EP3227465A1 - Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung - Google Patents

Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung

Info

Publication number
EP3227465A1
EP3227465A1 EP15802096.6A EP15802096A EP3227465A1 EP 3227465 A1 EP3227465 A1 EP 3227465A1 EP 15802096 A EP15802096 A EP 15802096A EP 3227465 A1 EP3227465 A1 EP 3227465A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel product
range
holding
manganese
cooling
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
EP15802096.6A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3227465C0 (de
EP3227465B1 (de
Inventor
Philipp Kürnsteiner
Samek LUDOVIC
Friedrich FÜREDER-KITZMÜLLER
Enno ARRENHOLZ
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.)
Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl 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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=51999332&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP3227465(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Voestalpine Stahl GmbH filed Critical Voestalpine Stahl GmbH
Publication of EP3227465A1 publication Critical patent/EP3227465A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3227465C0 publication Critical patent/EP3227465C0/de
Publication of EP3227465B1 publication Critical patent/EP3227465B1/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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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

Definitions

  • medium-manganese steels are expensive to produce because they undergo a 2-step heat treatment.
  • these steels are alloyed with manganese, for example, in order to obtain a martensitic phase.
  • a medium manganese steel having a high tensile strength of, for example, 1200 MPa typically has an elongation of only between 2 and 8%.
  • the TRIP steels are designated by the reference numeral 2 and the so-called HD steels bear the reference numeral 3.
  • AHSS HD steels have for example a medium manganese content in the range between 1.2 and 3.5 wt.% And a carbon content (C), which is between 0.05 and 0.25 wt.%.
  • a multiphase steel product with an ultrafine microstructure and good machinability is provided by a combination of process and alloying concepts.
  • the steel products of the invention preferably have in all embodiments a proportion of a bainitic microstructure which is substantially greater than 5% by volume of the steel product. More preferably, the proportion of the bainitic microstructure is in the range of 10 to 80 vol.%. A proportion of the bainitic microstructure in the range from 20 to 40% by volume has proven to be particularly suitable.
  • the retained austenite content is preferably significantly less than 30 vol.% In all embodiments. Preferred embodiments are those in which the retained austenite content is less than 10% by volume.
  • the microstructure of the steel products according to the invention is characterized in that the comparatively low martensite content is in the form of lath-shaped martensite. It turns out that these fine martensitic battens have a positive effect on the tensile strength of the invention.
  • the alloy of the steel products preferably comprises Al and Si fractions according to the following formula: Si + Al ⁇ 1% by weight.
  • the steel products of the invention preferably have at least proportionally a small amount of Ti according to the invention.
  • the proportion of Ti is preferably less than 0.2% by weight in all embodiments.
  • the steel products of the invention preferably have at least proportionally a small amount of V according to the invention.
  • the proportion of V in all embodiments is preferably less than 0.1% by weight.
  • the width of the slats is preferably in a range between 10 nm and 100 nm, and wherein the higher proportion of the dislocations leads to a disability of Ver GmbHsbwegache.
  • FIG. 1 is a highly schematic diagram plotting percent elongation at break versus tensile strength in MPa for various steels
  • FIG. Fig. 2 is a schematic diagram of the one-time ones
  • the “components” or “constituents” of the phases may be either chemical elements (such as Mn, Ni, Al, Fe, C, etc.) or neutral, molecular aggregates (such as FeSi, Fe3C, Si0 2 , etc .) or charged, molecular-like aggregates (such as Fe 2+ , Fe 3+ , etc.).
  • Quantities or proportions are here largely in weight percent (short wt.%) Made, unless otherwise stated. If information is provided on the composition of the alloy, or the steel product, then the composition comprises in addition to the explicitly listed materials or materials as the basic iron (Fe) and so-called unavoidable impurities that always occur in the molten bath and also in the resulting steel product demonstrate. All% by weight must always be supplemented to 100% by weight and all% by volume must always be completed to 100% of the total volume.
  • a starting amount of iron will have a carbon content C in the following range 0.02 ⁇ C ⁇ 0.35 wt%, and a manganese content Mn in the following range 3.5 wt% ⁇ Mn ⁇ 6% by weight added.
  • the corresponding procedure is well known.
  • the first cooling AI can be carried out in all embodiments in an air stream or using a cooling fluid.
  • the second cooling A2 can be done in all embodiments in an air stream.
  • the steel product of the invention can also be placed in a separate environment (eg, in an incandescent unit) to be held there for a while longer (eg at 300 to 450 ° C). In this case, the time 52 is extended accordingly.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Es geht um ein Verfahren zum en-bloc Wärmebehandeln eines Mangan- Stahlprodukts, dessen Legierung umfasst: o einem Kohlenstoffanteil (C) im folgenden Bereich 0,02 < C < 0,35 Gew.%, und o einem Mangananteil (Mn) im folgenden Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 6 Gew.%. Das en-bloc Glühverfahren umfasst die folgenden Teilschritte : o Erwärmen (E1) des Stahlprodukts auf eine erste Haltetemperatur (T1), die im Bereich von 820 °C ±20°C liegt, o Erstes Halten (H 1) des Stahlprodukts während einer ersten Haltedauer (δ1) auf der ersten Haltetemperatur (T1), o Schnelleres erstes Abkühlen (A1) des Stahlprodukts auf eine zweite Haltetemperatur (T2), die im Bereich zwischen 350 °C und 450 °C liegt, o Zweites Halten (H2) des Stahlprodukts während einer zweiten Haltedauer (δ2) im Bereich der zweiten Haltetemperatur (T2), o Durchführen eines langsameren zweiten Abkühlens (A2).

