EP3847284A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number
EP3847284A1
EP3847284A1 EP18773945.3A EP18773945A EP3847284A1 EP 3847284 A1 EP3847284 A1 EP 3847284A1 EP 18773945 A EP18773945 A EP 18773945A EP 3847284 A1 EP3847284 A1 EP 3847284A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
content
weight
atomic
flat steel
gew
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
EP18773945.3A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3847284C0 (de
EP3847284B1 (de
Inventor
Nicholas WINZER
Richard G. THIESSEN
Rainer FECHTE-HEINEN
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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 ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3847284A1 publication Critical patent/EP3847284A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3847284C0 publication Critical patent/EP3847284C0/de
Publication of EP3847284B1 publication Critical patent/EP3847284B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/24—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
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a hot-rolled flat steel product with an optimized combination of high tensile strength Rm and high
  • the invention also relates to a method for producing such a hot-rolled flat steel product.
  • Alloy elements relate to weight (in% by weight or YGEW, where Y is the element symbol). Likewise, the sums or total concentrations formed from this salary information relate to the weight (stated in% by weight or YGEW), unless expressly stated otherwise. Information given in “atom%” or “YAT” (where Y is the element symbol) about contents of alloy elements or summands formed therefrom relate to the number of atoms.
  • m Y is the atomic mass of element Y
  • I G EW is the content (in% by weight)
  • m is the atomic mass of component i in the mixture with Z components.
  • Treated steels known from the prior art or according to the invention and steel flat products produced therefrom are in accordance with the ISO 16630: 2017 standard of the International Organization for Standardization (see
  • Sheet metal punched hole is expanded with a mandrel until the first cracking.
  • Materials with very anisotropic or inhomogeneous microstructures are characterized by a relatively high sensitivity to edge cracking.
  • These include dual-phase steels, which consist of hard (e.g. martensite) and soft (e.g. ferrite) phases and have a distinctive rolling texture.
  • flat steel products with an isotropic or homogeneous microstructure are characterized by a relatively low sensitivity to edge cracking.
  • These steels include steels with a ferritic structure, in which very fine precipitates can be embedded to increase strength.
  • EP 1 338 665 A1 An example of such a steel is known from EP 1 338 665 A1.
  • the steel described there has a tensile strength of at least 550 MPa when hot-rolled into a flat steel product, which should be in combination with a high elongation and excellent elongation flange capability. Due to this combination of properties, such a steel is particularly suitable for the production of complex shapes
  • EP 1 338 665 A1 mentions that a hot-rolled steel strip (in
  • Wt .-%) ⁇ 0.15% C, 0.02 - 0.35% Ti and 0.05 to 0.7% Mo and should have a structure that should essentially consist of ferrite with single-phase and fine precipitations which are dispersed in the ferrite matrix with a grain size smaller than 10 nm.
  • a hot-rolled steel sheet corresponding to this requirement should consist of (in% by weight) ⁇ 0.06% C, ⁇ 0.5% Si, 0.5 - 2.0% Mn, ⁇ 0.06% P, ⁇ 0.005 S, ⁇ 0.1% AI, ⁇ 0.006% N, 0.02 - 0.10% Ti, 0.05 - 0.6% Mo and the rest are Fe.
  • the steel sheet composed in this way should have precipitates in its single-phase structure consisting of ferrite, the grain size of which is ⁇ 10 nm and of which 5 ⁇ 10 4 / pm 3 are present in the structure per unit volume.
  • d ”and d denote the precipitation quantities at the time 0 and t
  • V m the molar volume of the precipitation
  • Xc and XD the concentration or diffusivity of the speed-limiting element (for example Ti in the case of TiC precipitations)
  • g the interfacial energy g is composed in part of the strain energy, which is due to the
  • JP 2013-133498 A discloses a high-strength hot-rolled steel sheet which (in% by weight) 0.035-0.12% C, ⁇ 0.1% Si, ⁇ 1.2% Mn, ⁇ 0.03% P, ⁇ 0.005% S,
  • the structure of the hot-rolled steel sheet composed in this way consists of at least 95 area% ferrite with an average grain diameter of ⁇ 7 pm, carbide precipitates with an average diameter of less than 8 nm are present in the structure and the structure less than 0.1 vol. -% Contains cementite.
  • the steel sheet obtained in this way should have a tensile strength of at least 780 MPa.
  • the invention was based on the object of producing an inexpensive one
  • hot-rolled steel flat product which has a high strength and at the same time is too complex shaped for forming
  • Chassis components are increasingly being used to cut sheet metal from steel with a tensile strength of 550 MPa and more.
  • the sheet metal blanks are often subjected to a particularly high degree of deformation at their cut edges, which can lie on the outer edge of the sheet metal blank and / or on holes and cutouts. These deformations can occur when using materials with heterogeneous microstructures, such as. B.
  • Chassis components is suitable and because of its low
  • Edge crack sensitivity makes it possible to design these components so that the load to be borne by them can be safely introduced via the strongly deformed edges.
  • the invention has achieved this object in that such a flat steel product has at least the features specified in claim 1.
  • a hot-rolled flat steel product according to the invention is therefore characterized in that it has a tensile strength Rm of at least 550 MPa and a hole expansion ratio l of at least 30%, its structure comprising at least 90 area% of ferrite and the remainder up to 10 area% consists of pearlite or cementite and in the structure of the
  • Diameters of at most 10 nm are embedded.
  • the flat steel product according to the invention consists of a steel which consists of (in% by weight)
  • V the sum of the contents TIQEW of Ti and Nbc E w of Nb is limited to a maximum of 0.01% by weight. - In the event that Ti and / or Nb are present, the V content V G EW is at most 0.01% by weight.
  • Verhl (XAT + OGAT) / (CAT + NAT),
  • Cr AT is Cr GEW converted into atomic%
  • CAT is C GEW converted to atomic%
  • NAT N GEW converted to atomic%
  • T ⁇ A t Ti GEW converted to
  • VAT is V GEW converted into atomic%
  • Nb AT is Nb GE w converted into atomic%.
  • Verh2 XAUS / Cr A us
  • Ti A us is the Ti content of the precipitations in atomic%
  • V A us is the V content of the precipitations in atomic%
  • Nb A us is the Nb content of the precipitations in atomic%
  • Cr A us is the Cr content of the precipitates in atomic%.
  • the contents Ti AU s > VAUS, Nb AU s and Cr AU s of the excretions given in atomic% can be determined, for example, by energy-dispersive
  • a flat steel product according to the invention has a high tensile strength Rm of at least 550 MPa, in particular at least 660 MPa, and it also regularly achieves tensile strengths of at least 780 MPa or even at least 960 MPa.
  • the hole expansion ratio l determined for a steel flat product according to the invention in accordance with ISO 16630: 2017 is in each case at least 30%, in particular at least 50%, wherein hole expansion ratios l of at least 60% can also be represented.
  • a flat steel product according to the invention has a particularly favorable ratio of hole expansion capacity to
  • completely ferritic structure with carbonitride precipitates is particularly advantageous.
