EP3221483A1 - Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl - Google Patents

Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Info

Publication number
EP3221483A1
EP3221483A1 EP15821018.7A EP15821018A EP3221483A1 EP 3221483 A1 EP3221483 A1 EP 3221483A1 EP 15821018 A EP15821018 A EP 15821018A EP 3221483 A1 EP3221483 A1 EP 3221483A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
strip
content
air
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP15821018.7A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3221483B1 (de
Inventor
Thomas Schulz
Joachim SCHÖTTLER
Sascha KLUGE
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Publication of EP3221483A1 publication Critical patent/EP3221483A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3221483B1 publication Critical patent/EP3221483B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/561—Continuous furnaces for strip or wire with a controlled atmosphere or vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/562—Details
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/58—Continuous furnaces for strip or wire with heating by baths
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/003—Apparatus
    • C23C2/0038—Apparatus characterised by the pre-treatment chambers located immediately upstream of the bath or occurring locally before the dipping process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2241/00—Treatments in a special environment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the invention relates to a high-strength air-hardenable multiphase steel with excellent processing properties according to claim 1.
  • Advantageous developments are the subject matter of subclaims 2 to 22.
  • the invention relates to a method for producing a hot and / or cold rolled strip of such a steel and its remuneration by means of air hardening and optional tempering, according to the claims 23 to 30, and a steel strip, produced by this method, according to the claims 31 to 37.
  • the invention relates to steels having a tensile strength in the range of at least 950 MPa in the un-tempered state for the manufacture of components having improved formability (such as increased hole widening and bending angle) and improved welding properties.
  • High to ultra-high strength steels must therefore meet relatively high requirements in terms of strength and ductility, energy absorption and processing, such as stamping, hot and cold forming, thermal quenching (e.g., air hardening, press hardening), welding and / or surface treatment, e.g. a metallic finish, organic coating or paint, are sufficient.
  • energy absorption and processing such as stamping, hot and cold forming, thermal quenching (e.g., air hardening, press hardening), welding and / or surface treatment, e.g. a metallic finish, organic coating or paint, are sufficient.
  • Newly developed steels must therefore, in addition to the required weight reduction due to reduced sheet thicknesses, meet the increasing material requirements for yield strength,
  • Processing properties such as formability and weldability, provide.
  • Hole expanding capability is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in near edge areas, such as collaring.
  • the Lochetzweite Basket is normatively regulated, for example, in ISO 16630.
  • prefabricated, for example punched in a sheet holes are widened by means of a mandrel.
  • the measured variable is the change in the hole diameter relative to the initial diameter at which the first crack occurs at the edge of the hole through the metal sheet.
  • An improved edge crack resistance means an increased formability of the sheet edges and can be described by an increased Lochetzweitq.
  • the determination of the bending angle (a) is e.g. on the
  • the above-mentioned properties are important for components which, before tempering, e.g. be converted by air tempering with optional tempering to very complex components.
  • Carbon equivalent achieved. Synonyms such as “unterDeritektisch” (UP) and the already known “Low Carbon Equivalent” (LCE) stand for this.
  • the carbon content is usually less than 0, 120 wt .-%.
  • the failure behavior or the fracture pattern of the weld can be improved by alloying with micro-alloying elements.
  • High-strength components must have sufficient resistance to embrittlement of the material compared to hydrogen. Testing the durability of
  • AHSS Advanced High Strength Steels
  • the bainite can be present in different forms, such as upper and lower bainite.
  • Yield ratio with simultaneously very high tensile strength, strong strain hardening and good cold workability, are well known, but are often no longer sufficient with increasingly complex component geometries.
  • the group of multiphase steels is increasingly used.
  • the multiphase steels include e.g. Complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, TRIP steels, as well as the previously described dual-phase steels, which are characterized by different microstructural compositions.
  • Complex-phase steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, due to delayed recrystallization or precipitations of
  • Micro-alloying a strong grain refinement is effected.
  • Ferritic-bainitic steels are according to EN 10346 steels containing bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is characterized by a high dislocation density, by grain refining and the excretion of
  • Dual-phase steels are, according to EN 10346, steels with a ferritic basic structure, in which a martensitic second phase is insular, occasionally also with proportions of bainite as second phase. At high tensile strength, dual phase steels exhibit a low yield ratio and high work hardening.
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic basic structure, in which bainite and retained austenite are embedded, which can convert to martensite during the transformation (TRIP effect). Because of its high work hardening, the steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength. In conjunction with the bake Hardening effect high component strengths are achievable. These steels are suitable both for stretch drawing and deep drawing. However, material conversion requires higher blankholder forces and press forces. A comparatively strong springback must be considered.
  • the high strength steels with single phase structure include e.g. bainitic and
  • Bainitic steels are according to EN 10346 steels, which are characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally small amounts of other phases, such as e.g. Martensite and ferrite may be included.
  • Martensitic steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values. The suitability for thermoforming is limited. The martensitic steels are mainly suitable for bending forming processes, such as roll forming.
  • High-strength and ultrahigh-strength multiphase steels are used, among others, in structural, chassis and crash-relevant components, as sheet metal blanks, tailored blanks (welded blanks) and as flexibly cold-rolled strips, so-called TRB ® s or tailored strips.
  • Weight reduction through a load-adapted sheet thickness over the component length and / or steel grade there is a special heat treatment for the defined structure adjustment, where, for example, by comparatively soft components such as ferrite or bainitic ferrite, the steel its low yield strength and its hard
  • Ingredients such as martensite or carbon-rich bainite, maintains its strength.
  • Cooling rate (cooling gradient), adjusted according to the required mechanical properties with the necessary structure.
  • the pickled hot strip is heated in typical thicknesses of 1.50 to 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm in a continuous annealing furnace to a temperature such that during the
  • Constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition region from one band to the other band. This can be done
  • Alloy compositions with too small process windows in the continuous annealing lead to e.g. the thinner belt is either driven too slowly through the furnace, reducing productivity, or driving the thicker belt through the furnace too quickly and not achieving the necessary annealing temperatures and cooling gradients to achieve the desired texture.
  • the consequences are increased rejects and high costs of incorrect services.
  • Expanded process windows are necessary so that the required strip properties are possible with the same process parameters even with larger cross-sectional changes of the strips to be annealed.
  • Annealing treatment when load-optimized components are to be produced from hot strip or cold strip which have varying strip thicknesses over the strip length and bandwidth (eg due to flexible rolling).
  • TRB ® s with multi-phase structure is possible with today's known alloys and available continuous annealing plants for widely varying strip thicknesses but not without additional effort, such as an additional heat treatment before cold rolling (hot strip soft annealing).
  • hot strip soft annealing In areas of different strip thickness, ie in the presence of different Kaltabwalzgrade a homogeneous multi-phase microstructure in cold- as well as hot-rolled steel strips can be adjusted due to a temperature gradient occurring in the usual alloy-specific narrow process windows.
  • a method for producing a steel strip of different thickness over the strip length is described e.g. described in DE 100 37 867 A1.
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the hot dip bath.
  • the required microstructure is occasionally adjusted depending on the alloy concept only during the annealing treatment in the continuous annealing furnace in order to realize the required mechanical properties.
  • Crucial process parameters are thus the setting of the annealing temperature and the speed, as well as the cooling rate (cooling gradient) in the
  • Thickness changes without adjusting the process parameters to be able to set uniform mechanical properties over the tape length.
  • Cross-sectional areas can be displayed, so that for different strength classes and / or cross-sectional areas altered alloy concepts are necessary.
  • Carbon equivalent is an important criterion.
  • CEV (IIW) C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5
  • PCM C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B the characteristic standard elements, such as carbon and manganese, and chromium or molybdenum and vanadium considered (contents in wt .-%).
  • a low yield ratio (Re / Rm) in a strength range above 950 MPa in the initial state is typical for a dual-phase steel and is primarily used for
  • Yield limit ratios represent a greater safety margin for component failure.
  • a higher yield ratio (Re / Rm), as is typical for complex phase steels, is also characterized by a high resistance to edge cracks. This is due to the lesser differences in the strengths and hardnesses of each
  • Microstructure constituents and the finer structure which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cutting edge.
  • Minimum tensile strength of 950 MPa is very diverse and shows very large
  • Alloying ranges in the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, nitrogen, aluminum and chromium and / or molybdenum as well as in the addition of microalloys, such as titanium, niobium, vanadium and boron.
  • the range of dimensions in this strength range is broad and ranges from about 0.50 to about 4.00 mm in thickness for tapes intended for continuous annealing.