Description

Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung
[001] Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts, das hier auch als Mittel-Mangan- Stahlprodukt bezeichnet wird. Es geht auch um eine spezielle Legierung eines Mangan-Stahlprodukts, das im Rahmen eines speziellen Verfahrens wärmebehandelt wird.
[002] Es wird die Priorität der europäischen Patentanmeldung EP14195644.1 beansprucht, die am 1.12.2014 eingereicht wurde.
[003] Sowohl die Zusammensetzung, respektive Legierung, als auch die Wärmebehandlung im Herstellungsprozess haben einen deutlichen Einfluss auf die Eigenschaften von Stahlprodukten. [004] Es ist bekannt, dass im Rahmen einer Wärmebehandlung das Aufwärmen, Halten und Abkühlen einen Einfluss auf das endgültige Gefüge eines Stahlprodukts haben kann. Weiterhin spielt, wie bereits angedeutet, natürlich auch die Legierungszusammensetzung des Stahlprodukts eine grosse Rolle. Die thermodynamischen und werkstofftechnischen Zusammenhänge in legierten Stählen sind sehr komplex und hängen von vielen Parametern ab. [005] Es hat sich gezeigt, dass sich durch eine Kombination verschiedener Phasen und Mikrostrukturen im Gefüge eines Stahlprodukts die mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit beeinflussen lassen. [006] Je nach Zusammensetzung und Wärmebehandlung können sich in Stahlprodukten unter anderem Ferrit-, Pearlit-, Restaustenit- (auch als„retained austenite" bekannt), angelassene Martensit-Phasen (auch als „tempered martensite" bekannt), Martensit-Phasen und Bainit-Mikrostrukturen ausbilden. Die Eigenschaften von Stahl-Legierungen hängen unter anderem von den Anteilen der verschiedenen Phasen, Mikrostrukturen und von deren struktureller Anordnung in der mikroskopischen Betrachtung ab.
[007] Jede dieser Phasen und Mikrostrukturen hat andere Eigenschaften. Die Stahl-Legierungen, die mehrere solcher Phasen und Mikrostrukturen aufweisen, können daher deutlich unterschiedliche mechanische Eigenschaften haben.
[008] Je nach spezifischem Anforderungsprofil, kommen zum Beispiel im Automobilbau unterschiedliche Stähle zum Einsatz. Vor mehreren Jahrzehnten wurden im Automobilsektor für den Karosseriebau meist Tiefziehstähle (z.B. IF- Stahl) verwendet, die zwar ein gutes Verformungsvermögen, aber nur eine geringe Festigkeit im Bereich von 120 - 400 N/mm2 aufwiesen. IF steht für„interstitial- free", d.h. dieser IF-Stahl hat nur einen geringen Gehalt an Legierungselementen, die auf Zwischengitterplätzen eingelagert sind. [009] Eine bedeutende Komponente heutiger Stahl-Legierungen ist Mangan (Mn). Der Mangan-Anteil in Gew.% liegt dabei häufig im Bereich zwischen 2,5 und 12%. Es handelt sich daher um sogenannte Mittel-Mangan-Stähle, die auch als Medium- Mangan-Stähle bezeichnet werden. Solche Medium-Mangan-Stähle zeichnen sich typischerweise durch ein Gefüge aus, das aus einer ferritischen, Martensit- und Austenit-Matrix besteht. In diese Matrix ist als zweite oder dritte Phase überwiegend Austenit an den Korngrenzen eingelagert. Das Austenit hat eine festigkeitssteigernde Wirkung . Der Anteil an Martensit liegt bei Medium-Mangan- Stählen gewöhnlich bei maximal 80-90 Vol.%. Durch diese ambivalente Gefügekombination weist der Medium-Mangan-Stahl eine relativ niedrige und somit für den Umformprozess günstige Streckgrenze mit einer hohen Zugfestigkeit auf.
[0010] In Fig. 1 ist ein klassisches, stark schematisiertes Diagramm gezeigt, bei dem die Bruchdehnung (im Englischen Elongation genannt) in Prozent (auch Duktilität genannt) über die Zugfestigkeit in MPa aufgetragen ist. Die Zugfestigkeit in MPa erlaubt eine Aussage über die untere Streckgrenze eines Materials. Das Diagramm der Fig. 1 gibt eine Übersicht über die Festigkeitsklassen momentan eingesetzter Stahlwerkstoffe. Generell gilt die folgende Aussage : umso höher die Streckgrenze einer Stahllegierung ist, umso geringer ist die Bruchdehnung dieser Legierung. Vereinfacht ausgedrückt kann festgestellt werden, dass die Bruchdehnung mit zunehmender Zugfestigkeit abnimmt und umgekehrt. Es muss also für jede Anwendung ein optimaler Kompromiss zwischen der Bruchdehnung und der Zugfestigkeit gefunden werden. Fig. 1 kann man Aussagen über den Zusammenhang zwischen der Festigkeit und dem Umformvermögen verschiedener Stahlwerkstoffe entnehmen.
[0011] In dem Bereich, der mit dem Bezugszeichen 1 bezeichnet ist, sind die bereits erwähnten Medium-Mangan-Stähle schematisch zusammengefasst. Der mit Bezugszeichen 1 bezeichnet Bereich umfasst Medium-Mangan-Stähle mit einem Mn-Anteil zwischen 3 und 7 Gew.% und mit einem Kohlenstoff-Anteil zwischen 0,05 und 0,1 Gew.%.
[0012] Konventionelle Medium-Mangan-Stähle sind aufwendig zu produzieren, da sie eine 2-Schritt-Wärmebehandlung unterzogen werden. Um bei den Medium- Mangan-Stählen die Zugfestigkeit zu erhöhen (z.B. von ca. 950 MPa auf 1250 MPa), werden diese Stähle z.B. mit Mangan legiert, um eine martensitische Phase zu bekommen. Leider muss man aber gleichzeitig eine deutlich reduzierte Dehnbarkeit in Kauf nehmen. Ein Medium-Mangan-Stahl mit einer großen Zugfestigkeit von z.B. 1200 MPa hat typischerweise eine Dehnung, die nur zwischen 2 und 8% liegt. [0013] Die TRIP Stähle sind mit dem Bezugszeichen 2 bezeichnet und die sogenannten HD Stähle tragen das Bezugszeichen 3. TRIP steht im Englischen für „TRansformation Induced Plasticity". HD steht für High Ductility. [0014] Im Automobilsektor arbeitet man mit einer ganzen Reihe unterschiedlicher Stahllegierungen, die jeweils speziell für ihr jeweiliges Einsatzgebiet am Fahrzeug optimiert wurden. Bei Innen- und Außenpanelen, strukturellen Teilen und Stoßfängern kommen Legierungen zum Einsatz, die eine gute Energieabsorption aufweisen. Stahlpanele für die Außenhaut eines Fahrzeugs sind relativ„weich" und haben beispielsweise eine Streckgrenze unterhalb von 140 MPa. Solche Legierungen haben eine geringere Zugfestigkeit und eine höhere Bruchdehnung. Die Stahllegierungen von Stoßfängern haben beispielsweise eine Bruchdehnung im Bereich zwischen 600 und 1000 MPa. Hierfür eignen sich zum Beispiel die TRIP Stähle (Bezugszeichen 2 in Fig. 1).