  • cementite and pearlite can be formed in the structure, the proportions of which can be up to 10% by area. may be.
  • the average grain size of the structure is typically 3 to 10 pm, in particular 3 to 8 pm.
  • the crystalline carbonitride precipitates embedded in the structure of a flat steel product according to the invention based on the inventive
  • the alloy selected according to the invention lays the foundation for the optimized properties of a hot-rolled one according to the invention
  • the carbon (C) provided in the steel alloy according to the invention is mainly set in the precipitates.
  • the concentration of the C dissolved in the mixed crystal is minimized.
  • a C content of more than 0.02% by weight, in particular more than 0.05% by weight, is required in order to achieve a high precipitation density and thus to achieve the required tensile strength of at least 550 MPa. Too high a C content would in turn lead to the formation of larger pearlite contents in the structure, which would reduce the ductility and increase the sensitivity to edge cracks.
  • the C content is therefore limited to a maximum of 0.3% by weight, in particular a maximum of 0.15% by weight, negative influences of the presence of C being able to be avoided particularly reliably if the C content of the steel is at most Is 0.10% by weight.
  • the contents of the elements determining the quantitative ratio Verhl are set within the content ranges specified according to the invention for these elements in such a way that 0.5 Verhl ⁇ 2.0 applies to the quantitative ratio Verhl, with quantitative ratios Verhl of 0.7-1.5 or 0.8 - 1, 3 have been found to be particularly favorable with regard to the desired properties of a flat steel product according to the invention.
  • Manganese (Mn) is an element that contributes to the strength of steel through the formation of mixed crystals. Mn also suppresses the formation of pearlite and cementite and in this way promotes the formation of Cr-containing carbonitride precipitates based on the contents of Ti, Nb or V provided according to the invention. For this reason, the Mn content in the steel according to the invention is at least 0 , 2% by weight, in particular more than 0.3% by weight, preferably at least 0.5% by weight, particularly preferably 1.0% by weight or 1.3% by weight, is provided. Too high a concentration of Mn has a negative effect on weldability and increases the risk of occurrence more strongly
  • the upper limit of the Mn content is therefore set to at most 2.5% by weight, with lower Mn contents of at most 2.0% by weight, in particular at most 1.7% by weight, of the possible negative effects of the presence Avoid particularly safe from Mn.
  • Silicon (Si) can optionally be added in amounts to suppress the formation of pearlite in the structure of a flat steel product according to the invention.
  • a content of at least 0.05% by weight of Si is required. The Si levels would be too high
  • the Si content is max. 0.7% by weight, with Si contents of up to 0.25% by weight, in particular up to 0.1% by weight, have proven to be particularly favorable with regard to the avoidance of negative influences of the presence of Si and, moreover, enable the product according to the invention to be galvanized in pieces later. If there are special demands on the ability to galvanize bars, a Si alloy is particularly preferably dispensed with and a maximum Si content of 0.03% by weight is selected.
  • Si At levels of up to 0.7% by weight, Si also contributes to solid solution strengthening, so that higher levels of Si may well be expedient if less demands are made on the surface quality and / or the ability to galvanize the piece.
  • Si contents which are above 0.7% by weight the rollability of the steels according to the invention is, however, influenced too strongly negatively, and the rolls may grow up during the rolling process.
  • Aluminum (AI) can also be added as an optional element to suppress the formation of pearlite. Because Al is usually used to deoxidize the melt, an Al content of at least 0.01% by weight is unavoidable in the normal production of the steel from which a flat steel product according to the invention is made. A too high Ai content can have a negative impact on the castability. Therefore, the upper limit of the Al content is limited to at most 1.0% by weight, preferably at most 0.7% by weight, in particular at most 0.5% by weight.
  • Findings of the invention can be used to coarsen the
  • the detection limit for Cr in steels of the type according to the invention is in the range of 0.03% by weight, whereas Cr contents of at least 0.05% by weight in
  • Atomic ratio of Ti to the Mo or W present is at most 4. This shows that the fact that in a
  • the upper limit of the Cr content in a flat steel product according to the invention is set to at most 0.5% by weight, preferably at most 0.25% by weight or at most 0.15% by weight. It should be noted that the Cr contents of a flat steel product according to the invention are set such that no pure Cr carbides are present in the flat steel product according to the invention.
  • the temperature at which the precipitation-stabilizing effect occurs is also reduced. This increases the certainty that a sufficient number of excretions can first be formed before the obstruction of coarsening of the excretions begins.
  • microalloying elements titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) are for the formation of the precipitates in the structure of the invention
  • XGEW [% by weight] - TIGEW + (VGEW / 1 > 06) + (NbGEw / 1 > 94) is at least 0.02% by weight, in particular at least 0.05% by weight, the required density distribution of excretions achieved.
  • the precipitates formed by Ti, Nb or V are in the
  • Ti or Nb are only used in total contents of at most 0 , 01% by weight, preferably at most 0.005% by weight, which are in the range of the unavoidable impurities in which neither Ti nor Nb have an effect on the properties of the steel.
  • Ti and Nb can be added alone or together, however, because the
  • V is therefore only tolerated as an unavoidable impurity, which can be present in contents of up to 0.01% by weight, preferably up to 0.005% by weight.
  • the XGEW value is limited to 0.5% by weight. In this way it is avoided that, for example, increased Nb contents lead to crack formation during continuous casting or during slab cooling or reheating. At the same time, only a certain content of microalloying elements is required for the desired strengths. If this is exceeded, there is only a slight further increase in strength. In addition, the average diffusion distances decrease, which increases the risk of undesired large precipitates. For these reasons, the Nb, Ti or V contents of the steel of a flat steel product according to the invention
  • Phosphorus (P) is unfavorable for the weldability of a flat steel product according to the invention.
  • the P contents of a flat steel product according to the invention are therefore limited to at most 0.02% by weight, in particular less than 0.02% by weight, with P contents of at most 0.010% by weight, in particular less than 0.005% by weight. -%, are particularly cheap.
  • S sulfur
  • MnS or (Mn, Fe) S which has a negative effect on the elongation.
  • the S content must therefore be limited to at most 0.005% by weight, in particular less than 0.003% by weight, preferably less than 0.0015% by weight.
  • N is present in the flat steel product according to the invention as an unavoidable impurity due to the production.
  • Precipitates embedded in the steel flat product according to the invention lie as carbonitrides in the form of (Ti, Cr) (C, N); (Nb, Cr) (C, N); (V, Cr) (C, N) or (Ti, Nb, Cr) (C, N). If nitrogen “N” is present, Ti, Nb and V preferably form nitrides or carbonitrides in the presence of C with N. That is why in practice it is technically and economically among them
  • the upper limit of the N content is therefore set at 0.01% by weight, preferably 0.005% by weight.
  • the upper limit of the Ca content according to the invention limited to 0.01 wt .-%, in particular at most 0.005 wt .-%, preferably at most 0.002 wt .-%.