  • the starting material can be hot strip, cold rolled hot strip and cold strip. There are mainly bands up to 1600 mm width application, but also Slit strip dimensions that result from longitudinal splitting of the strips. Sheets or sheets are made by cutting the strips.
  • the air-hardenable steel grades known, for example, from the specifications EP 1 807 544 B1, WO 201 1/000351 and EP 2 227 574 B1 with minimum tensile strengths of 800 (LH®800) or 900 MPa (LH®900) in hot-rolled or cold-rolled design are characterized by their very good formability in the soft state (thermoforming properties) and by their high strength after heat treatment (tempering).
  • the structure of the steel is converted by heating in the austenitic region, preferably at temperatures above 950 ° C under a protective gas atmosphere. During the subsequent cooling in air or inert gas, the formation of a martensitic microstructure for a high-strength component takes place.
  • the subsequent tempering makes it possible to reduce residual stresses in the hardened component. At the same time the hardness of the component is reduced so that the required
  • Toughness values can be achieved.
  • the invention is therefore based on the object, a new cost-effective
  • the Schmelztauchveredelung the steel is to be ensured and a method for producing a strip made from this steel can be specified.
  • this object is achieved by a steel having the following chemical composition in wt .-%: c> 0.075 to ⁇ 0.1 15
  • Hot dip galvanizing e.g., hot dip galvanizing
  • the microstructure consists of the main phases of ferrite and martensite and of the secondary phase bainite which determines the improved mechanical properties of the steel.
  • the steel according to the invention is distinguished by low carbon equivalents and, in the case of the carbon equivalent CEV (NW), is dependent on the thickness of the sheet metal on the addition of max. 0.66%, so that excellent weldability and the other specific properties described below can be achieved.
  • CEV (IIW) value of max. 0.62%
  • sheet thicknesses up to 2.00 mm a value of max. 0.64% and above 2.00 mm a value of max. 0.66%
  • the steel according to the invention can be produced in a wide range of hot rolling parameters, for example with coiling temperatures above the bainite start temperature (variant A).
  • the bainite start temperature variant A
  • Process control are set a microstructure, which allows the
  • the steel according to the invention is very well suited as a starting material for a
  • Hot dip finishing and has a significantly increased process window compared to the known steels by the sum-related amount of Mn, Si and Cr added according to the invention as a function of the strip thickness to be produced.
  • the steel strip according to the invention can be used as cold and hot strip and as
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between A c i and Ac 3 or in the case of an austenitizing annealing via A C 3 with finally controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous.
  • Hot dipping there are different approaches for a heat treatment.
  • the strip is cooled starting from the annealing temperature at a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • FIG. 6a
  • Cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 2, Figure 6b).
  • the second variant of the temperature control in the hot dip finishing includes holding the temperature for about 1 to 20 seconds at the intermediate temperature of about 200 to 350 ° C and then reheating to the temperature required for hot dipping refinement of about 400 to 470 ° C.
  • the strip is cooled after refining to about 200 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is again with a
  • Cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 3, Figure 6c).
  • Material characteristic is also that the addition of manganese with increasing weight percent of the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling. Depending on the process parameters, the proportions of ferrite are more or less reduced by increased amounts of bainite.
  • the carbon equivalent can be reduced, thereby improving weldability and avoiding excessive weld hardening. In resistance spot welding, moreover, the electrode life can be significantly increased.
  • Bealeitiata are elements that are already present in iron ore, or
  • Hydrogen (H) can be the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice strains. As a result, the hydrogen in the iron grid is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during the processing of the steel. Hydrogen can only be taken up in atomic (ionic) form in the iron lattice.
  • Hydrogen has a strong embrittlement and preferably diffuses to energy-favorable sites (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of the hydrogen in the material.
  • a more uniform structure also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases. At room temperature, however, oxygen is only soluble in very small quantities. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is found in iron lattice as
  • Grain boundary fractures In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C. During hot rolling can
  • phosphorus is used as a micro-alloying element in small quantities ( ⁇ 0.1% by weight) due to its low cost and high strength increase, for example in higher-strength IF steels (interstitial free), bake hardening steels or even in some alloying concepts for dual phase steels.
  • higher-strength IF steels interstitial free
  • bake hardening steels or even in some alloying concepts for dual phase steels.
  • Phosphorus as a mixed crystal formers use, inter alia, that phosphorus is not alloyed but is set as low as possible.
  • the phosphorus content in the steel according to the invention is limited to unavoidable amounts in steelmaking.
  • S sulfur
  • MnS manganese sulfide
  • the sulfur content in the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0030% by weight, advantageously ⁇ 0.0025% by weight or optimally to ⁇ 0.0020% by weight or amounts unavoidable in steelmaking ,
  • Leaierunasetti are usually added to the steel in order to influence specific properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06 wt .-% iron is only for steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip finishing, its proportion is in accordance with EN 10346 or
  • VDA 239-100 maximum 0.230 wt .-%, a minimum value is not specified.
  • the solubility is 0.02% maximum in ⁇ -iron and 2.06% maximum in ⁇ -iron.
  • Carbon in solute significantly increases the hardenability of steel and is therefore essential for the formation of a sufficient amount of martensite.
  • excessive carbon contents increase the hardness difference between ferrite and martensite and limit weldability.
  • the steel according to the invention contains carbon contents of less than or equal to 0.1 15 wt .-%.
  • Austenite area to lower temperatures shows. As the constrained carbon content in martensite increases, the lattice distortions and, associated therewith, the strength of the diffusion-free phase are increased. Carbon also forms carbides. A structural phase that occurs in almost every steel is the cementite (Fe 3 C). However, significantly harder special carbides may form with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium. Not only the species but also the distribution and size of the precipitates is of crucial importance for the resulting increase in strength. On the one hand sufficient strength and on the other hand a good weldability, improved hole widening, an improved bending angle and a sufficient resistance against
  • the minimum C content is set to 0.075 wt% and the maximum C content is 0.1 to 15 wt%, with cross-sectional dependent levels being advantageous
  • Silicon (S) binds oxygen during casting and is therefore used for reassurance during the deoxidation of the steel.
  • the Seigerungskostory is significantly lower than z.
  • Seigerept generally lead to a line arrangement of the structural components, which the forming properties, eg. B. the hole widening and bending ability,
  • Tensile strenght The elongation at break decreases by about 2%. The latter is partly due to the fact that silicon reduces the solubility of carbon in the ferrite and increases the activity of carbon in the ferrite, thus preventing the formation of carbides, which reduce the ductility as brittle phases, which in turn improves the formability. Due to the low strength-increasing effect of silicon within the span of the
  • Steel according to the invention provides the basis for a broad process window. Another important effect is that silicon shifts the formation of ferrite to shorter times and temperatures and thus the formation of sufficient ferrite before
  • Hot rolling thereby provides a basis for improved cold rollability.
  • the accelerated ferrite formation enriches the austenite with carbon and stabilizes it. Since silicon hinders carbide formation, the austenite is additionally stabilized. Thus, the accelerated cooling can suppress the formation of bainite in favor of martensite.
  • Hot-dip coating plant a reduction of iron oxide, which is eg during Cold rolling or can form on the surface as a result of storage at room temperature.
  • oxygen-sensitive alloying constituents such as silicon, manganese, chromium, boron
  • the gas atmosphere is oxidative, with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, that is on the substrate surface, and internally within the metallic matrix.
  • silicon diffuses during the annealing to the surface and forms oxides on the steel surface alone or together with manganese. These oxides can prevent the contact between substrate and melt and the
  • Zinc alloy layer on the steel substrate can be reduced.
  • the above-mentioned mechanisms can also apply to pickled hot-rolled strip or cold-rolled hot-rolled strip, respectively.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be achieved by adjusting the internal oxidation of the alloying elements
  • Oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (N 2 -H 2 -Schutzgasatmospreheat) are selectively influenced.
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C. -12> Log p0 2 > - ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ - ⁇ , ⁇ - ' ⁇ - ⁇ ⁇ - ⁇ B f '
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the furnace area consists of a combination of a direct fired furnace (DFF) and a subsequent radiant tube furnace (see process 2 in Figure 6b)
  • DFF direct fired furnace
  • a subsequent radiant tube furnace see process 2 in Figure 6b
  • selective oxidation can be used also influence the alloying elements via the gas atmospheres of the furnace areas.
  • the combustion reaction in the NOF can be used to adjust the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements. This should be adjusted so that the oxidation of the alloying elements is internally below the
  • the set oxygen partial pressure in this furnace area must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • Galvanization chosen (see method 1 in Figure 6a), no special precautions are necessary to ensure the galvanic nature. It is known that the galvanizing of higher-alloyed steels is much easier to realize by electrolytic deposition than by continuous hot-dip processes. In electrolytic galvanizing, pure zinc is deposited directly on the strip surface. In order not to hinder the electron flow between the steel strip and the zinc ions and thus the zinc plating, it must be ensured that no surface-covering oxide layer is present on the strip surface. This condition is usually ensured by a standard reducing atmosphere during annealing and pre-cleaning prior to electrolysis.