[0015] Bei Stahlbarrieren (z.B. für den Seitenaufprallschutz), die bei einem Unfall das Eindringen von Fahrzeugteilen verhindern sollen, werden Stahllegierungen eingesetzt, die eine hohe Zugfestigkeit von meist mehr als 1000 MPa aufweisen. Hier eignet sich beispielweise die neue Generation von höherfesten AHSS HD Stählen. AHSS HD steht im Englischen für„Advanced High-Strength Steels High Ductility".
[0016] Diese AHSS HD Stähle haben beispielsweise einen Medium-Mangan-Anteil im Bereich zwischen 1,2 und 3,5 Gew.% und einen Kohlenstoffanteil (C), der zwischen 0,05 und 0,25 Gew.% liegt.
[0017] Es ist andeutungsweise anhand der einleitenden Erklärungen zu erkennen, dass die Zusammenhänge sehr komplex sind und dass man oft vorteilhafte Eigenschaften auf der einen Seite nur erzielen kann, wenn man auf der anderen Seite Abstriche macht.
[0018] Vor allem können bei modernen Stahlprodukten der 3. Generation beim Umformen Probleme auftreten. Unter anderem wird es als nachteilig angesehen, dass Martensit-haltige Stähle beim Kaltwalzen relativ hohe Walzkräfte erfordern. Ausserdem können sich in Martensit-haltigen Stählen beim Kaltwalzen Risse bilden.
[0019] Es bestätigt sich immer wieder die Einschätzung von Experten, die betonen, dass man bei Stahllegierungen, die eine hohe Zugfestigkeit aufweisen, auf eine brauchbare Bruchdehnung verzichten muss.
[0020] Es stellt sich daher die Aufgabe, ein Verfahren zum Vergüten (Wärmebehandeln) sowie entsprechend hergestellte Stahlprodukte zu schaffen, die eine hohe Zugfestigkeit haben und deren Bruchdehnung geeignet ist für den Einsatz im Automobilsektor und in anderen Bereichen, in denen das Umformvermögen der Stahlprodukte wichtig ist.
[0021] Vorzugsweise sollen die Stahlprodukte der Erfindung eine Zugfestigkeit Rm (auch Mindestfestigkeit genannt) haben, die deutlich grösser ist als 1200 MPa. Vorzugsweise soll die Zugfestigkeit sogar grösser sein als 1400 MPa. Die Mindestbruchdehnung (A8o) soll 10% - 20% betragen.
[0022] Vorzugsweise sollen die Stahlprodukte der Erfindung eine Bearbeitbarkeit im Tiefziehverfahren ermöglichen.
[0023] Gemäss Erfindung wird durch eine Kombination von Verfahrens- und Legierungskonzepten ein Multiphasen-Stahlprodukt mit einem ultrafeinen Gefüge und mit guter maschineller Umformbarkeit bereitgestellt.
[0024] Die Legierung der Stahlprodukte der Erfindung weist gemäss Erfindung einen mittleren Mangangehalt auf, was bedeutet, dass der Mangananteil im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 6 Gew.% liegt. Vorzugsweise liegt der Mangananteil bei allen Ausführungsformen im Bereich von 4 Gew.% < Mn < 6 Gew.%.
[0025] Die Multiphasen-Stahlprodukte der Erfindung bilden ein heterogenes System bzw. ein heterogenes Gefüge. [0026] Um die Zusammenhänge zu verstehen und um eine geeignete Legierung sowie ein spezielles Verfahren zur Temperaturbehandlung bereitstellen zu können, wurden zahlreiche Proben Röntgen-Untersuchungen, TEM-Untersuchungen, EBSD- Untersuchungen und auch lichtmikroskopischen Untersuchungen unterzogen.
[0027] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise eine Mikrostruktur auf, die Austenit, Bainit sowie Martensit und einen deutlich reduzierten Anteil an Ferrit umfasst. Die Ferrit-Phase ist im Vergleich zur Bainit- Phase relativ weich. Das Ersetzen der weichen Ferrit-Phase oder -Matrix durch eine stärkere und feinere (nano-grosse) Bainit-Phase, ermöglicht es ein Stahlprodukte bereit zu stellen, das herausragende Eigenschaften hat. Vor allem führt das Ersetzen der Ferrit-Phase oder -Matrix durch Bainit zu einer deutlichen Erhöhung der Lochausdehnungseigenschaften.
[0028] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise bei allen Ausführungsformen einen Anteil einer bainitischen Mikrostruktur auf, der wesentlich grösser ist als 5 Vol.% des Stahlprodukts. Besonders vorzugsweise liegt der Anteil der bainitischen Mikrostruktur im Bereich von 10 bis 80 Vol.%. Ganz besonders bewährt hat sich ein Anteil der bainitischen Mikrostruktur im Bereich von 20 bis 40 Vol.%.
[0029] Besonders vorzugsweise zeichnet sich die bainitische Mikrostruktur dadurch aus, dass sie eine sehr feine Struktur hat und dass sie kein oder nur wenig Karbid umfasst.
[0030] Der Restaustenit-Anteil beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise deutlich weniger als 30 Vol.%. Bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der Restaustenit-Anteil weniger als 10 Vol.% beträgt.
[0031] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäss Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig Gefüge oder Bereiche mit austenitischer Mikrostruktur auf. Der Anteil der austenitischen Mikrostruktur liegt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen im Bereich von 5 bis 20 Vol.% des Stahlprodukts. [0032] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise anteilsmäßig Austenitkörner auf, die isotrop (d.h. unabhängig von der Richtung) im Gefüge der Stahlprodukte verteilt sind. Der Volumenanteil der Austenitkörner beträgt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen weniger als 5%. Die Größe der Austenitkörner beträgt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen weniger als 1 μιτι.
[0033] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise bei allen Ausführungsformen einen Anteil an Martensit auf, der niedriger ist als bei anderen Stahllegierungen, deren Zugfestigkeit im Bereich oberhalb von 1000 MPa liegt. Der Martensitanteil liegt gewöhnlich bei vorbekannten hoch zugfesten Stahllegierungen bei 80 - 90% Vol.%. Obwohl dieser niedrigere Martensit-Anteil des Stahlprodukts der Erfindung negative Einflüsse erwarten lässt, sind die mechanischen Eigenschaften und die Tiefziehbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlprodukts unerwartet gut. Die Zugfestigkeit Rm der erfindungsgemässen Stahlprodukte im Bereich von 1400 MPa ist deutlich höher als die Zugfestigkeit, die eine Stahllegierung mit konventionell grossem Martensitanteil bieten kann.