  • the Mo and W contents are limited to at most 0.05% by weight, in particular at most 0.04% by weight, preferably 0.03% by weight, since these
  • B must not exceed 0.002% by weight, in particular 0.001% by weight, preferably 0.0005% by weight, in order to prevent the movement of the phase boundaries from being slowed down by B segregated on them and thereby the formation of Carbides and carbonitrides of Ti, Nb and V is hindered.
  • Cu can separate out as coarse particles, which have a negative effect on the mechanical properties. Cu also has a negative impact on castability. In order to avoid any influence of Cu, the permissible upper limit of the Cu content in the invention is
  • Flat steel product 0.1% by weight, in particular less than 0.04% by weight or less than 0.02% by weight.
  • Ni, Sn, As, Co, Zr, as well as rare earths, in particular La and / or Ce, are also not required as alloy elements in the flat steel product according to the invention and count in the event that they are nevertheless used in the invention
  • the Ni content is at most 0.1% by weight
  • the Sn content is at most 0.05% by weight
  • the As content is at most 0.02% by weight
  • the Co content is at most 0.02% by weight
  • the Zr content to a maximum of 0.002% by weight, in particular a maximum of 0.0002% by weight
  • the content of elements attributable to the rare earths, such as La and Ce to a maximum of 0.002% by weight in each case .-%, in particular a maximum of 0.0002 wt .-% limited.
  • O is the same
  • the maximum permissible O content is therefore set to 0.005% by weight, preferably 0.002% by weight.
  • H is very mobile in interstitial spaces in steel and, particularly in high-strength steels, can tear open the core when it is hot-rolled.
  • Flat steel products should therefore be as low as possible, but in any case at most 0.001% by weight, in particular at most 0.0006% by weight or at most 0.0004% by weight, with H contents of at most 0.0002 % By weight are particularly desirable.
  • the method according to the invention for producing a flat steel product according to the invention comprises the following steps: a) Melting a steel which consists of (in% by weight) 0.02-0.3% C, ⁇ 0.7% Si, ⁇
  • V content V G EW is at most 0.01% by weight.
  • XGEW [% by weight] TIQEW + (V GE w / 1, 06) + (Nb GE w / 1, 94) applies 0.02% ⁇ X GEW ⁇ 0.5%.
  • C A T is CGEW converted into atomic%
  • N A T is NQEW converted into atomic%
  • Ti AT is TIGEW converted into atomic%
  • V T is VGEW converted, in atomic%
  • NbAT is Nb G Ew converted into atomic%.
  • alloyed steel is cast into a preliminary product after it melts, which is the classic
  • Production route will be a standard size slab.
  • the steel can also be obtained by direct hot rolling of a continuous casting in a casting or rolling mill as a preliminary product a thin slab or in a
  • the preliminary product is heated to or at at least 1150 ° C
  • the heating temperature is max. Limited to 1350 ° C.
  • the hot rolling of the preliminary product takes place in a conventional manner, whereby the final temperature of the hot rolling must be at least 880 ° C. If the hot rolling end temperatures are too low, the rolling forces increase disproportionately and the desired isotropy of the material is lost due to the effects of thermomechanical rolling. Over 980 ° C
  • the hot-rolled steel strip leaving the hot rolling stack is cooled at a cooling rate of 20-400 ° C / s to a coiling temperature which is in the range of 560-690 ° C.
  • a cooling rate of at least 20 ° C / s is required to avoid the formation of pearlite and cementite as far as possible. Cooling speeds above 400 ° C / s are not technically feasible.
  • Coiler temperatures of 560 - 690 ° C cover the temperature range in which precipitates with an average size of less than 10 nm, in particular less than 5 nm, are formed. At higher
  • the average size of the carbonitrides is more than 10 nm, with which the target properties of the flat steel product according to the invention can no longer be achieved.
  • a targeted formation of small ones Excretions the size of which is less than 7 nm, in particular less than 5 nm, can be caused by reel temperatures of 580-670 ° C., in particular 590-650 ° C. At reel temperatures below 580 ° C, carbonitrides would no longer be excreted and their strength-increasing effect would not be achieved.
  • the atomic ratio Verh2 is of particular importance with regard to the precipitation processes during cooling in the coil.
  • a ratio of 2 - 20 in the precipitates is necessary in order to avoid a coarsening of the steel flat product according to the invention
  • precipitations with an average particle size of more than 5 nm (i.e.> 5 nm) but not more than 10 nm (i.e. ⁇ 10 nm) are to be produced, this can be done, as explained above, on the one hand by adjusting the reel temperature in the upper part of the reel temperature range specified according to the invention be effected, and on the other hand, be supported by the ratio Verh2 being set to 5-15, in particular 5-10.
  • Precipitates that have an average particle size of less than 5 nm present a homogeneous Cr distribution.
  • the edges of the precipitates have significantly higher Cr contents than the core of the precipitates.
  • the "core” is defined as the area of the excretions that makes up approx. 50% of the area of the excretions in microscopy and is closest to the area center. The remaining area of the excretion is defined as the border. With precipitates of more than 10 nm, the Cr content at the edge is significantly higher than in the core area and Cr has no effect in terms of avoiding coarsening of the precipitates.
  • melts A - S alloyed according to the compositions given in Table 1 were produced and cast into slabs.
  • the melts not according to the invention and their contents of certain alloying elements which deviate from the specifications of the invention are highlighted in Table 1 by underlining (steels B, D, E, F, N, O).
  • EWT Heating temperature
  • the tensile strength Rm, the upper yield strength ReH, the lower yield strength ReL and the elongation A50 were determined on the hot-rolled steel strips thus obtained in accordance with DIN EN ISO 6892-1: 2017.
  • the hole expansion l was determined in accordance with ISO 16630: 2017, the product Rm x l was formed and the average particle size of the excretions and the ratio Verh2 were determined.
  • Verh2 The ratio Verh2 of X A us (see Table 1) to Cr A us (in atomic%) in the precipitates is given in Table 2. Verh2 increases with increasing reel temperature and excretion size.
  • Example A is a reference composition which was used to investigate the influence of the reel temperature (see Examples A1 to A7). With this composition, the optimal mechanical-technological properties were achieved at reel temperatures in the range of 590 - 650 ° C.
  • Heating temperature EWT or finish rolling temperature ET leads to the formation of coarse deposits or an anisotropic structure and therefore poor mechanical-technological properties (see examples G13 and H16).
  • Steels I and J are Nb concepts and steels K and L are V concepts, from which steel strips were produced with different reel temperatures (see examples 119 to K28).
  • Examples I to L contain different levels of Si and Al. As with those on steel A
  • the steels M to O have a similar X GE w concentration as the steel A but different combinations of Ti, Nb and V.
  • the steel strip produced in the example M30 based on the steel M (Ti and Nb) has comparable ones
  • the steel P has a very high ratio.