  • the minimum silicon content is set to 0.400 wt .-% and the maximum silicon content to 0.500 wt .-%.
  • Manganese (Mn ⁇ ) is added to almost all steels for desulfurization to convert the harmful sulfur into manganese sulphides
  • Solid solution solidifies the strength of the ferrite and shifts the a / y conversion to lower temperatures.
  • Diffusion hindrance shifts the pearlite and bainite transformation to longer times and reduces the martensite start temperature.
  • manganese increases the hardness ratio between martensite and ferrite.
  • the line of the structure is reinforced.
  • a high hardness difference between the phases and the formation of Martensitzeilen result in a lower Lochaufweitstory, which is equivalent to an increased edge crack sensitivity.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing.
  • other alloying elements in particular silicon and aluminum
  • MnO manganese
  • / or Mn mixed oxides eg Mn2Si0 4
  • Si / Mn or Al / Mn ratio manganese is less critical because globular oxides rather than oxide films are formed.
  • high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • Hot-dip coating reduces the formation of Mn oxides or Mn mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the manganese content is determined for the reasons mentioned to 1, 900 to 2.350 wt .-%.
  • the manganese content is preferably in a range between> 1.900 and ⁇ 2.200 wt .-%, with strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between> 2.050 and ⁇ 2.250 wt. % and at belt thicknesses over 2.00 mm between> 2, 100 wt .-% and ⁇ 2.350 wt .-%.
  • Another peculiarity of the invention is that the variation of the manganese content can be compensated by simultaneously changing the silicon content.
  • the coefficients of manganese and silicon are approximately the same for both the yield strength and the tensile strength, which gives the possibility of substitution of manganese by silicon.
  • chromium even in small amounts in dissolved form, can considerably increase the hardenability of steel.
  • chromium causes particle hardening with appropriate temperature control in the form of chromium carbides. The associated increase in the number of seed sites with simultaneously reduced content of carbon leads to a reduction in the hardenability.
  • chromium In dual phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. Chromium, when dissolved, shifts perlite and bainite transformation to longer times, while decreasing the martensite start temperature.
  • chromium increases the tempering resistance significantly, so that there is almost no loss of strength in the hot dip.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature must be set high enough before hardening to allow the austenitizing temperature
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which may degrade the hot dipping quality.
  • Hot dip coating reduces the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set at levels of 0.200 to 0.500 wt .-%.
  • Molybdenum (Mo): The addition of molybdenum leads, similar to that of chromium and manganese, to improve hardenability. The pearlite and bainite transformation is postponed to longer times and the martensite start temperature is lowered. At the same time molybdenum is a strong karsentpellner, the finely divided Mischkarbide, u.a. also with titanium. Molybdenum also increases the tempering resistance significantly, so that in the hot dip no
  • Molybdenum also works by solid solution hardening, but is less effective than manganese and silicon.
  • the content of molybdenum is therefore adjusted between 0.200 to 0.300 wt .-%.
  • Hot dip has proven to be advantageous for the inventive alloy concept a Summengehalt of Mo + Cr of ⁇ 0.725 wt .-%.
  • Copper (Cu): The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes in particular.
  • the content of copper is therefore fixed at ⁇ 0.050% by weight and thus limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Vanadium (V) Since addition of vanadium is not necessary in the present alloy concept, the content of vanadium is limited to unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Aluminum (A ⁇ ) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen. Oxygen and nitrogen become so into aluminum oxides and
  • Seed points cause a grain refining and so the toughness properties as well
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and become higher
  • the aluminum content is therefore limited to 0.005 to a maximum of 0.060 wt .-% and is added to calm the steel.
  • Niobium (Nb) Niobium has different effects in steel. When hot rolling in the
  • Recrystallization whereby the seed density is increased and after the conversion a finer grain is formed.
  • the proportion of dissolved niobium also inhibits recrystallization.
  • the excretions increase the strength of the final product.
  • These can be carbides or carbonitrides. Often these are mixed carbides in which titanium is also incorporated. This effect begins at 0.005 wt .-% and is from 0.010 wt .-% niobium on
  • Nitrogen has an affinity to nitrogen, so the nitrogen must first be set, preferably by the stoichiometrically required amount of titanium.
  • Hot-dip coating to form oxides or mixed oxides, which deteriorate the quality of galvanizing.
  • the above measures for adjusting the furnace areas in continuous hot dip coating reduce the formation of oxides on the steel surface.
  • Alloy concept set to values of 5 to 30 ppm, advantageously to ⁇ 25 or optimally to ⁇ 20 ppm.
  • Nitrogen ( ⁇ can be both alloying element and accompanying element from the
  • Micro alloying elements titanium and niobium fine grain hardening over titanium nitrides and niobium (karbo) nitrides can be achieved.
  • the N content is therefore set to values of> 0.0020 to ⁇ 0.0120 wt .-%.
  • niobium and titanium contents of ⁇ 0.100% by weight have proven to be advantageous and, because of the principle interchangeability of niobium and titanium, up to a minimum niobium content of 10 ppm and for cost reasons, particularly advantageous
  • Calcium (Ca) An addition of calcium in the form of calcium-silicon mixed compounds causes deoxidation and desulfurization of the molten phase during steelmaking. Thus, reaction products are transferred to the slag and the steel is cleaned. The increased purity leads to better properties according to the invention in the end product.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are for the
  • the pass-annealed and occasionally hot-dip refined material can be used as both
  • Steel strips in the present case as hot strip, cold rolled hot strip or cold strip, from the alloy composition according to the invention are also distinguished by a high edge crack resistance in further processing.
  • Rolling direction are advantageous for later material use.
  • the cutting of blanks from a strip regardless of the rolling direction take place and the waste can be minimized.
  • the hot strip according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above ⁇ ⁇ 3 and reel temperatures above the
  • Bainite start temperature generated (variant A).
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above ⁇ ⁇ 3 and reeling temperatures below the bainite start temperature
  • Time-temperature profile (schematic) of the process steps hot rolling and cold rolling (optional) as well as continuous annealing, component production, tempering (air hardening) and tempering (optional) by way of example for the steel according to the invention
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip of the steel according to the invention. Shown are the different process routes relating to the invention. Until hot rolling (final rolling temperature), the process route is the same for all steels according to the invention, after which deviating process routes take place, depending on the desired results.
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized with different degrees of rolling.
  • soft annealed hot strip or annealed cold strip can be cold rolled and galvanized.
  • Material can also be optionally processed without hot dip finishing, i. only in the context of a continuous annealing with and without subsequent electrolytic
  • a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • Figure 2 shows schematically the time-temperature profile of the process steps hot rolling and continuous annealing of strips of the alloy composition according to the invention. Shown is the time- and temperature-dependent transformation for the hot rolling process as well as for a heat treatment after cold rolling, component manufacturing, tempering and optional tempering.
  • Figure 3 shows in the upper half of the table, the chemical composition of
  • the alloys according to the invention have, in particular, significantly increased contents of Si and lower contents of Cr and no addition of V.
  • FIG. 4 shows the mechanical characteristic values along the rolling direction of the steels investigated, with target characteristic values to be achieved for the air-hardened state (FIG. 4a), which were determined Values in the non-air-hardened initial state (FIG. 4b) and in the air-cured state (FIG. 4c). The given values to be reached are safely reached.
  • FIG. 5 shows results of the hole expansion tests according to ISO 16630 (absolute values). The results of the hole expansion tests for variant A are shown
  • the tested materials have a sheet thickness of 1, 2 or 2.0 mm.
  • the results apply to the test according to ISO 16630.
  • Process 2 corresponds to annealing, for example, on a hot-dip galvanizing combined direct-fired furnace and radiant tube furnace, as described in FIG. 6b.
  • the method 3 corresponds for example to a process management in one
  • a reheating of the steel can be achieved optionally directly in front of the zinc bath.
  • FIG. 6 schematically shows three variants of the temperature-time profiles according to the invention in the annealing treatment and cooling and in each case different
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the cold or hot rolled or post cold rolled steel strip produced in a continuous annealing line.
  • the tape is heated to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C (Ac1 to Ac3).
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature with a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature (ZT) of about 200 to 250 ° C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature about 300 to 500 ° C
  • the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until reaching room temperature (RT) in air or the cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s is maintained up to room temperature ,
  • the process 2 ( Figure 6b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing is briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel, then the cooling with a
  • Cooling rate between about 15 and 100 ° C / s continue to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. Subsequently, the steel strip with a
  • Cooling rate between about 2 and 30 ° C / s cooled to room temperature in air.
  • Process 3 also shows the process according to process 1 in a hot dipping refinement, but the cooling of the steel strip is effected by a short pause (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 to 400 ° C
  • Example 1 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in parentheses, undamaged condition):
  • Example 2 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • the hot-dip coated steel was analogous to a
  • Transport time max. 5 s (without energy supply)
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in parentheses, undamaged condition):