[0034] Die Mikrostruktur der erfindungsgemässen Stahlprodukte zeichnet sich dadurch aus, dass der vergleichbar geringe Martensitanteil sich in Form von lattenförmigem Martensit darstellt. Es zeigt sich, dass sich diese feinen martensitischen Latten positiv auf die Zugfestigkeit der Erfindung auswirken.
[0035] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung anteilsmäßig Gefüge oder Bereiche mit Ferrit auf. Der Anteil dieser Gefüge oder Bereiche liegt vorzugsweise bei allen Ausführungsformen im Bereich unterhalb von 50 Vol.% des Stahl produkts. Der Volumenanteil der Ferritphase beträgt zwischen 15 und 30%, wobei die Ferritphase ein KRZ-Gitter (KRZ steht für kubisch-raumzentriert) bildet und eine geringe Versetzungsdichte aufweist. Die Körner der Ferritphase weisen meist eine leicht anisotrope Ausdehnung auf.
[0036] Es handelt sich bei allen Ausführungsformen des Stahlprodukts der Erfindung um sogenanntes unteres Bainit. Ein solches unteres Bainit zeichnet sich unter anderem dadurch aus, dass aufgrund der niedrigeren Temperatur der Bainit- Bildung die Kohlenstoff-Diffusion nicht ausreichend ist. Daraus ergibt sich in der erfindungsgemässen Stahllegierung eine Übersättigung mit Kohlenstoff, die sich durch feine Karbidausscheidungen darstellt. Das Vorhandensein dieser Ausscheidungen innerhalb der Latten-Struktur kann anhand von TEM- Untersuchungen belegt werden,
[0037] Der Kohlenstoffanteil der Stahlprodukte der Erfindung ist generell eher niedrig. D.h. der Kohlenstoffanteil liegt bei der Erfindung im Bereich 0,02 Gew.% < C < 0,35 Gew.%. Besonders bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der Kohlenstoffanteil im einem der folgenden Bereiche liegt a. 0,05 < C < 0,22 Gew.%, oder
b. 0,09 < C < 0,18 Gew.%.
[0038] Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte AI- und Si- Anteile. Der Anteil von AI plus Si ist vorzugsweise bei allen Ausführungsformen im Bereich < 4 Gew.%. Vorzugsweise gilt die folgende Bedingung : AI + Si < 3 Gew.%. Die Zugabe speziell von AI und Si im genannten Gewichtsprozentbereich führt unerwarteter Weise zu einer Verbesserung der Zugfestigkeit und gleichzeitig zu einer erhöhten Bruchdehnung. Das Beimengen von AI und Si führt unter anderem dazu, dass die Bainit-Bildung gefördert wird. Die Bainit- Mikrostruktur hat, wie bereits erwähnt, einen deutlichen Einfluss auf die positiven Eigenschaften der Legierung der Stahlprodukte. AI und Si dient auch dazu die Karbid-Bildung im Bainit zu unterdrücken, was die positiven Eigenschaften der Legierung weiter verbessert.
[0039] Der Anteil von AI und von Si kann bei allen Ausführungsformen auch wie folgt genauer definiert werden : Si < 0,5 Gew.% und AI < 3 Gew.%.
[0040] Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte vorzugsweise AI- und Si- Anteile gemäss der folgenden Formel : Si + AI < 1 Gew.%.
[0041] Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte vorzugsweise einen Phosphor-Anteil. Der Anteil von P ist vorzugsweise bei allen Ausführungsformen < 0,03 Gew.%. [0042] Gemäss Erfindung umfasst die Legierung der Stahlprodukte vorzugsweise einen Kupfer-Anteil. Der Anteil von Cu ist vorzugsweise bei allen Ausführungsformen < 0,1 Gew.%. [0043] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig einen kleinen Anteil an Nb auf, um so die Ms-Temperatur zu reduzieren. Ms bezeichnet die Martensitstarttemperatur. Der Anteil an Nb beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise weniger als 0,4 Gew.%. Auf diesem Wege kann die bainitische Umwandlung in einem industriellen Herstellprozess kontrolliert werden. Diese bainitische Umwandlung findet bei der erfindungsgemässen Temperaturbehandlung hauptsächlich während einer Phase des sogenannten zweiten Haltens und während des darauffolgenden zweiten Abkühlens statt. [0044] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig einen kleinen Anteil an Ti auf. Der Anteil an Ti beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise weniger als 0,2 Gew.%.
[0045] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen gemäß Erfindung vorzugsweise mindestens anteilsmäßig einen kleinen Anteil an V auf. Der Anteil an V beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise weniger als 0,1 Gew.%.
[0046] Das beschriebene Gefüge der Stahlprodukte mit den angegebenen Gewichtsprozenten wird durch eine spezielle Temperaturbehandlung erreicht, die zu kontrollierten Umwandlungen und Gefügeausbildungen im Multiphasen- Stahlprodukt mit bainitischer Mikrostruktur führt. Diese Temperaturbehandlung wird hier als en-bloc Temperaturbehandlung bezeichnet, da sie lediglich einen einzigen kontinuierlich ablaufenden Behandlungprozess umfasst. D.h., die en-bloc Temperaturbehandlung der Erfindung weist keine Unterbrechung oder Pause auf, nach der das Stahlprodukt erneut erwärmt werden müsste.
[0047] Die Erfindung braucht somit keine konventionelle ART-Annealing Behandlung. ART steht für„austenite reverted transformation". [0048] Die beschriebenen Legierungen führen überraschenderweise zu Stahlprodukten mit den gewünschten Eigenschaften, obwohl sie nur einer en-bloc Temperaturbehandlung mit den Verfahrensschritten nach Patentanspruch 1 unterzogen werden . Diese spezielle Form der en-bloc Temperaturbehandlung hat einen deutlichen Einfluss auf die Ausbildung der spezifischen ultrafeinen Struktur(en) des Stahlprodukts. Die Abstände zwischen den Lamellen des Stahlprodukts sind sehr klein. Es bildet sich eine lattenartige Morphologie, bzw. die Mikrostruktur des Stahlprodukts zeigt eine lattenartige Morphologie, bei der die Breite der Latten vorzugsweise in einem Bereich zwischen 10 nm und 350 nm liegt.
[0049] Es gibt einen höheren Anteil an Versetzungen, was wiederum zu einer höheren Festigkeit des Stahlprodukts führt. [0050] Gemäss Erfindung wird das Gefüge, respektive die Mikrostruktur des Stahlprodukts gezielt durch eine spezielle und effiziente Form der en-bloc Temperaturbehandlung gesteuert und festgelegt.