  • the steel Q has a high Al content, but is otherwise relatively low alloyed. In contrast, the steel R is relatively high alloy. Steel strips were produced from steels Q and R under optimal conditions. These tests show that very different strengths can be achieved with high Rm ⁇ values, provided the ratio Verhl is in the target range.
  • the (Ti, Cr) (C, N) excretions are not recognizable at a magnification of 1000 times.
  • Example A1 contained no (Ti, Cr) (C, N) precipitates.

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

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm ≤ 550 MPa, einem Lochaufweitungsverhältnis λ ≤ 30 % und einem zu ≤ 90 Flächen-% aus Ferrit und als Rest zu ≤ 10 Flächen-% aus Perlit oder Zementit bestehenden Gefüge mit eingebetteten Karbonitrid-Ausscheidungen mit einem mittleren Durchmesser ≤ 10 nm. Das Stahlflachprodukt besteht aus einem Stahl, mit (in Gew.-%) 0,02 - 0,3 % C, ≤ 0,7 % Si, ≤ 1,0 % AI, 0,2 - 2,5 % Mn, 0,05 - 0,5 % Cr, ≤ 0,02 % P, ≤ 0,005 % S, ≤ 0,01 % N, ≤ 0,1 % Cu sowie mit mindestens einem Karbonitrid-Ausscheidungen bildenden Element der Gruppe „Ti, Nb, V" und als Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen mit folgenden Maßgaben: - Falls V vorhanden ist, ist die Summe der Gehalte TiGEW und NbGEW - 0,01 Gew.-%; - falls Ti oder Nb vorhanden sind, beträgt VGEW ≤ 0,01 Gew.-%; - für XGEW [Gew.-%]=TiGEW+(VGEW/1,06)+(NbGEW/1,94) gilt 0,02 % ≤ XGEW ≤ 0,5 %; - für Verhl = (XAT+CrAT) / (CAT+NAT) gilt 0,5 ≤ Verhl ≤ 2,0, mit XAT = TiAT+VAT+NbAT; wobei ΤίΑT, VAT, NbAT, CrAT, CAT bzw. NAT dem Ti-Gehalt TiGEW, dem V-Gehalt VGEW, dem Nb-Gehalt NbGEW, dem Cr-Gehalt CrGEW, dem C-Gehalt CGEW bzw. ΝΑT dem N-Gehalt NGEW jeweils umgerechnet in Atom-% entspricht und die Gehalte TiGEW, VGEW, NbGEW, CrGEW,CGEW und NGEW in Gew.-% angegeben sind. Die Erfindung nennt auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer optimierten Kombination aus hoher Zugfestigkeit Rm und einem hohem
Lochaufweitungsverhältnis l.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen warmgewalzten Stahlflachprodukts.
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, dann sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Stahlbleche, sowie daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen gemeint, deren Dicke wesentlich geringer ist als ihre Länge und Breite.
In diesem Text enthaltene Angaben zu den Gehalten von bestimmten
Legierungselementen beziehen sich auf das Gewicht (Angabe in Gew.-% bzw. YGEW, wobei Y das Elementsymbol ist). Ebenso beziehen sich die aus diesen Gehaltsangaben gebildeten Summen oder Gesamtkonzentrationen auf das Gewicht (Angabe in Gew.-% bzw. YGEW), soweit nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. In "Atom-%" bzw. "YAT" (wobei Y das Elementsymbol ist) gemachte Angaben zu Gehalten von Legierungselementen oder daraus gebildete Summanden beziehen sich jeweils auf die Atomanzahi.
Zur Umrechnung von Gew-% in Atom-% wird die übliche Formel verwendet, 100 %
wobei mY die Atommasse des Elements Y ist, IGEW der Gehalt (in Gew.-%) und m, die Atommasse der Komponente i in der Mischung mit Z Komponenten ist.
Die Anteile, die bestimmte Bestandteile am Gefüge eines Stahlflachprodukts einnehmen, sind im vorliegenden Text bezogen auf die Fläche (Angabe in Flächen-%) angegeben, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Sämtliche Angaben zu den Lochaufweitungseigenschaften der hier
behandelten, aus dem Stand der Technik bekannten oder erfindungsgemäßen Stähle und daraus erzeugter Stahlflachprodukte sind gemäß der Norm ISO 16630:2017 der International Organization for Standardization (s.
https://www.iso.org/standard/69771.html) ermittelt worden.
Die hier angegebenen mechanischen Eigenschaften wie Zugfestigkeit Rm, Streckgrenzen ReFI, ReL oder Dehnung A50, sind anhand der DIN EN ISO 6892-1 :2017 ermittelt worden, sofern nichts anderes angegeben ist.
Die steigende Nachfrage nach kraftstoffeffizienten Autos treibt einen steigenden Bedarf an Gewichtsreduzierung durch Leichtbau. Die geometrische Komplexität solcher Leichtbauteile fordert neue Stähle mit verbesserter Beständigkeit für komplexe Umformverfahren. Besonders wichtig ist die Empfindlichkeit der Stähle für Kantenrisse, die sich bei der Umformung von gestanzten Blechen bilden können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten„Lochaufweitungsprüfung“ bewertet, in welcher ein in eine
Blechprobe gestanztes Loch mit einem Dorn bis zur ersten Rissbildung aufgeweitet wird.
Materialien mit sehr anisotropen bzw. inhomogenen Mikrostrukturen zeichnen sich durch eine relative hohe Kantenrissempfindlichkeit aus. Dazu zählen Dualphasenstähle, die aus harten (z. B. Martensit) und weichen (z. B. Ferrit) Phasen bestehen und eine ausgeprägte Walztextur haben. Im Gegensatz dazu zeichnen sich Stahlflachprodukte mit einer isotropen bzw. homogenen Mikrostruktur durch eine relative niedrige Kantenrissempfindlichkeit aus. Zu diesen Stählen zählen Stähle mit ferritischem Gefüge, in das zur Festigkeitssteigerung sehr feine Ausscheidungen eingebettet sein können.