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus einer im Anspruch 1 definierten Zusammensetzung, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr ≥ 2,800 und ≤ 3,000 Gew.-% über 1,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr ≥ 2,850 und ≤ 3,100 Gew.-% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr ≥ 2,900 und ≤ 3,200 Gew.-%.

Description

Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden
Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften gemäß Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 22.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl und dessen Vergütung mittels Lufthärten und optional nachgeschaltetem Anlassen, gemäß den Patentansprüchen 23 bis 30, sowie ein Stahlband, hergestellt nach diesem Verfahren, gemäß den Ansprüchen 31 bis 37.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 950 MPa im nicht vergüteten Zustand zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit (wie zum Beispiel erhöhte Lochaufweitung und erhöhter Biegewinkel) und verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
Durch eine erfindungsgemäße Vergütungsbehandlung dieser Stähle kann ein Anstieg der Dehngrenze und Zugfestigkeit beispielsweise durch Lufthärten mit optional anschließendem Anlassen erreicht werden.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und C02-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer
Beanspruchung sowohl während der Nutzung als auch im Crashfall. Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke kann das Gewicht der Fahrzeuge bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.
Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, beim thermischen Vergüten (z.B. Lufthärten, Presshärten), Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung oder Lackierung, genügen.
Neu entwickelte Stähle müssen sich daher neben der verlangten Gewichtsreduzierung durch verringerte Blechdicken den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze,
Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guten
Verarbeitungseigenschaften, wie Umformbarkeit und Schweißbarkeit, stellen.
Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hoch- bis höchstfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen und um den hohen Bauteilanforderungen hinsichtlich Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbessertem Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt zu genügen.
Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim
Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung , sowie eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) gefordert.
Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
Das Lochaufweitvermögen ist eine Materialeigenschaft, welche die Beständigkeit des Materials gegen Risseinleitung und Rissausbreitung bei Umformoperationen in kantennahen Bereichen, wie zum Beispiel beim Kragenziehen, beschreibt. Der Lochaufweiteversuch ist beispielsweise in der ISO 16630 normativ geregelt. Danach werden vorgefertigte zum Beispiel in ein Blech gestanzte Löcher mittels eines Dorns aufgeweitet. Die Messgröße ist die auf den Ausgangsdurchmesser bezogene Änderung des Lochdurchmessers bei der am Rand des Lochs der erste Riss durch das Blech auftritt.
Eine verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden.
Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen„Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter„High Hole Expansion" (HHE) sowie xpand® bekannt.
Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das
Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (z.B. beim Falzen) oder auch bei Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die
Fahrgastzellensicherheit. Die Bestimmung des Biegewinkels (a) wird z.B. über den
Plättchen-Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.
Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die vor dem Vergüten z.B. durch Lufthärten mit optionalem Anlassen zu sehr komplexen Bauteilen umgeformt werden.
Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes
Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie„unterDeritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte„Low Carbon Equivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0, 120 Gew.-%. Weiterhin kann das Versagensverhalten bzw. das Bruchbild der Schweißnaht über eine Zulegierung mit Mikrolegierungselementen verbessert werden.
Bauteile hoher Festigkeit müssen gegenüber Wasserstoff eine ausreichende Resistenz gegenüber einer Materialversprödung aufweisen. Die Prüfung der Beständigkeit von
Advanced High Strength Steels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber
fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet. Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und
Restaustenit sich vorteilhaft z.B. auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie z.B. oberer und unterer Bainit, vorliegen.
Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges
Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starker Kaltverfestigung und guter Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt, reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung. Zu den Mehrphasenstählen zählen z.B. Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, TRIP- Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind.
Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die geringe Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von
Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.
Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere
Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen.
Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von
Mikrolegierungselementen bewirkt.
Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, fallweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. In Verbindung mit dem Bake- Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestigkeiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen.
Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen z.B. bainitische und
martensitische Stähle.
Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse
auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie z.B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf. Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.
Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren„Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis genommen werden.
Anwendungsbereiche und Fertigungsverfahren
Zum Einsatz kommen hoch- und höchstfeste Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerksund crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB®s bzw. Tailored Strips.
Die Tailor Rolled Blank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante
Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte. In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten
Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.
Üblicherweise werden kaltgewalzte hoch- bis höchstfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und
Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanischtechnologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1 ,50 bis 4,00 mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00 mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der
Rekristallisation und der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt.
Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei
Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss und hohe Fehlleistungskosten.
Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.
Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der
Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen. Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen (Warmbandweichglühen), möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchveredelt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Schmelztauchbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufglühofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperatur und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der
Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen
Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist das Prozessfenster.
Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit den zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften EP 2 028 282 A1 , WO 2013/113304 A2 oder EP 2 031 081 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Dualphasenstahl besteht das Problem, dass mit diesen Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen, z.B. bei Breiten- oder
Dickenänderungen, ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können. Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische
Eigenschaften zu erreichen.
Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus bekannten Stahllegierungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der
Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf, oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe
Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der
Volumenanteile der Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden
Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten
Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere
Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Aber auch die Schweißeignung charakterisiert unter anderem durch das
Kohlenstoffäquivalent ist eine wichtige Beurteilungsgröße.
Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten
. CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
. CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
. PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt (Gehalte in Gew.-%).
Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents nur eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff sowie von Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen
Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) in einem Festigkeitsbereich über 950 MPa im Ausgangszustand ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der
Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere
Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch einen hohen Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten und Härten der einzelnen
Gefügebestandteile und das feinere Gefüge zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Bezüglich der Streckgrenze gibt es in den Normen einen Überlappungsbereich, wie auch beim Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), in dem eine Zuordnung sowohl zu Komplex- als auch zu Dualphasenstählen möglich ist und zu verbesserten Materialeigenschaften führt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit
Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große
Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Stickstoff, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und Bor.
Das Abmessungsspektrum in diesem Festigkeitsbereich ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis etwa 4,00 mm für Bänder, die zur Durchlaufglühung vorgesehen sind. Als Vormaterial kann Warmband, kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zum Einsatz kommen. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1600 mm Breite Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
Die zum Beispiel aus den Schriften EP 1 807 544 B1 , WO 201 1/000351 und EP 2 227 574 B1 bekannten lufthärtbaren Stahlsorten mit Mindestzugfestigkeiten von 800 (LH®800) bzw. 900 MPa (LH®900) in warm- oder kaltgewalzter Ausführung zeichnen sich besonders durch ihre sehr gute Umformbarkeit im weichen Zustand (Tiefzieheigenschaften) und durch ihre hohe Festigkeit nach der Wärmebehandlung (Vergüten) aus.
Beim Härten wird das Gefüge des Stahles durch Aufheizen in den austenitischen Bereich überführt, vorzugsweise auf Temperaturen über 950°C unter Schutzgasatmosphäre. Beim anschließenden Abkühlen an der Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil.
Das anschließende Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten
Zähigkeitswerte erreicht werden.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues kostengünstiges
Legierungskonzept für einen höchstfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit
hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und mit einer Mindestzugfestigkeit von 950 MPa im nicht vergüteten Zustand, längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert ist, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können.
Außerdem soll die Schmelztauchveredelung des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.
Auch sollen ein ausreichendes Umformvermögen, die HFI-Schweißbarkeit, eine
hervorragende allgemeine Schweißbarkeit sowie Schmelztauch- und Anlassbeständigkeit sichergestellt sein. Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe durch einen Stahl mit folgender chemischen Zusammensetzung in Gew.-% gelöst: c > 0,075 bis < 0,1 15
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
Cr > 0,200 bis < 0,500
AI > 0,005 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0030
Nb > 0,005 bis < 0,060
Ti > 0,005 bis < 0,060
B > 0,0005 bis < 0,0030
Mo > 0,200 bis < 0,300
Ca > 0,0005 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender, erschmelzungsbedingter
Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl, der Summengehalt von Mn+Si+Cr abhängig von der erzeugten Banddicke, wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,800 und < 3,000% über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,850 und < 3, 100% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,900 und < 3,200%
Durch die in den Verfahrensansprüchen 24 und 25 beschriebene Möglichkeit einer
Schmelztauchveredelung (z.B. Feuerverzinken) von Stahlbändern aus dem
erfindungsgemäßen Stahl mit hohen Siliziumgehalten bis 0,500% kann auf eine Zugabe von Vanadium zur Sicherstellung der Anlassbeständigkeit verzichtet werden. Erfindungsgemäß besteht das Gefüge aus den Hauptphasen Ferrit und Martensit und der die verbesserten mechanische Eigenschaften des Stahls bestimmenden Nebenphase Bainit.
Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich durch niedrige Kohlenstoffäquivalente aus und ist beim Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) blechdickenabhängig auf die Zugabe von max. 0,66% begrenzt, damit eine hervorragende Schweißbarkeit und die nachfolgend beschriebenen weiteren spezifischen Eigenschaften erzielt werden können. Als vorteilhaft hat sich bei Blechdicken bis 1 ,00 mm ein CEV(IIW)-Wert von max. 0,62%, bei Blechdicken bis 2,00 mm ein Wert von max. 0,64% und oberhalb von 2,00 mm ein Wert von max. 0,66%