[0051] Vorzugsweise umfasst die en-bloc Temperaturbehandlung eine Phase des schnellen Erwärmens bis zu einer ersten Haltetemperatur, die im Bereich um 820 °C ±20 °C liegt. Besonders bewährt hat sich eine erste Haltetemperatur bei ca. 810 °C. Nachdem das Stahlprodukt im Bereich der ersten Haltetemperatur für eine erste Zeitdauer (erste Haltedauer) gehalten wurde, erfolgt eine Phase des schnellen Abkühlens. Bei diesem schnellen Abkühlen wird eine zweite Haltetemperatur erreicht und es folgt eine zwischenzeitliche Haltephase (zweite Haltedauer) im Bereich dieser zweiten Haltetemperatur. Die zweite Haltetemperatur liegt im Bereich zwischen 350 °C und 450 °C. Vorzugsweise liegt die zweite Haltetemperatur bei allen Ausführungsformen im Bereich zwischen 380 °C und 450 °C. Nachdem das Stahlprodukt im Bereich der zweiten Haltetemperatur für eine zweite Zeitdauer gehalten wurde, erfolgt eine weitere Phase des schnellen Abkühlens.
[0052] Die Phase des schnellen Abkühlens hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Abkühlrate, die grösser ist als -30K/sec. Besonders bevorzugt sind Abkühlraten, die grösser sind als -50K/sec. Diese schnellen Abkühlraten haben eine vorteilhaften Einfluss auf die Mikrostruktur des Stahlprodukts der Erfindung. [0053] Die en-bloc Temperaturbehandlung der Erfindung dient dazu die negativen Einflüsse der martensitischen oder ferritischen Matrix zu vermeiden und gleichzeitig eine neue Mikrostruktur mit den angestrebten Eigenschaften herzustellen. [0054] Die erste zwischenzeitliche Haltephase hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Dauer von maximal 5 Minuten.
[0055] Die zweite zwischenzeitliche Haltephase hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Dauer von maximal 10 Minuten.
[0056] Vorzugsweise ist die erste Haltedauer kürzer als die zweite Haltedauer.
[0057] Durch das Halten im Bereich der zweiten Haltetemperatur im genannten Temperaturfenster und während des anschliessenden schnellen Abkühlens, kann gezielt eine bainitische Umwandlung stattfinden.
[0058] Die Mikrostruktur des Stahlprodukte zeichnet sich dadurch aus, dass sie vorzugsweise umfasst:
- feines, lattenförmiges Bainit,
- ferritische Phasen mit einer hohen Versetzungsdichte,
wobei die Breite der Latten vorzugsweise in einem Bereich zwischen 10 nm und 100 nm liegt und wobei der höhere Anteil der Versetzungen zu einer Behinderung von Versetzungsbwegungen führt.
Hinzu kommt die Tatsache, dass die Stahlprodukte der Erfindung vorzugsweise eine ultrafeine Korngrösse aufweisen, wobei die Korngrösse zwischen 2 und 3 pm liegt.
[0059] Das feine, lattenförmige Bainit, bei dem es sich vorzugsweise um ein unteres Bainit handelt, trägt nachweislich dazu bei die Festigkeit der Stahlprodukte der Erfindung zu verbessern. [0060] Die Stahlprodukte der Erfindung weisen bainitische Latten auf, die eine Breite zwischen 10 und 350nm haben. Vorzugsweise liegt die Breite der Latten bei den meisten Ausführungsformen zwischen 10 nm und 100 nm. Diese bainitischen Latten, die hier auch als nanofeine Latten bezeichnet werden, bilden sich aufgrund der speziellen en-bloc Temperaturbehandlung.
[0061] Die ferritischen Phasen mit hoher Versetzungsdichte spielen eine bedeutende Rolle, da sie die Dehnung und Umformbarkeit der Stahlprodukte der Erfindung verbessern.
[0062] Aufgrund der speziell entwickelten Legierungszusammensetzung und der genau aufeinander abgestimmten Gefügeanteile von Austenit, Bainit und Martensit oder Ferrit, werden besonders gute Eigenschaften erzielt und gleichzeitig liegt das Umformvermögen der Stahlprodukte in einem maschinell handhabbaren Bereich.
[0063] Vorzugsweise wird die Erfindung eingesetzt, um Kaltband-Stahlprodukte in Form von kaltgewalztem Flachzeug (z.B. Coils) bereit zu stellen. Die Erfindung kann auch eingesetzt werden, um z.B. Feinbleche oder auch Draht und Drahtprodukte herzustellen.
[0064] Es ist ein Vorteil des Verfahrens der Erfindung, dass es im Vergleich zu vielen anderen Verfahrensansätzen wenig energieaufwändig, schneller und kostengünstiger ist.
[0065] Die Erfindung hat unter anderem den Vorteil, dass keine ART- Wärmebehandlung benötigt wird. ART steht für „Austenite Reverted Transformation". [0066] Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung bilden die Gegenstände der abhängigen Ansprüche. ZEICHNUNGEN
[0067] Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im Folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben. FIG. 1 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem die Bruchdehnung in Prozent über die Zugfestigkeit in MPa für verschiedene Stähle aufgetragen ist;
FIG. 2 zeigt ein schematisiertes Diagramm der einmaligen
Temperaturbehandlung, das im Rahmen der Herstellung eines Stahlprodukts der Erfindung zum Einsatz kommt.
Detaillierte Beschreibung
[0068] Gemäß Erfindung geht es um ultrafeine Multiphasen Medium-Mangan- Stahl produkte, die Martensit-, Ferrit- und Restaustenit-Bereiche oder Phasen, sowie optional auch Bainit-Mikrostrukturen umfassen. D.h. die Stahlprodukte der Erfindung zeichnen sich durch eine spezielle Gefügekonstellation aus, die auch als Multiphasen-Gefüge bezeichnet wird. [0069] Teilweise ist im Folgenden von Stahl(zwischen)produkten die Rede, wenn es darum geht zu betonen, dass es nicht um das fertige Stahlprodukt sondern um ein Vor- oder Zwischenprodukt in einem mehrstufigen Fertigungsprozess geht. Ausgangspunkt für solche Fertigungsprozesse ist meist eine Schmelze. Im Folgenden wird die Legierungszusammensetzung der Schmelze angegeben, da man auf dieser Seite des Fertigungsprozesses relativ genau auf die Legierungszusammensetzung Einfluss nehmen kann (z.B. durch Zuchargieren von Bestandteilen, wie Silizium). Die Legierungszusammensetzung des Stahlprodukts weicht im Normalfall nur unwesentlich von der Legierungszusammensetzung der Schmelze ab.
[0070] Der Begriff „Phase" wird unter anderem durch seine Zusammensetzung aus Anteilen der Komponenten, Enthalpiegehalt und Volumen definiert. Unterschiedliche Phasen sind im Stahlprodukt durch Phasengrenzen voneinander getrennt.
[0071] Die„Komponenten" oder„Konstituenten" der Phasen können entweder chemische Elemente (wie Mn, Ni, AI, Fe, C, ... usw.) oder neutrale, molekülartige Aggregate (wie FeSi, Fe3C, Si02, usw.) oder geladene, molekülartige Aggregate (wie Fe2+, Fe3+, usw.) sein.