Ein Beispiel für einen solchen Stahl ist aus der EP 1 338 665 A1 bekannt. Der dort beschriebene Stahl weist im zu einem Stahlflachprodukt warmgewalzten Zustand eine Zugfestigkeit von mindestens 550 MPa auf, die in Kombination mit einer hohen Dehnung und einer ausgezeichneten Dehnungsflanschbarkeit vorliegen soll. Aufgrund dieser Eigenschaftskombination ist ein solcher Stahl besonders geeignet für die Herstellung von kompliziert geformten
Automobilchassisteilen. Allgemein wird dazu in der EP 1 338 665 A1 erwähnt, dass ein diese Anforderungen erfüllendes warmgewalztes Stahlband (in
Gew.-%) < 0,15 % C, 0,02 - 0,35 % Ti und 0,05 bis 0,7 % Mo enthalten und ein Gefüge aufweisen soll, dass im Wesentlichen aus Ferrit mit einphasigen und feinen Ausscheidungen bestehen soll, die mit einer Korngröße kleiner als 10 nm dispergiert in der Ferritmatrix vorliegen. Ein dieser Maßgabe entsprechendes, in der EP 1 338 665 A1 konkret genanntes warmgewalztes Stahlblech soll dabei aus (in Gew.-%) < 0,06 % C, < 0,5 % Si, 0,5 - 2,0 % Mn, < 0,06 % P, < 0,005 S, < 0,1 % AI, < 0,006 % N, 0,02 - 0,10 % Ti, 0,05 - 0,6 % Mo und als Rest aus Fe bestehen. Gleichzeitig soll das so zusammengesetzte Stahlblech in seinem einphasig aus Ferrit bestehenden Gefüge Ausscheidungen aufweisen, deren Korngröße <10 nm ist und von denen pro Volumeneinheit von 5 x 104 / pm3 im Gefüge vorhanden sind. Die unter der Bezeichnung„Nanohiten“
marktbekannten, diese Anforderungen erfüllende Stahlflachprodukte weisen ein ferritisches Gefüge auf, in das TiC-Ausscheidungen mit einer Größe von <5 nm eingebettet sind, welche die hohe Festigkeit und niedrige
Kantenrissempfindlichkeit des Stahls gewährleisten. Die Feinheit der TiC- Ausscheidungen wird dabei durch die Zulegierung von Mo ermöglicht, das eine Vergröberung der TiC-Ausscheidungen verhindert. Der der Karbid-Vergröberung zu Grunde liegende Mechanismus lässt sich durch die sogenannte„Ostwald-Reifung“ nach der Gleichung (1 ) beschreiben:
In dieser Gleichung bezeichnen d” und d" die Ausscheidungsgrößen zum Zeitpunkt 0 bzw. t, Vm das Molvolumen der Ausscheidung, Xc und XD die Konzentration bzw. Diffusivität des geschwindigkeitsbegrenzenden Elements (z.B. Ti bei TiC-Ausscheidungen) und g die Grenzflächenenergie g setzt sich zum Teil aus der Formänderungsenergie zusammen, die wegen der
Fehlpassung zwischen den Karbiden und der umgebenden Ferritmatrix entsteht. Eine Reduzierung der Formänderungsenergie fördert eine kohärente Grenzfläche zwischen den Karbiden und der Ferritmatrix und verhindert die Vergröberung der Karbide. Mo- bzw. W-Atome werden im ersten Stadium des Ausscheidungsprozesses in das Karbid aufgenommen und ersetzen dort die Ti, Nb bzw. V-Atome. In diesem Zusammenhang ist es bekannt, dass sowohl die Aufnahme der Mo- als auch W-Atome zur Reduzierung der
Formänderungsenergie führt.
Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der
JP 2013-133498 A ein hochfestes warmgewalztes Stahlblech bekannt, das (in Gew.-%) 0,035 - 0.12 % C, < 0.1 % Si, < 1 ,2 % Mn, < 0,03 % P, < 0,005 % S,
< 0,1 % AI, < 0,01 % N, 0,14 - 0,30 % Ti, < 3,0 % Cu und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Dabei ist der Cr-Gehalt des Stahls auf < 0,08 % eingestellt, um eine optimale Korrosionsbeständigkeit des
Stahlblechs zu erzielen, wobei Cr-Gehalte, die so gering wie möglich sind, in dieser Hinsicht als besonders vorteilhaft herausgestellt sind. Das Gefüge des so zusammengesetzten warmgewalzten Stahlblechs besteht zu mindestens 95 Flächen-% aus Ferrit mit einem mittleren Korndurchmesser von < 7 pm, wobei im Gefüge Karbidausscheidungen mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 8 nm vorhanden sind und das Gefüge weniger als 0,1 Vol.-% Zementit enthält. Das so beschaffene Stahlblech soll eine Zugfestigkeit von mindestens 780 MPa aufweisen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik lag der Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein kostengünstig herstellbares
warmgewalztes Stahlflachprodukt anzugeben, das eine hohe Festigkeit aufweist und sich gleichzeitig für die Umformung zu komplex geformten
Stahlformteilen, insbesondere Bauteilen für die Karosserie und das Fahrwerk von Fahrzeugen eignet. Für die Konstruktion von Karosserie- und
Fahrwerksbauteilen werden immer häufiger Blechzuschnitte aus Stählen mit einer Zugfestigkeit von 550 MPa und mehr verwendet. Die Blechzuschnitte werden an ihren Schnittkanten, die an der Außenkante des Blechzuschnittes und / oder an Löchern und Aussparungen liegen können, häufig einer besonders hohen Verformung unterzogen. Diese Verformungen können bei Verwendung von Werkstoffen mit heterogenen Mikrostrukturen, wie z. B.
Dualphasenstählen, zu einem Versagen der Kanten führen. Daher sollte ein Stahlflachprodukt bereitgestellt werden, das auf Grund seiner homogenen Mikrostruktur besonders für die Fertigung von Karosserie- und
Fahrwerksbauteilen geeignet ist und es auf Grund seiner geringen
Kantenrissempfindlichkeit ermöglicht, diese Bauteile so zu konstruieren, dass die von ihnen zu tragende Last sicher über die stark verformten Kanten eingeleitet werden kann.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
warmgewalzten Stahlflachprodukts genannt werden.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein solches Stahlflachprodukt mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Verfahren ist in Anspruch 13 angegeben. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt zeichnet sich demnach dadurch aus, dass es eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 550 MPa und ein Lochaufweitungsverhältnis l von mindestens 30 % aufweist, wobei sein Gefüge zu mindestens 90 Flächen-% aus Ferrit und als Rest zu bis zu 10 Flächen-% aus Perlit oder Zementit besteht und in das Gefüge des
Stahlflachprodukts Karbonitrid-Ausscheidungen mit einem mittleren
Durchmesser von höchstens 10 nm eingebettet sind.
Dazu besteht das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der aus (in Gew.-%)
0,02 - 0,3 % C,
< 0,7 % Si,
< 1 ,0 % AI,
0,2 - 2,5 % Mn,
0,05 - 0,5 Cr,
< 0,02 % P,
< 0,005 % S,
< 0,01 % N,
< 0,1 % Cu
sowie aus mindestens einem die Karbonitrid-Ausscheidungen bildenden Element aus der Gruppe„Ti, Nb, V“ und als Rest aus Eisen und
unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei für das hinsichtlich der Karbonitrid- Ausscheidungen bildende Element folgende Maßgaben gelten:
- Im Fall, dass V vorhanden ist, ist die Summe der Gehalte TIQEW an Ti und NbcEw an Nb auf höchstens 0,01 Gew.-% beschränkt. - Im Fall, dass Ti und/oder Nb vorhanden sind, beträgt der V-Gehalt VGEW höchstens 0,01 Gew.-%.