herausgestellt.
Durch seine chemische Zusammensetzung lässt sich der erfindungsgemäße Stahl in einem breiten Warmwalzparameterspektrum herstellen, beispielsweise mit Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur (Variante A). Zusätzlich kann durch eine gezielte
Prozesssteuerung eine Gefügestruktur eingestellt werden, die es erlaubt, den
erfindungsgemäßen Stahl anschließend ohne vorheriges Weichglühen kaltzuwalzen, wobei Kaltwalzgrade zwischen 10 bis 40% pro Kaltwalzdurchgang Anwendung finden.
Der erfindungsgemäße Stahl ist als Vormaterial sehr gut geeignet für eine
Schmelztauchveredelung und weist durch die erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzeugenden Banddicke zugegebenen summenbezogenen Menge an Mn, Si und Cr ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf.
Bei Versuchen hat sich überraschend herausgestellt, dass ein breites Prozessfenster mit den geforderten mechanischen Eigenschaften eingehalten werden kann, wenn der Gesamtgehalt von Mn+Si+Cr blechdickenabhängig eingestellt wird.
Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warmoder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten, wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozesssierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. unter 1 ,00 mm Banddicke, 1 ,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und über 2,00 mm Banddicke).
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus daraus vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile hergestellt werden.
Das erfindungsgemäße Stahlband kann als Kalt- und Warmband sowie als
kaltnachgewalztes Warmband mittels einer Feuerverzinkungslinie oder einer reinen
Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten, im
streckbiegegerichteten und nicht streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten (überalterten) Zustand.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Aci und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über AC3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.
Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt.
Abhängig vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder zusätzliche
Schmelztauchveredelung) gibt es unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt
abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 1 ,
Figur 6a).
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wird wie oben beschrieben vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 400 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 2, Figur 6b).
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 350°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 400 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 3, Figur 6c).
Bei bekannten Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich. Erst die
erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Stickstoff, Molybdän und Chrom sowie Niob, Titan und Bor sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der
Durchlaufglühung.
Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von < 0, 1 15 Gew.-% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißeignung verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig, berücksichtigt.
Bealeitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind, bzw.
herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen. Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter
Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed- Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als auslösender Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert zudem die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase. Bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes im Zuge einer Desoxidation des Stahls mit Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein. Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als
Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings im Allgemeinen versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da dieser unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten
Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können
oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.
In einigen Stählen wird Phosphor allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0, 1 Gew.%) als Mikrolegierungselement verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening- Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der
erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die
Phosphor als Mischkristallbildner verwenden unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert sondern möglichst niedrig eingestellt wird.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Schwefel ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, einen möglichst geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, z.B. durch eine Vakuumbehandlung, zu erreichen. Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilter Martensitinseln, anisotropes
Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0030 Gew.-%, vorteilhaft auf < 0,0025 Gew.-% bzw. optimal auf < 0,0020 Gew.-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Leaierunaselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung von bis zu 2,06 Gew.-% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil gemäß EN 10346 bzw.
VDA 239-100 maximal 0,230 Gew.-%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im
Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.
Um die Anforderungen z.B. an hohe Lochaufweitung und Biegewinkel zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte von kleiner gleich 0, 1 15 Gew.-%.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des
Austenitgebietes zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Eine nahezu in jedem Stahl vorkommende Gefügephase ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit, eine verbesserte Lochaufweitung, einen verbesserten Biegewinkel und einen ausreichenden Widerstand gegen
wasserstoffinduzierte Rissbildung (d.h. Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0, 1 15 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen
Differenzierung, wie:
Materialdicke unter 1 ,00 mm (C von < 0, 100 Gew.-%)
Materialdicken zwischen 1 ,00 bis 2,00 mm (C < 0, 105 Gew.-%)
Materialdicken über 2,00 mm (C < 0, 1 15 Gew.-%).
Silizium (S ) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung im Zuge der Desoxidation des Stahls verwendet. Wichtig für die späteren Stahleigenschaften ist, dass der Seigerungskoeffizient deutlich geringer ist als z. B. der von Mangan (0, 16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die Umformeigenschaften, z. B. die Lochaufweitung und Biegefähigkeit,
verschlechtern.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke
Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0, 1 % Silizium eine
Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10 MPa, wobei sich bei einer Zugabe bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert. Dies wurde für unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen untersucht. Die Steigerung von 0,2% auf 0,5% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 20 MPa in der Streckgrenze und ca. 70 MPa in der
Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 2% ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt und die Aktivität von Kohlenstoff im Ferrit erhöht, somit die Bildung von Karbiden verhindert, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des
erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der
Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Schmelztauchveredeln wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und so stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.
Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte z.B. auch durch Aluminium herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit Mikrolegierungselementen zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der
Umwandlungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im erfindungsgemäßen Stahl.
Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,400 bis 0,500% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800 Gew.-% Silizium bzw. bis zu 2,000 Gew.-% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
Neben der Rekristallisation des walzharten Bandes bewirken die atmosphärischen
Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich z.B. beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie z.B. Silizium, Mangan, Chrom, Bor ist die Gasatmosphäre jedoch oxidierend mit der Folge, dass eine Segregation und selektive Oxidation dieser Elemente auftreten kann. Die selektive Oxidation kann sowohl extern, das heißt auf der Substratoberfläche, als auch intern innerhalb der metallischen Matrix stattfinden.
Es ist bekannt, dass insbesondere Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundiert und allein oder zusammen mit Mangan Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide können den Kontakt zwischen Substrat und Schmelze unterbinden und die
Benetzungsreaktion verhindern bzw. deutlich verschlechtern. Hierdurch können unverzinkte Stellen, so genannte„Bare Spots", oder sogar großflächige Bereiche ohne Beschichtung auftreten. Desweiteren kann durch eine verschlechterte Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw.
Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden. Die oben genannten Mechanismen können auch bei gebeiztem Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband zutreffen.
Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Schmelztauchbades eine gute Schmelztauchveredelung des Stahlbandes und eine gute Haftung des Überzuges erreicht werden kann.
Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beizbzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der
Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in Figur 6c), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des
Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt. -12 > Log p02 > -δ^^^ π^-Ο,ΓΟ-'^-Τ^-Ιπ B f'
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 6b), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.
Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Dieses ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern unterhalb der
Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der
Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF-Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies z.B. durch Reduzierung des CO-Werts unter 4 Vol.-%.
Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden unter N2-H2-Schutzgasatmosphäre die ggfs.
gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Im Übergangsbereich zwischen Ofen—► Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der
Gasatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt. Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt.
Wird anstelle der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die
Verfahrensroute über ein kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer
Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 6a), sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern, muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet.
Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende
Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Silizium-Gehalt auf 0,400 Gew.-% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,500 Gew.-% festgelegt.
Mangan (Mn^ wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch
Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die a-/y-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie z.B. bei
Dualphasenstählen, ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der
Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten Kantenrissempfindlichkeit ist. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z.B.
MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2Si04) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn-Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1 ,900 bis 2,350 Gew.-% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine
banddickenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten.
Bei einer Banddicke unter 1 ,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 1 ,900 und < 2,200 Gew.-%, bei Banddicken von 1 ,00 bis 2,00 mm zwischen > 2,050 und < 2,250 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 2, 100 Gew.-% und < 2,350 Gew.-%.
Eine weitere Besonderheit der Erfindung ist, dass die Variation des Mangan-Gehalts durch gleichzeitige Veränderung des Silizium-Gehalts kompensiert werden kann. Die
Festigkeitssteigerung (hier die Streckgrenze, engl, yield strength, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemeinen gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben:
YS (MPa) = 53,9 + 32,34 [Gew.-%Mn] + 83, 16 [Gew.-%Si] +354,2 [Gew.-%N] + 17,402 d( 1/2)
Diese beruht jedoch vorrangig auf dem Effekt der Mischkristallhärtung, der nach dieser Gleichung für Mangan schwächer ist als für Silizium. Gleichzeitig erhöht Mangan jedoch, wie oben erwähnt, die Härtbarkeit deutlich, wodurch sich bei Mehrphasenstählen der Anteil an festigkeitssteigernder Zweitphase signifikant erhöht. Daher ist die Zugabe von 0, 1 % Silizium in erster Näherung mit der Zugabe von 0, 1 % Mangan im Sinne der Festigkeitserhöhung gleichzusetzen. Für einen Stahl der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einer Glühung, die die erfindungsgemäßen Zeit-Temperatur-Parameter einschließt, hat sich auf empirischer Grundlage folgender Zusammenhang für die Streckgrenze und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben:
YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 ,1 [Gew.-%Mn]
TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [Gew.-%Si] + 174, 1 [Gew.-%Mn]
Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium gegeben ist.
Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Schmelztauchbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die
Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer
Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