[0072] Mengen oder Anteilsangaben werden hier grossteils in Gewichtsprozent (kurz Gew.%) gemacht, soweit nichts anderes erwähnt ist. Wenn Angaben zur Zusammensetzung der Legierung, respektive des Stahlprodukts gemacht werden, dann umfasst die Zusammensetzung neben den explizit aufgelisteten Materialien bzw. Stoffen als Grundstoff Eisen (Fe) und sogenannte unvermeidbare Verunreinigungen, die immer im Schmelzbad auftreten und die sich auch in dem daraus entstehenden Stahlprodukt zeigen. Alle Gew.%-Angaben sind also stets auf 100 Gew.% zu ergänzen und alle Vol.%-Angaben sind stets auf 100 % des Gesamtvolumens zu ergänzen.
[0073] Die Medium-Mangan-Stahlprodukte der Erfindung haben alle einen Mangangehalt, der im Bereich von 3,5 und 6 Gew.% liegt, wobei die angegebenen Grenzen zu dem Bereich dazu gehören, d.h. der Mangananteil liegt im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 6 Gew.%. Vorzugsweise liegt der Mangananteil bei allen Ausführungsformen liegt im Bereich 4 Gew.% < Mn < 6 Gew.%. [0074] Ausserdem liegt der Kohlenstoffanteil C im folgenden Bereich 0,02 < C < 0,35 Gew.%.
[0075] Beim Herstellen eines Mangan-Stahlprodukts werden unter anderem die folgenden Schritte ausgeführt, wobei diese Schritte nicht unbedingt unmittelbar aufeinander folgen müssen.
[0076] Im Rahmen des Bereitstellens der erfindungsgemässen Legierung wird einer Ausgangsmenge an Eisen ein Kohlenstoffanteil C im folgenden Bereich 0,02 < C < 0,35 Gew.%, und ein Mangananteil Mn im folgenden Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 6 Gew.% hinzugefügt. Die entsprechende Vorgehensweise ist hinlänglich bekannt.
[0077] Im Rahmen der Weiterbearbeitung der so gewonnen Legierung, folgt ein besonders effizientes Glühverfahren (en-bloc Temperaturbehandlung genannt). Das Wort en-bloc wird hier verwendet, um zu betonen, dass im Gegensatz zu zahlreichen alternativen Ansätzen kein zweimaliges Glühen oder Temperaturbehandeln erforderlich ist. [0078] Beim Durchführen des en-bloc Glühverfahrens werden die folgenden Teilschritte ausgeführt (in diesem Zusammenhang wird auf die Fig. 2 verwiesen) : o Erwärmen El des Stahl(zwischen)produkts auf eine erste Haltetemperatur Tl, die im Bereich von 820 °C ±20°C liegt,
o Erstes Halten H l des Stahl(zwischen)produkts während einer ersten Haltedauer δΐ auf der ersten Haltetemperatur Tl,
o Schnelles erstes Abkühlen AI des Stahl(zwischen)produkts auf eine zweite
Haltetemperatur T2, die im Bereich zwischen 350 °C und 450 °C liegt,
o Zweites Halten H2 des Stahl(zwischen)produkts während einer zweiten Haltedauer 52 im Bereich der zweiten Haltetemperatur T2,
o Durchführen eines langsamen zweiten Abkühlens A2.
[0079] Die erste zwischenzeitliche Haltephase H l hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Dauer von maximal 5 Minuten. Die zweite zwischenzeitliche Haltephase H2 hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Dauer von maximal 10 Minuten.
[0080] Die Haltephase H2 kann bei allen Ausführungsformen in einem Salzbad erfolgen. [0081] Besonders bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen gilt: 51 + 52 < 15 min und 51 < 52.
[0082] Das erste Abkühlen AI kann bei allen Ausführungsformen in einem Luftstrom oder unter Einsatz eines Kühlfluids erfolgen. Das zweite Abkühlen A2 kann bei allen Ausführungsformen in einem Luftstrom erfolgen. Das Stahlprodukt der Erfindung kann aber auch in ein separates Umfeld (z.B. in ein Glühaggregat) gebracht werden, um dort eine Weile länger gehalten zu werden (z.B. bei 300 bis 450 °C). In diesem Fall verlängert sich die Zeit 52 entsprechend.
[0083] Die Phase des schnellen Abkühlens AI hat vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine Abkühlrate, die grösser ist als -30K/sec. Besonders bevorzugt sind Abkühlraten AI, die grösser sind als -50K/sec. Diese schnellen Abkühlraten haben eine vorteilhaften Einfluss auf die Mikrostruktur des Stahlprodukts der Erfindung.
[0084] Der Fig. 2 kann man entnehmen, dass das schnellere erste Abkühlen AI mit einer Abkühlrate erfolgt, die höher ist als die Abkühlrate des langsameren zweiten Abkühlens A2. Vorzugsweise erfolgt das zweite Abkühlen bei allen Ausführungsformen entlang einer asymptotischen Kurve A2*, die sich der Asymptote Asy (siehe Fig. 2) nähert. Vorzugsweise werden die Stahlprodukt-Coils bei allen Ausführungsformen nach dem langsameren zweiten Abkühlen A2 oder A2* sich selbst überlassen, damit sie von alleine weiter langsam abkühlen können. [0085] Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die anteilsmässig die folgenden Beimengungen umfassen :
o AI- plus Si -Anteile < 4 Gew.%, und/oder
o Nb-Anteil < 0,4 Gew.%, und/oder
o Ti-Anteil < 0,2 Gew.%, und/oder
o V-Anteil < 0,1 Gew.%, und/oder
o P-Anteil < 0,03 Gew.%, und/oder
o Cu-Anteil < 0,1 Gew.%.
[0086] Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die einen Anteil einer bainitischen Mikrostruktur umfassen, der grösser ist als 5 Gew.% des Stahlprodukts, wobei der Anteil der bainitischen Mikrostruktur vorzugsweise im Bereich von 10 bis 70 Vol.% des Stahlprodukts liegt. Besonders vorzugsweise liegt der Anteil der Mikrostruktur im Bereich von 20 bis 40 Vol.% [0087] Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die einen Restaustenit- Anteil umfassen, der weniger als 30 Vol.% des Stahlprodukts beträgt, wobei der Restaustenit-Anteil vorzugsweise weniger als 10 Vol.% des Stahlprodukts beträgt. [0088] Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die einen Anteil einer austenitischen Mikrostruktur aufweisen, der im Bereich von 5 bis 20 Vol .% des Stahlprodukts liegt, insbesondere von 2 bis 10 Vol.%.
[0089] Gemäss Erfindung sind Stahlprodukte bevorzugt, die einen Volumenanteil von Austenitkörnern umfassen, der vorzugsweise bei weniger als 5% des Gesamtvolumens des Stahlprodukts beträgt. Diese Austenitkörner weisen vorzugsweise eine Maximalgröße auf, die kleiner ist als 1 pm.
Bezugszeichen
Medium-Mangan -Stähle 1
TRIP Stähle 2
HD Güten 3
Erstes Abkühlen AI zweites Abkühlen A2
Asymptote Asy erste Haltedauer 51 zweite Haltedauer δ2
Erwärmen El
Erstes Halten H l zweites Halten H2 erste Haltetemperatur Tl zweite Haltetemperatur T2