- Für eine aus dem jeweiligen Ti-Gehalt TiGEW, dem jeweiligen V-Gehalt VGEW und dem jeweiligen Nb-Gehalt NbGEW des Stahls gebildete Gesamtkonzentration
XGEW [Gew.-%] = TiGEw + (VGEw/1 ,06) + (NbGEw/1 ,94) gilt
0,02 % s- XGEw— 0,5 %.
- Für ein Mengenverhältnis
Verhl = (XAT + OGAT) / (CAT + NAT),
gilt 0,5 < Verhl < 2,0, mit XAT = T T + VAT + NbAT,
wobei gilt:
CrAT ist CrGEW umgerechnet in Atom-%,
CAT ist CGEW umgerechnet in Atom-%,
NAT ist NGEW umgerechnet in Atom-%, TΐAt ist TiGEW umgerechnet in
Atom-%,
VAT ist VGEW umgerechnet in Atom-%,
NbAT ist NbGEw umgerechnet in Atom-%.
Optimale Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ergeben sich hier, wenn für ein Mengenverhältnis
Verh2 = XAUS / CrAus
gilt
2 < Verh2 < 20 mit XAUS [Atom-%] = TIAUS + VAUS + NbAus
wobei gilt:
TiAus ist Ti-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-% VAus ist V-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%
NbAus ist Nb-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%
CrAus ist Cr-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%.
Die jeweils in Atom-% angegebenen Gehalte TiAUs> VAUS, NbAUs und CrAUs der Ausscheidungen lassen sich beispielsweise durch energiedispersive
Röntgenmikrobereichsanalyse ("EDX") bestimmen.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist dabei eine hohe Zugfestigkeit Rm von mindestens 550 MPa, insbesondere mindestens 660 MPa auf, wobei es regelmäßig auch Zugfestigkeiten von mindestens 780 MPa oder sogar mindestens 960 MPa erreicht.
Das für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt gemäß ISO 16630:2017 ermittelte Lochaufweitungsverhältnis l beträgt dabei jeweils mindestens 30 %, insbesondere mindestens 50 %, wobei sich auch Lochaufweitungsverhältnisse l von mindestens 60 % darstellen lassen.
Hierbei hat sich herausgestellt, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt ein besonderes günstiges Verhältnis von Lochaufweitungsvermögen zu
Festigkeit aufweist. So werden bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auch bei hohen Festigkeiten hohe Lochaufweitungsverhältnisse l erzielt. Dies äußert sich in hohen Werten für das Produkt Rm-l aus Zugfestigkeit Rm und Lochaufweitung l. Hier erreicht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt regelmäßig Rm^-Werte von mindestens 30.000 MPa-%, insbesondere
mindestens 40.000 MPa-% oder sogar mindestens 50.000 MPa-%.
Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflach produkts besteht zu
mindestens 90 Flächen-% aus Ferrit, wobei ein im technischen Sinne
vollständig ferritisches Gefüge mit Karbonitrid-Ausscheidungen besonders vorteilhaft ist. Jedoch kann es bei entsprechender Legierungslage zur Bildung von Zementit und Perlit im Gefüge kommen, deren Anteile bis zu 10 Flächen-% betragen dürfen. Die mittlere Korngröße des Gefüges liegt typischerweise bei 3 - 10 pm, insbesondere 3 - 8 pm.
Die im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingebetteten Cr- haitigen Karbonitrid-Ausscheidungen auf Basis der erfindungsgemäß
vorgesehenen Gehalte an Ti, Nb oder V liegen mit einem mittleren
Partikeldurchmesser von höchstens 10 nm vor. Die Feinheit der
Ausscheidungen trägt entscheidend zur angestrebten Kombination aus hoher Festigkeit und gutem Lochaufweitungsvermögen bei. Daher beträgt der mittlere Partikeldurchmesser der im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
vorhandenen Ausscheidungen bevorzugt höchstens 7 nm, insbesondere höchstens 5 nm.
Die erfindungsgemäß ausgewählte Legierung legt den Grundstein für die optimierten Eigenschaften eines erfindungsgemäßen warmgewalzten
Stahlflachprodukts.
Der in der erfindungsgemäßen Stahllegierung vorgesehene Kohlenstoff (C) wird hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird dabei minimiert. Ein C-Gehalt von mehr als 0,02 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,05 Gew.-%, ist erforderlich, um eine hohe Ausscheidungsdichte zu erreichen und so die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 550 MPa zu erreichen. Ein zu hoher C-Gehalt wiederum würde zur Bildung von größeren Perlitgehalten im Gefüge führen, durch die die Duktilität verringert und die Kantenrissempfindlichkeit erhöht würde. Daher ist der C- Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,15 Gew.-%, beschränkt, wobei sich negative Einflüsse der Anwesenheit von C dadurch besonders sicher vermeiden lassen, wenn der C-Gehalt des Stahls höchstens 0,10 Gew.-% beträgt.
Zu beachten ist dabei jeweils, dass der C-Gehalt im Rahmen der hier gemachten Vorgaben so eingestellt werden muss, dass die erfindungsgemäß vorgeschriebenen Maßgaben für das Mengenverhältnis Verhl eingehalten werden.
Konkret werden die Gehalte der das Mengenverhältnis Verhl bestimmenden Elemente innerhalb der jeweils zu diesen Elementen erfindungsgemäß vorgegebenen Gehaltsbereiche so eingestellt, dass für das Mengenverhältnis Verhl gilt 0,5 Verhl < 2,0, wobei sich Mengenverhältnisse Verhl von 0,7 - 1 ,5 oder 0,8 - 1 ,3 als besonders günstig im Hinblick auf die angestrebten Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts herausgestellt haben.
Mangan (Mn) ist ein Element, welches durch Mischkristallbildung zur Festigkeit des Stahls beiträgt. Mn unterdrückt zudem die Bildung von Perlit und Zementit und fördert auf diese Weise die Entstehung von Cr-haltigen Karbonitrid- Ausscheidungen auf Basis der erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an Ti, Nb oder V. Aus diesem Grund ist im erfindungsgemäßen Stahl ein Mn-Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,3 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt 1 ,0 Gew.-% oder 1 ,3 Gew.-%, vorgesehen. Eine zu hohe Mn-Konzentration wirkt sich allerdings negativ auf die Schweißbarkeit aus und erhöht das Risiko des Auftretens starker
Seigerungen. Daher ist die Obergrenze des Mn-Gehalts auf höchstens 2,5 Gew.-% gesetzt, wobei geringere Mn-Gehalte von höchstens 2,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 1 ,7 Gew.-%, die möglichen negativen Auswirkungen der Anwesenheit von Mn besonders sicher vermeiden.
Silizium (Si) kann optional in Gehalten zur Unterdrückung der Entstehung von Perlit im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zugegeben werden. Um diese Wirkung von Si zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% Si erforderlich. Zu hohe Gehalte an Si würden die
Oberflächenqualität des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
beeinträchtigen. Daher ist der Si-Gehalt auf max. 0,7 Gew.-% beschränkt, wobei Si-Gehalte von bis zu 0,25 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,1 Gew.-%, sich im Hinblick auf die Vermeidung negativer Einflüsse der Anwesenheit von Si als besonders günstig erweisen und zudem ein späteres Stückverzinken des erfindungsgemäßen Produktes ermöglichen. Wenn besondere Ansprüche an die Stückverzinkungsfähigkeit vorliegen, wird besonders bevorzugt auf eine Si- Legierung verzichtet und ein maximaler Si-Gehalt von 0,03 Gew.-% gewählt.