Chrom neigt ebenfalls dazu, während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Schmelztauchqualität verschlechtern kann. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Cr-Oxiden bzw. Cr-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert. Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Gehalte von 0,200 bis 0,500 Gew.-% festgelegt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie der von Chrom und Mangan zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Gleichzeitig ist Molybdän ein starker Karbildbildner, der fein verteilte Mischkarbide, u.a. auch mit Titan, entstehen lässt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Schmelztauchbad keine
Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.
Der Gehalt an Molybdän wird daher zwischen 0,200 bis 0,300 Gew.-% eingestellt. Vorteilhaft sind Bereiche zwischen 0,200 und 0,250 Gew.-%.
Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und
Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße Legierungskonzept ein Summengehalt von Mo+Cr von < 0,725 Gew.-% herausgestellt.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Nickel ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Vanadium (V): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt. Aluminium (A\) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden so in Aluminiumoxide und
Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der
Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie
Festigkeitswerte steigern.
Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren
Temperaturen gebildet.
In gelöstem Zustand verschieben Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen (TRI P- Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die
Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,005 bis maximal 0,060 Gew.-% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.
Niob_(Nb): Niob wirkt im Stahl auf unterschiedliche Weise. Beim Warmwalzen in der
Fertigstraße verzögert es durch die Bildung von feinstverteilten Ausscheidungen die
Rekristallisation, wodurch die Keimstellendichte erhöht wird und nach der Umwandlung ein feineres Korn entsteht. Auch der Anteil an gelöstem Niob wirkt rekristallisationshemmend. Die Ausscheidungen wirken im finalen Produkt festigkeitssteigernd. Diese können Karbide oder Karbonitride sein. Häufig handelt es sich um Mischkarbide, in die auch Titan eingebaut wird. Dieser Effekt beginnt ab 0,005 Gew.-% und wird ab 0,010 Gew.-% Niob am
deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil-) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,060 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Als vorteilhaft haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.- % herausgestellt.
Titan (Ti): Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie im Gegensatz zu den Mischkarbiden bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,060 Gew.-% Titan erzielt, daher stellt dies die erfindungsgemäße Legierungsspanne dar. Hierfür haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.-% als vorteilhaft herausgestellt.
Bor (B^: Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen (ab 5 ppm) wirksam wird. Die Martensitstarttemperatur bleibt dabei unbeeinflusst. Um wirksam zu werden, muss Bor in fester Lösung vorliegen. Da es eine hohe Affinität zu Stickstoff hat, muss der Stickstoff zunächst abgebunden werden, vorzugsweise durch die stöchiometrisch notwendige Menge an Titan. Aufgrund seiner geringen Löslichkeit in Eisen lagert sich das gelöste Bor bevorzugt an den Austenitkorngrenzen an. Dort bildet es teilweise Fe-B-Karbide, die kohärent sind und die Korngrenzenenergie herabsetzen. Beide Effekte wirken verzögernd auf die Ferrit- und Perlitbildung und erhöhen somit die Härtbarkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte an Bor sind allerdings schädlich, da sich Eisenborid bilden kann, das sich negativ auf die Härtbarkeit, die Umformbarkeit und die Zähigkeit des Materials auswirkt. Bor neigt außerdem dazu, beim Glühen während der kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichtung Oxide bzw. Mischoxide zu bilden, die die Verzinkungsqualität verschlechtern. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Oxiden an der Stahloberfläche reduziert.
Aus vorgenannten Gründen wird der Bor-Gehalt für das erfindungsgemäße
Legierungskonzept auf Werte von 5 bis 30 ppm festgelegt, vorteilhaft auf < 25 bzw. optimal auf < 20 ppm.
Stickstoff (ΝΠ kann sowohl Legierungselement als auch Begleitelement aus der
Stahlherstellung sein. Zu hohe Gehalte an Stickstoff bewirken einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust sowie Alterungseffekte. Andererseits kann durch eine gezielte Zulegierung von Stickstoff in Verbindung mit den
Mikrolegierungselementen Titan und Niob eine Feinkornhärtung über Titannitride und Niob(karbo)nitride erreicht werden. Außerdem wird die Grobkornbildung beim
Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen unterdrückt. Erfindungsgemäß wird der N-Gehalt deshalb auf werte von > 0,0020 bis < 0,0120 Gew.-% festgelegt.
Als vorteilhaft hat sich für die Einhaltung der geforderten Eigenschaften des Stahls herausgestellt, wenn der Gehalt an Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.
Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,070 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von > 20 bis < 90 ppm eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,070 Gew.-% haben sich Gehalte an Stickstoff von > 40 bis < 120 ppm als vorteilhaft erwiesen.
Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von < 0, 100 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen Niobgehalt von 10 ppm sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von
< 0,090 Gew.-% erwiesen.
Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von < 0, 102 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,092 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus.
Als Summengehalte von Ti+Nb+V+Mo+B haben sich desweiteren maximale Gehalte von
< 0,365 Gew.-% aus vorgenannten Gründen erwiesen.
Kalzium (Ca): Eine Zugabe von Kalzium in Form von Kalzium-Silizium-Mischverbindungen bewirkt bei der Stahlerzeugung eine Desoxidation und Entschwefelung der schmelzflüssigen Phase. So werden Reaktionsprodukte in die Schlacke überführt und der Stahl gereinigt. Die erhöhte Reinheit führt zu besseren erfindungsgemäßen Eigenschaften im Endprodukt.
Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von > 0,005 bis < 0,0060 Gew.-% eingestellt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ad und AC3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerten Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 950 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 3,00 mm (beispielsweise für Kaltband) erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße
Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den
erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigten außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der
interkritischen Glühung zwischen Aci und AC3 bzw. der austenitisierenden Glühung über AC3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann sowohl als
Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten
(kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden. Dieser Zustand wird im Folgenden als Ausgangszustand bezeichnet.
Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband, aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch eine hohe Kantenrissunempfindlichkeit aus.
Die sehr geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner
Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Schneiden von Platinen aus einem Band unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Winkel zur Walzrichtung) erfolgen und der Verschnitt minimiert werden. Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb ΑΓ3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der
Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).
Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 10% Kaltwalzgrad wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb ΑΓ3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt
(Variante B).
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl
Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen (optional) sowie Durchlaufglühen, Bauteilfertigung, Vergüten (Lufthärten) und Anlassen (optional) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle
Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) als Zielwerte, luftgehärtet und nicht angelassen
Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im Ausgangszustand
Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im luftgehärteten, nicht angelassenen Zustand
Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des
Plättchenbiegeversuchs nach VDA 238-100 an erfindungsgemäßen Stählen
Verfahren 1 , Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch) Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, d.h. nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischen
Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran findet der Härteprozess statt, beim dem
erfindungsgemäß an Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.
Figur 2 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, die Bauteilfertigung, Vergütung und optionales Anlassen.
Figur 3 zeigt in der oberen Tabellenhälfte die chemische Zusammensetzung der
untersuchten Stähle. Verglichen wurden erfindungsgemäße Legierungen LH®1 100 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.
Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an Si und geringere Gehalte an Cr und keine Zulegierung von V auf.
In der unteren Tabellenhälfte der Figur 3 sind die Summengehalte verschiedener
Legierungskomponenten in Gew.-% und das jeweils ermittelte Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) aufgeführt.
Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung der untersuchten Stähle, mit zu erreichenden Zielkennwerten für den luftgehärteten Zustand (Figur 4a), die ermittelten Werte im nicht luftgehärteten Ausgangszustand (Figur 4b) und im luftgehärteten Zustand (Figur 4c). Die vorgegebenen zu erreichenden Werte werden sicher erreicht.
Figur 5 zeigt Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (absolute Werte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche für Variante A
(Haspeltemperatur oberhalb Bainitstarttemperatur) jeweils für Verfahren 2 (Figur 6b, 1 ,2 mm) und Verfahren 3 (Figur 6c, 2,0 mm).
Die untersuchten Werkstoffe haben eine Blechdicke von 1 ,2 bzw. 2,0 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630.
Das Verfahren 2 entspricht einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 6b beschrieben ist.
Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer
Durchlaufglühanlage, wie sie in Figur 6c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels
Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden.
Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse sowie Biegewinkel. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der
nachgeschalteten Abkühlung.
Die Figur 6 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur- Zeit- Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene
Austenitisierungsbedingungen.
Das Verfahren 1 (Figur 6a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten oder kaltnachgewalztem Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 950°C (Ac1 bis Ac3) aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur (ZT) von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur (RT) an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 (Figur 6b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1 , jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
Das Verfahren 3 (Figur 6c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C
unterbrochen und bis auf die Temperatur (ST), die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 400 bis 470°C), wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Verfahren 2 nach Figur 6b und nach Verfahren 3 nach Figur 6c mit laborbasierendem Vergütungsprozess stehen die nachfolgenden Beispiele:
Beispiel 1 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)
Variante A/1 ,2 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,099% C; 0,461 % Si; 2, 179% Mn; 0,009% P; 0,001 % S; 0,0048% N; 0,040 AI; 0,312% Cr; 0,208% Mo; 0,0292% Ti; 0,0364% Nb; 0,0012% B;
0,0015% Ca nach Verfahren 2 entsprechend Figur 6b schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer
Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) mit einer Zwischendicke von 1 ,49 mm zweimal kaltgewalzt.
In einem Glühsimulator wurde ein schmelztauchveredeltes, luftgehärtetes Stahlband mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
Glühtemperatur 870°C
Haltezeit 120 s
Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
anschließende Abkühlung an Luft
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
- Dehngrenze (Rp0,2) 921 MPa (768 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1198 MPa (984 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 5,5% (10,7%)
- A5 Dehnung 9,5% (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 52 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (49%)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (122 1 12°)
längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1 100 entsprechen.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 78%.
Beispiel 2 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)
Variante B/2,0 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0, 100% C; 0,456% Si; 2, 139% Mn; 0,010% P; 0,001 % S; 0,0050% N; 0,058 AI; 0,313% Cr; 0,202% Mo; 0,0289% Ti; 0,0337% Nb; 0,0009% B;
0,0021 % Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 6c schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) kaltgewalzt.
In einem Glühsimulator wurde der schmelztauchveredelte Stahl analog eines
Vergütungsprozesses (Lufthärten) mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
Glühtemperatur 870°C
Haltezeit 120 s
Transportzeit: max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
Anschließende Abkühlung an Luft
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
- Dehngrenze (Rp0,2) 903 MPa (708 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1186 MPa (983 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 7, 1 % (11 ,7%)
- A5 Dehnung 9, 1 % (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 48 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (32%)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (104 88°)
längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1 100 entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 72%.