Claims

Ansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Mangan-Stahlprodukts, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
- Bereitstellen einer Legierung mit
o einem Kohlenstoffanteil (C) im folgenden Bereich 0,02 < C < 0,35 Gew.%, und
o einem Mangananteil (Mn) im folgenden Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 6 Gew.%,
- Durchführen eines en-bloc Glühverfahrens mit den folgenden Teilschritten, wobei das en-bloc Glühverfahren eine kontinuierlich ablaufende Temperaturbehandlung ohne Unterbrechung ist, nach welcher das Stahlprodukt erneut erwärmt werden muss:_
o Erwärmen (El) des Stahlprodukts auf eine erste Haltetemperatur (Tl), die im Bereich von 820 °C ±20°C liegt,
o Erstes Halten (Hl) des Stahlprodukts während einer ersten Haltedauer
(51) auf der ersten Haltetemperatur (Tl),
o Schnelleres erstes Abkühlen (AI) des Stahlprodukts auf eine zweite
Haltetemperatur (T2), die im Bereich zwischen 350 °C und 450 °C liegt, o Zweites Halten (H2) des Stahlprodukts während einer zweiten Haltedauer
(52) im Bereich der zweiten Haltetemperatur (T2),
o Durchführen eines langsameren zweiten Abkühlens (A2), wobei das schnellere erste Abkühlen (AI) mit einer Abkühlrate erfolgt, die höher ist als die Abkühlrate des langsameren zweiten Abkühlens (A2).
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil (C) im einem der folgenden Bereiche liegt
a. 0,05 < C < 0,22 Gew.%, oder
b. 0,09 < C < 0, 18 Gew.%.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangananteil (Mn) im Bereich 4 Gew.% < Mn < 6 liegt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Mangan-Stahlprodukt während des langsameren zweiten Abkühlens (A2) gewickelt wird. 5. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass das zweite Abkühlen (A2) einen kurvenförmigen, vorzugsweise einen asymptotischen Verlauf hat, dessen Asymptote (Asy) vorzugsweise bei 100 °C liegt. 6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur des Mangan-Stahlprodukts während des zweiten Haltens (H2) im Bereich der zweiten Haltetemperatur (F2)_konstant oder mit der Zeit abnehmend ist.
Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass beim Bereitstellen der Legierung die folgenden Beimengungen vorgenommen werden :
o AI- und Si -Anteile < 4 Gew.%, und/oder
o P-Anteil < 0,03 Gew.%, und/oder
o Cu-Anteil < 0, 1 Gew.%.
8. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Haltedauer (δΐ) eine Dauer von maximal 10 Minuten und die zweite Haltedauer (52) je eine Dauer von maximal 15 Minuten haben, wobei vorzugsweise gilt: 51 < 5 min und 52 < 10 min.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Mangan-Stahlprodukt bainitische Latten aufweist, die eine Breite zwischen 10 und 350 nm haben, wobei die Latten vorzugsweise eine Breite zwischen 10 nm und 100 nm haben.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem Mangan-Stahlprodukt um ein Medium-Mangan-Stahlprodukt handelt, das eine bainitische Mikrostruktur aufweist, deren Anteil grösser ist als 5 Vol.% des Stahlprodukts, wobei der Anteil der bainitischen Mikrostruktur vorzugsweise im Bereich von 10 bis 80 Vol.% und besonders vorteilhaft im Bereich von 20 bis 40 Vol.% liegt. 11. Mangan-Stahlprodukt, das mittels eines Verfahrens nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 9 hergestellt wurde, wobei das Mangan- Stahlprodukt umfasst:
- einen Anteil einer bainitischen Mikrostruktur, der zwischen 5 - 80 Vol.% und vorzugsweise zwischen 10 - 80 Vol.% des Stahlprodukts beträgt,
und wobei das Stahlprodukt eine Zugfestigkeit, die grösser ist als 1200 MPa, und eine Mindestbruchdehnung zwischen 10% - 20% aufweist.
12. Mangan-Stahlprodukt nach Anspruch 11, welches umfasst:
- einen Restaustenit-Anteil, der weniger als 30 Vol.% des Stahlprodukts beträgt, wobei der Restaustenit-Anteil vorzugsweise weniger als 10 Vol.% des Stahlprodukts beträgt,
- einen Anteil einer austenitischen Mikrostruktur aufweist, der im Bereich von 5 bis 20 Vol.% des Stahlprodukts liegt, und
- einen Volumenanteil von Austenitkörnern, der vorzugsweise bei weniger als 5% des Gesamtvolumens des Stahlprodukts beträgt.
13. Mangan-Stahlprodukt nach Anspruch 11, welches bainitische Latten aufweist, die eine Breite zwischen 10 und 350 nm haben, wobei die Latten vorzugsweise eine Breite zwischen 10 nm und 100 nm haben.
EP15802096.6A 2014-12-01 2015-11-30 Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung Active EP3227465B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP14195644.1A EP3029162B1 (de) 2014-12-01 2014-12-01 Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts
PCT/EP2015/078105 WO2016087392A1 (de) 2014-12-01 2015-11-30 Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP3227465A1 true EP3227465A1 (de) 2017-10-11
EP3227465C0 EP3227465C0 (de) 2024-09-11
EP3227465B1 EP3227465B1 (de) 2024-09-11