Bei Gehalten bis zu 0,7 Gew.-% trägt Si auch zur Mischkristallverfestigung bei, so dass höhere Si-Gehalte durchaus zweckmäßig sein können, wenn geringere Anforderungen an die Oberflächenqualität und/oder Stückverzinkungsfähigkeit gestellt werden. Bei Si-Gehalten, die oberhalb von 0,7 Gew.-% liegen, wird die Walzbarkeit der erfindungsgemäßen Stähle jedoch zu stark negativ beeinflusst und es kann bei der Walzbearbeitung zu Aufwachsungen auf den Walzen kommen.
Aluminium (AI) kann ebenfalls als optionales Element zur Unterdrückung der Entstehung von Perlit zugegeben. Weil AI üblicher weise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ist bei üblicher Erzeugung des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, ein Al-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% unvermeidbar. Ein zu hoher Ai-Gehalt kann sich jedoch negativ auf die Gießbarkeit auswirken. Daher wird die Obergrenze des Al-Gehalts auf höchstens 1 ,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,7 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,5 Gew.-%, beschränkt.
Die Anwesenheit von Chrom (Cr) in Gehalten von 0,05 - 0,5 Gew.-% ist von entscheidender Bedeutung für die Erfindung. So kann Cr nach den
Erkenntnissen der Erfindung genutzt werden, um die Vergröberung der
Ausscheidungen zu verhindern. Hierfür wird ein Gehalt von mindestens
0,05 Gew.-% Cr, bevorzugt mindestens 0,06 Gew.-% Cr oder, besonders bevorzugt, mehr als 0,08 Gew.-% oder mindestens 0,10 Gew.-%, benötigt. Die Nachweisgrenze für Cr in Stählen der erfindungsgemäßen Art liegt im Bereich von 0,03 Gew.-%, wogegen Cr-Gehalte von mindestens 0,05 Gew.-% im
Stahlwerk gezielt eingestellt werden können. Darunter liegende Cr-Gehalte werden hingegen als unwirksam angesehen. Überraschender Weise hat sich gezeigt, dass der Einfluss von Cr auf die Karbidvergröberung stärker ist als der von Mo und W bei gleichem Anteil in Atom-%. Auf diese Weise können bei Verwendung von Cr die gleichen mechanischen Eigenschaften wie bei Zugabe von Mo und W erzielt werden, jedoch sind dazu geringere Cr-Legierungsgehalte erforderlich. Dies gilt insbesondere bei Umrechnung der Legierungsgehalte in Gew.-%, da die Atommassen von Mo und W höher sind als die von Cr.
Die Effektivität der erfindungsgemäß vorgesehenen Zugabe an Cr wird auch dadurch belegt, dass sich ein niedriges Atomverhältnis Verh2 in den
Ausscheidungen bildet. So beträgt das Atomverhältnis von Ti zu Cr in
(Ti,Cr)(C,N)-Ausscheidungen, die eine Größe von ca. 10 nm haben,
beispielsweise mehr als 10. So haben frühere Untersuchungen gezeigt, dass bei der ausschließlichen Verwendung von Mo oder W zur Bildung von
Karbonitriden in Ausscheidungen mit einer Größe von ca. 10 nm das
Atomverhältnis von Ti zum jeweils anwesenden Mo oder W höchstens 4 beträgt. Dies zeigt, dass dadurch, dass bei einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt Cr in die Ausscheidungen aufgenommen worden ist, die Formänderungsenergie der Ausscheidung stärker reduziert wird als bei der Aufnahme von Mo oder W.
Im Umkehrschluss bedeutet dies, dass weniger Cr-Atome für den gewünschten Effekt benötigt werden als dies bei der Verwendung von Mo oder W der Fall wäre. Ein Überschuss von Cr erhöht allerdings die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation. Daher ist die Obergrenze der Gehalte an Cr bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf höchstens 0,5 Gew.%, bevorzugt höchstens 0,25 Gew.-% oder höchstens 0,15 Gew.-%, gesetzt. Zu beachten ist dabei, dass die Cr-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts so eingestellt sind, dass im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt keine reinen Cr- Karbide vorliegen. Durch den Einsatz von Cr an Stelle der im Stand der Technik verwendeten Elemente Mo bzw. W wird zudem die Temperatur abgesenkt, bei der der ausscheidungsstabilisierende Effekt eintritt. Dies erhöht die Sicherheit, dass eine ausreichende Anzahl an Ausscheidungen zunächst gebildet werden kann, bevor die Behinderung einer Vergröberung der Ausscheidungen einsetzt.
Dieser Zusammenhang wird als ursächlich für die oben beschriebene höhere Wirksamkeit von Cr in Bezug auf die benötigten Atomanteile gesehen.
Die Mikrolegierungselemente Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadium (V) sind für die Bildung der Ausscheidungen im Gefüge des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts wesentlich. Indem die Gehalte an V, Ti und Nb so eingestellt werden, dass die Gesamtkonzentration
XGEW [Gew.-%] - TIGEW + (VGEW/1 >06) + (NbGEw/1 >94) mindestens 0,02 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,05 Gew.-%, beträgt, wird die benötigte Dichte der Verteilung der Ausscheidungen erreicht.
Die von Ti, Nb oder V gebildeten Ausscheidungen liegen im
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nicht als reine Karbide, sondern, falls Stickstoff "N" in der Legierung vorhanden ist, regelmäßig als Karbonitride vor.
Es ist bekannt, dass Karbide und Nitride, die mit Ti, Nb und V gebildet werden, sehr unterschiedliche Löslichkeiten im Austenit und im Ferrit haben. Deshalb bilden sie sich bei sehr unterschiedlichen Temperaturen.
Um dennoch eine homogene Verteilung des erfindungsgemäß zugegebenen Cr in den Karbiden zu sichern und damit die Ausscheidungsvergröberung wirksam zu verhindern, werden im Fall, dass hinsichtlich der Eigenschaften des Stahls effektive Gehalte an V zugegeben werden, Ti oder Nb nur in Gehalten von in Summe höchstens 0,01 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,005 Gew-% zulegiert, die im Bereich der unvermeidbaren Verunreinigungen liegen, in denen weder Ti noch Nb einen Effekt auf die Eigenschaften des Stahls haben. Ti und Nb können hingegen alleine oder gemeinsam zugegeben werden, da die
Bildungstemperaturen, bei denen sich Ti- oder Nb-Ausscheidungen bilden, nahe genug beieinander liegen, um eine zeitnahe Ausscheidung beider
Elemente zu ermöglichen. Bei Zugabe von Ti oder Nb wird deshalb V nur als unvermeidbare Verunreinigung geduldet, die in Gehalten von bis zu 0,01 Gew.- %, bevorzugt bis zu 0,005 Gew-%, vorliegen kann.