Claims

Patentansprüche
1. Höchstfester, lufthärtbarer Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten im nicht
luftgehärteten Zustand von 950 MPa mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus den Elementen (Gehalte in Gew.-%): c > 0,075 bis < 0, 1 15
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
Cr > 0,200 bis < 0,500
AI > 0,005 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0030
Nb > 0,005 bis < 0,060
Ti > 0,005 bis < 0,060
B > 0,0005 bis < 0,0030
Mo > 0,200 bis < 0,300
Ca > 0,0005 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter
Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,800 und < 3,000 Gew.-%
über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,850 und < 3, 100 Gew.-%
über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,900 und < 3,200 Gew.-%
2. Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der C-Gehalt < 0,100% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62% betragen.
3. Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 105% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,64% betragen.
4. Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 115% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,66% betragen.
5. Stahl nach Anspruch 1 und 2,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,900 bis < 2,200% beträgt.
6. Stahl nach Anspruch 1 und 3,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt > 2,050 bis < 2,250% beträgt.
7. Stahl nach Anspruch 1 und 4,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der Mn-Gehalt > 2, 100 bis < 2,350% beträgt.
8. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,070% der N-Gehalt > 0,0020 bis < 0,0090% beträgt.
9. Stahl nach Anspruch 8,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Summe aus Ti+Nb+B von > 0,070% der N-Gehalt > 0,0040 bis < 0,0120% beträgt.
10. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 9,
dadurch gekennzeichnet, dass der S-Gehalt < 0,0025% beträgt.
11. Stahl nach Anspruch 10,
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt < 0,0020% beträgt.
12. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 11 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Mo-Gehalt < 0,250% beträgt.
13. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 12,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ti-Gehalt > 0,025 < 0,045% beträgt.
14. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 13,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Nb-Gehalt > 0,025 bis < 0,045% beträgt.
15. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0, 100% beträgt.
16. Stahl nach Anspruch 15,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0,090% beträgt.
17. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Cr+Mo < 0,725% beträgt.
18. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 17,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B < 0, 102% beträgt.
19. Stahl nach Anspruch 18,
dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Ti+Nb+B < 0,092% beträgt.
20. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B+Mo+V < 0,365% beträgt.
21. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 20,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ca-Gehalt < 0,0030% beträgt.
22. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 21 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Zugaben von Silizium und Mangan im Hinblick auf die zu erzielenden
Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehung:
YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [%Si] + 161 , 1 [%Mn]
TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [%Si] + 174, 1 [%Mn]
austauschbar ist.
23. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abkühlt wird, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abkühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf
Raumtemperatur beibehalten wird.
24. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
25. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf eine Temperatur von ca. 400 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 25
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Durchlaufglühung das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Strahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt im NOF von unter 4 Vol. -% gesteigert wird, wobei im RTF der Sauerstoffpartialdruck der für Eisen reduzierenden Ofenatmosphäre gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird,
-18 Log p02 > ^Si^^yMri^-O, f *CF^ -12,5*(-in 8 wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
27. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 25,
dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt,
-12 > Log pQ2 -S Sf^-^Mn^-ö, 1 *CF^§-7*(-!n B f wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
28. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 27,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei unterschiedlich dicken Bändern beim Durchlaufglühen vergleichbare
Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit im Zuge der Wärmebehandlung eingestellt werden.
29. Verfahren nach einem der Ansprüche 23 bis 28,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung dressiert wird.
30. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 29,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
31. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20% im nicht luftgehärteten Zustand.
32. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 25% im nicht luftgehärteten Zustand.
33. Stahlband, hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 50° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
34. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 65° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
35. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 100000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
36. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 120000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
37. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 23 bis 30,
aufweisend einen Delayed fracture free-Zustand für mindestens 6 Monate unter Erfüllung der Anforderungen nach SEP 1970 für Lochzug- und Bügelprobe.
EP15821018.7A 2014-11-18 2015-11-06 Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl Active EP3221483B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102014017274.0A DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2014-11-18 Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
PCT/DE2015/100474 WO2016078644A1 (de) 2014-11-18 2015-11-06 Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP3221483A1 true EP3221483A1 (de) 2017-09-27
EP3221483B1 EP3221483B1 (de) 2020-05-06