Family

ID=51999332

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP14195644.1A Active EP3029162B1 (de) 2014-12-01 2014-12-01 Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts
EP15802096.6A Active EP3227465B1 (de) 2014-12-01 2015-11-30 Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP14195644.1A Active EP3029162B1 (de) 2014-12-01 2014-12-01 Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11124850B2 (de)
EP (2) EP3029162B1 (de)
JP (1) JP2018502986A (de)
KR (1) KR102029561B1 (de)
CN (1) CN107109506B (de)
ES (1) ES2674133T3 (de)
WO (1) WO2016087392A1 (de)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016104800A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlbauteils und ein warmumgeformtes Stahlbauteil
WO2017168436A1 (en) * 2016-03-30 2017-10-05 Tata Steel Limited A HOT ROLLED HIGH STRENGTH STEEL (HRHSS) PRODUCT WITH TENSILE STRENGTH OF 1000 -1200 MPa AND TOTAL ELONGATION OF 16%-17%
WO2018050387A1 (de) * 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur herstellung eines umgeformten bauteils aus einem manganhaltigen stahlflachprodukt und ein derartiges bauteil
KR101940912B1 (ko) * 2017-06-30 2019-01-22 주식회사 포스코 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법
EP3594368A1 (de) * 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
CN115323135B (zh) * 2022-08-12 2023-05-23 华北理工大学 一种强塑积不低于45GPa%的超高强塑积中锰钢的制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3350944B2 (ja) * 1991-12-21 2002-11-25 住友金属工業株式会社 延性，耐食性の優れた高張力冷延薄鋼板と製造法
JP4192688B2 (ja) * 2003-06-11 2008-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板
DE10332722B3 (de) * 2003-07-18 2004-10-21 Benteler Automobiltechnik Gmbh Federteller für ein Kraftfahrzeug-Federbein
WO2007064172A1 (en) * 2005-12-01 2007-06-07 Posco Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof
JP4962440B2 (ja) 2008-07-31 2012-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
US20130192726A1 (en) * 2010-10-12 2013-08-01 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of hot forming a steel blank and the hot formed part
EP2683839B1 (de) * 2011-03-07 2015-04-01 Tata Steel Nederland Technology B.V. Verfahren zur herstellung von hochfestem formbarem stahl und damit hergestellter hochfester formbarer stahl
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
CN102925790B (zh) 2012-10-31 2014-03-26 钢铁研究总院 一种连续退火工艺生产高强塑积汽车用钢板的方法
CN102943169B (zh) * 2012-12-10 2015-01-07 北京科技大学 一种汽车用超高强薄钢板的淬火退火制备方法
MX353980B (es) 2012-12-21 2018-01-29 Weg Equipamentos Eletricos S A Motores Sistema de intercambio de calor para cubiertas de maquinas electricas giratorias.
EP2746409A1 (de) * 2012-12-21 2014-06-25 Voestalpine Stahl GmbH Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
CN104032109B (zh) * 2014-06-13 2016-08-24 北京科技大学 一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法
EP2982769A1 (de) * 2014-08-06 2016-02-10 Indexator Group AB Stahl, verfahren zu dessen herstellung und komponente
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
None *
See also references of WO2016087392A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
EP3029162A1 (de) 2016-06-08
CN107109506B (zh) 2019-03-12
CN107109506A (zh) 2017-08-29
KR20170090446A (ko) 2017-08-07
US11124850B2 (en) 2021-09-21
ES2674133T3 (es) 2018-06-27
EP3227465C0 (de) 2024-09-11
US20170306429A1 (en) 2017-10-26
JP2018502986A (ja) 2018-02-01
EP3029162B1 (de) 2018-04-25
EP3227465B1 (de) 2024-09-11
KR102029561B1 (ko) 2019-11-08
WO2016087392A1 (de) 2016-06-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2690183B1 (de) Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
EP2710158B1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung
EP3305935B1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verwendung eines hochfesten stahlflachprodukts
EP2809819B1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3227465B1 (de) Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt mit einer speziellen legierung
EP2383353A2 (de) Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2019063081A1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP2690184B1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2015117934A1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3325678B1 (de) Umformbarer leichtbaustahl mit verbesserten mechanischen eigenschaften und verfahren zur herstellung von halbzeug aus diesem stahl
EP3902931A1 (de) Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten warmbanderzeugnissen
WO2015024903A1 (de) Verfahren zum herstellen eines stahlbauteils
EP3512968B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt
DE102017130237A1 (de) Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
DE102018132901A1 (de) Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
DE102016115618A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband
EP3899059A1 (de) Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten warmbanderzeugnissen
EP3924526A1 (de) Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten warmbanderzeugnissen
EP1319725B1 (de) Verfahren zum Herstellen von Warmband
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes
EP3964591A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2020038883A1 (de) Warmgewalztes unvergütetes und warmgewalztes vergütetes stahlflachprodukt sowie verfahren zu deren herstellung
DE112023005449T5 (de) Hochfestes und hochumformbares Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
EP4594548A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband

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: 20170524

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: 20201112

P01 Opt-out of the competence of the unified patent court (upc) registered

Effective date: 20230515

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C21D0006000000

Ipc: C22C0038000000

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Ref document number: 502015016945

Country of ref document: DE

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C21D0006000000

Ipc: C22C0038000000

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C22C 38/04 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C21D 6/00 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C21D 1/26 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C21D 1/18 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C22C 38/16 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20231201BHEP

Ipc: C22C 38/00 20060101AFI20231201BHEP

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: 20240119

GRAJ Information related to disapproval of communication of intention to grant by the applicant or resumption of examination proceedings by the epo deleted

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSDIGR1

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

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

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

INTC Intention to grant announced (deleted)
INTG Intention to grant announced

Effective date: 20240415

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

GRAL Information related to payment of fee for publishing/printing deleted

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSDIGR3

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

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

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502015016945

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

U01 Request for unitary effect filed

Effective date: 20241002

P04 Withdrawal of opt-out of the competence of the unified patent court (upc) registered

Free format text: CASE NUMBER: APP_57814/2024

Effective date: 20241022

U07 Unitary effect registered

Designated state(s): AT BE BG DE DK EE FI FR IT LT LU LV MT NL PT RO SE SI

Effective date: 20241024

U20 Renewal fee for the european patent with unitary effect paid

Year of fee payment: 10

Effective date: 20241127

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

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: 20241211

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

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: 20241212

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

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: 20240911

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

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: 20240911

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: 20241211

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: 20241211

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: 20241211

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: 20240911

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: 20241212

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: 20240911

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

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: 20250111

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

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: 20240911

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

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: 20240911

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: 20240911

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: 20240911

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

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: 20240911

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

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

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

Ref country code: CH

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

Effective date: 20241130

26N No opposition filed

Effective date: 20250612

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

Effective date: 20241211

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: 20241211

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: 20241130

U20 Renewal fee for the european patent with unitary effect paid

Year of fee payment: 11

Effective date: 20251126

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

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; INVALID AB INITIO

Effective date: 20151130