Family

ID=55077320

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP15821018.7A Active EP3221483B1 (de) 2014-11-18 2015-11-06 Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10626478B2 (de)
EP (1) EP3221483B1 (de)
KR (1) KR20170084210A (de)
CN (1) CN107208232B (de)
DE (1) DE102014017274A1 (de)
MX (1) MX2017006374A (de)
RU (1) RU2721767C2 (de)
WO (1) WO2016078644A1 (de)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3825432A4 (de) * 2018-08-22 2021-05-26 JFE Steel Corporation Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
EP3825433A4 (de) * 2018-08-22 2021-05-26 JFE Steel Corporation Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
EP3950994A4 (de) * 2019-03-28 2022-11-30 Nippon Steel Corporation Ultrahochfestes stahlblech

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
CN110291215B (zh) * 2017-01-20 2022-03-29 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法
DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
DE102017131253A1 (de) * 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
CN112912186B (zh) * 2018-10-24 2023-04-07 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板和使用其的层叠铁芯的制造方法
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu

Family Cites Families (59)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4578124A (en) * 1984-01-20 1986-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels
JP3347151B2 (ja) * 1991-11-18 2002-11-20 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた低降伏比冷延高張力鋼板の製造方法
EP0565066B1 (de) * 1992-04-06 1997-07-02 Kawasaki Steel Corporation Schwarz- oder Weissblech für die Fertigung von Dosen und Herstellungsverfahren
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
CN1145709C (zh) * 2000-02-29 2004-04-14 川崎制铁株式会社 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP1327695B1 (de) * 2000-09-21 2013-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stahlplatte mit hervorragender Formbeibehaltung und dessen Herstellungsverfahren
JP2002173742A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
FR2847273B1 (fr) * 2002-11-19 2005-08-19 Usinor Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication
JP4005517B2 (ja) * 2003-02-06 2007-11-07 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
KR100698395B1 (ko) * 2003-04-28 2007-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 디스크브레이크용 마르텐사이트계 스테인레스강
DE60333400D1 (de) * 2003-05-27 2010-08-26 Nippon Steel Corp Herstellungsverfahren für hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender beständigkeit gegenüber verzögertem bruch nach dem umformen
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
DE102004053620A1 (de) 2004-11-03 2006-05-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester, lufthärtender Stahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
EP1867748A1 (de) * 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Duplex-Edelstahl
EP2042615A4 (de) * 2006-10-05 2011-08-03 Jfe Steel Corp Bremsscheiben mit hervorragender beständigkeit gergenüber tempererweichung und zähigkeit
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
EP1990431A1 (de) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Verfahren zur Herstellung von kalt gewalzten und geglühten Stahlblechen mit sehr hoher Festigkeit und so hergestellte Bleche
PL2028282T3 (pl) 2007-08-15 2012-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, płaski wyrób wytworzony ze stali dwufazowej i sposób wytwarzania płaskiego wyrobu
ES2367713T3 (es) 2007-08-15 2011-11-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de fase dual, producto plano de un acero de fase dual tal y procedimiento para la fabricación de un producto plano.
DE102007058222A1 (de) 2007-12-03 2009-06-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahl für hochfeste Bauteile aus Bändern, Blechen oder Rohren mit ausgezeichneter Umformbarkeit und besonderer Eignung für Hochtemperatur-Beschichtungsverfahren
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
RU2493284C2 (ru) * 2008-07-31 2013-09-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстостенный высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и способ его получения
EP2163659B1 (de) * 2008-09-11 2016-06-08 Outokumpu Nirosta GmbH Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CA2750291C (en) * 2009-01-30 2014-05-06 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
DE102009030489A1 (de) * 2009-06-24 2010-12-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines warmpressgehärteten Bauteils, Verwendung eines Stahlprodukts für die Herstellung eines warmpressgehärteten Bauteils und warmpressgehärtetes Bauteil
DE102010024664A1 (de) 2009-06-29 2011-02-17 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem lufthärtbaren Stahl und ein damit hergestelltes Bauteil
MX338319B (es) * 2009-12-21 2016-04-12 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia.
PL2524972T3 (pl) * 2010-01-13 2017-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Sposób wytwarzania blachy stalowej grubej o dużej wytrzymałości i doskonałej odkształcalności
JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2455222T5 (es) * 2010-07-02 2018-03-05 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de resistencia superior, conformable en frío y producto plano de acero compuesto de un acero de este tipo
JP5306418B2 (ja) * 2010-07-09 2013-10-02 日新製鋼株式会社 銅被覆鋼箔、負極用電極及び電池
KR101509362B1 (ko) * 2010-10-22 2015-04-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 종벽부를 갖는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법 및 종벽부를 갖는 핫 스탬프 성형체
BR112013009520B1 (pt) * 2010-10-22 2019-05-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Métodos para produção de chassi estampado a quente e chassi estampado a quente
US9896736B2 (en) * 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
DE102011000089A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
DE102011117572A1 (de) 2011-01-26 2012-08-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Mehrphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
MX338997B (es) * 2011-03-28 2016-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
MX2014002922A (es) * 2011-09-13 2014-05-21 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia.
CN103987868B (zh) * 2011-09-30 2016-03-09 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法
JP5610094B2 (ja) * 2011-12-27 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
DE102012002079B4 (de) 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
DE102012006017A1 (de) 2012-03-20 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102013004905A1 (de) 2012-03-23 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Zunderarmer Vergütungsstahl und Verfahren zur Herstellung eines zunderarmen Bauteils aus diesem Stahl
JP6290168B2 (ja) * 2012-03-30 2018-03-07 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
US10227683B2 (en) * 2012-03-30 2019-03-12 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet
JP6163197B2 (ja) * 2012-03-30 2017-07-12 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
WO2013150669A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN104220619B (zh) * 2012-04-12 2016-08-24 杰富意钢铁株式会社 用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板及其制造方法
CN104520448B (zh) * 2012-06-05 2017-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 钢材，扁钢产品及该扁钢产品的制造方法
DE102012013113A1 (de) * 2012-06-22 2013-12-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
ES2608036T3 (es) * 2012-08-03 2017-04-05 Tata Steel Ijmuiden Bv Un proceso para producir tiras de acero laminado en caliente y una tira de acero producida con este
RU2507297C1 (ru) * 2012-10-05 2014-02-20 Леонид Михайлович Клейнер Стали со структурой пакетного мартенсита
EP2767601B1 (de) * 2013-02-14 2018-10-10 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung
CA2903916A1 (en) * 2013-03-11 2014-09-18 Tata Steel Ijmuiden Bv High strength hot dip galvanised complex phase steel strip

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3825432A4 (de) * 2018-08-22 2021-05-26 JFE Steel Corporation Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
EP3825433A4 (de) * 2018-08-22 2021-05-26 JFE Steel Corporation Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
EP3950994A4 (de) * 2019-03-28 2022-11-30 Nippon Steel Corporation Ultrahochfestes stahlblech

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016078644A1 (de) 2016-05-26
US10626478B2 (en) 2020-04-21
CN107208232A (zh) 2017-09-26
CN107208232B (zh) 2019-02-26
MX2017006374A (es) 2018-02-16
US20190316222A1 (en) 2019-10-17
RU2721767C2 (ru) 2020-05-22
RU2017120860A3 (de) 2019-07-26
KR20170084210A (ko) 2017-07-19
EP3221483B1 (de) 2020-05-06
DE102014017274A1 (de) 2016-05-19
RU2017120860A (ru) 2018-12-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
DE102012002079B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3320120A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP2668302B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
EP2855717A1 (de) Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
EP3964591A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2024068957A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes
WO2021209503A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu

Legal Events

Date Code Title Description
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE INTERNATIONAL PUBLICATION HAS BEEN MADE

PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20170607

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA ME

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

17Q First examination report despatched

Effective date: 20180709

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Ref document number: 502015012551

Country of ref document: DE

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C22C0038020000

Ipc: C21D0001840000

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C21D 9/58 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/22 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/32 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 9/56 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 1/26 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 9/48 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 8/04 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C23C 2/00 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/28 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 1/74 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 1/84 20060101AFI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/04 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/26 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 1/28 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C22C 38/38 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 1/76 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 9/46 20060101ALI20190924BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101ALI20190924BHEP

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20191121

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE PATENT HAS BEEN GRANTED

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 1266803

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20200515

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502015012551

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: LT

Ref legal event code: MG4D

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MP

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200806

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200807

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200907

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200906

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: RS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200806

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: AL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: RO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: SM

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: CZ

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502015012551

Country of ref document: DE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: PL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed

Effective date: 20210209

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20201106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201106

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20201130

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201130

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201130

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201106

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 1266803

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20201106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: AT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: TR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: MT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20200506

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20201130

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20231120

Year of fee payment: 9

Ref country code: DE

Payment date: 20231121

Year of fee payment: 9