Um negative Auswirkungen zu hoher Gehalte an Mikrolegierungselementen zu vermeiden, ist der Wert XGEW auf 0,5 Gew.-% beschränkt. Auf diese Weise wird vermieden, dass beispielsweise erhöhte Nb-Gehalte zu Rissbildungen beim Stranggießen oder bei der Brammenabkühlung oder -Wiedererwärmung führen. Gleichzeitig wird für die angestrebten Festigkeiten nur ein bestimmter Gehalt an Mikrolegierungselementen benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Festigkeitssteigerung. Zudem sinken die mittleren Diffusionsabstände, wodurch die Gefahr der Bildung unerwünschter großer Ausscheidungen steigt. Aus diesen Gründen werden die Nb-, Ti- oder V- Gehalte des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
vorteilhafterweise so eingestellt, dass der Wert XGEW nicht höher als 0,25 Gew.- % liegt.
Phosphor (P) ist ungünstig für die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Die P-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sind daher auf höchstens 0,02 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,02 Gew.- %, beschränkt, wobei P-Gehalte von höchstens 0,010 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,005 Gew.-%, besonders günstig sind.
Schwefel (S) führt bei ausreichend hohen Konzentrationen zur Bildung von MnS oder (Mn, Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Daher muss der S-Gehalt auf höchstens 0,005 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,003 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,0015 Gew.-%, beschränkt werden. N ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigung vorhanden. Die im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingebetteten Ausscheidungen liegen als Karbonitride in Form von (Ti,Cr)(C,N); (Nb,Cr)(C,N); (V,Cr)(C, N) oder (Ti,Nb,Cr)(C, N) vor. Sofern Stickstoff "N" anwesend ist, bilden Ti, Nb und V bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride oder Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirtschaftlich
darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unvermeidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe N-Gehalte
anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissinitiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu vermeiden, ist deshalb die Obergrenze des N-Gehalts auf 0,01 Gew.-%, bevorzugt 0,005 Gew.-%, festgesetzt.
Kalzium (Ca), Bor (B), Kupfer (Cu), Molybdän (Mo), Wolfram (W), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), Lanthan (La) und/oder Cer (Ce), Sauerstoff (O) und Wasserstoff (H) sind wie alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente den herstellungstechnisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials, aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt bei der Stahlerschmelzung und Verarbeitung in den Stahl gelangen. Die Gehalte an diesen Elementen sind so gering zu halten, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben.
Ca wird bei der Stahlerzeugung üblicherweise der Schmelze sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung, als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben. Eine zu hohe Konzentration von Ca kann jedoch zur Bildung von unerwünschten Einschlüsse führen, welche sich negativ auf die Mechanik und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze des Ca-Gehalts erfindungsgemäß auf 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,002 Gew.-%, eingeschränkt.
Die Gehalte an Mo und W sind auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,04 Gew.-%, bevorzugt 0,03 Gew.-%, beschränkt, da diese
Elemente aus den voranstehend erläuterten Gründen in einem
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nicht benötigt werden.
Die Gehalte an B dürfen 0,002 Gew.-%, insbesondere 0,001 Gew.-%, bevorzugt 0,0005 Gew.-%, nicht überschreiten, um zu verhindern, dass die Bewegung der Phasengrenzen durch an ihnen segregiertes B gebremst und dadurch die Bildung von Karbiden und Karbonitriden von Ti, Nb und V behindert wird.
Cu kann sich als grobe Partikel ausscheiden, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirken. Zudem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Gießbarkeit. Um jeden Einfluss von Cu zu vermeiden, beträgt die zulässige Obergrenze des Cu-Gehalts im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt 0,1 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,04 Gew.-% oder weniger als 0,02 Gew.-%.
Auch Ni, Sn, As, Co, Zr, sowie Seltene Erden, insbesondere La und/oder Ce, werden im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nicht als Legierungselemente benötigt und zählen im Fall, dass sie dennoch im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist der Ni-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, der Sn-Gehalt auf maximal 0,05 Gew.-%, der As-Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-%, der Co-Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-%, der Zr-Gehalt auf maximal 0,002 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0002 Gew.-%, und der Gehalt an den Seltenen Erden zuzurechnenden Elementen, wie La und Ce, auf jeweils maximal 0,002 Gew.- %, insbesondere maximal 0,0002 Gew.-%, beschränkt. O ist ebenso
unerwünscht im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt, da sich eine Oxidbelegung, die aus der Anwesenheit höherer O-Gehalte resultieren kann, sowohl auf die Mechanik, als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit des
Stahlflachprodukts negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige O-Gehalt wird daher auf 0,005 Gew.-%, bevorzugt auf 0,002 Gew.-%, festgesetzt. H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der H-Gehalt eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts sollte daher so gering wie möglich sein, in jedem Fall aber höchstens 0,001 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0006 Gew.-% oder maximal 0,0004 Gew.-%, betragen, wobei H-Gehalte von höchstens 0,0002 Gew.-% besonders angestrebt werden.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) 0,02 - 0,3 % C, < 0,7 % Si, <
1 ,0 % AI, 0,2 - 2,5 % Mn, 0,05 - 0,5 % Cr, < 0,02 % P, < 0,005 % S, < 0,01 % N, < 0,1 % Cu sowie aus mindestens einem die Karbonitrid-Ausscheidungen bildenden Element aus der Gruppe„Ti, Nb, V“ und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen mit folgenden Maßgaben besteht:
- Im Fall, dass V vorhanden ist, ist die Summe der Gehalte TiGEW an Ti und NbcEw an Nb auf höchstens 0,01 Gew.-% beschränkt.
- Im Fall, dass Ti und/oder Nb vorhanden sind, beträgt der V-Gehait VGEW höchstens 0,01 Gew.-%.
- Für eine aus dem jeweiligen Ti-Gehalt TiGEW, dem jeweiligen V-Gehalt VGEW und dem jeweiligen Nb-Gehalt NbGEw des Stahls gebildete
Gesamtkonzentration
XGEW [Gew.-%] = TIQEW + (VGEw/1 ,06) + (NbGEw/1 ,94) gilt 0,02 % < XGEW ^ 0,5 %.
- Für ein Mengenverhältnis Verhl = (XAT+CrAT) / (CA +NAT), gilt 0,5 < Verh1 < 2,0, mit XAT = T T + VAT + NÖAT
wobei gilt:
CrAT ist CTGEW umgerechnet in Atom-%,
CAT ist CGEW umgerechnet in Atom-%,
NAT ist NQEW umgerechnet in Atom-%,
TiAT ist TIGEW umgerechnet in Atom-%,
VAT ist VGEW umgerechnet in Atom-%,
NbAT ist NbGEw umgerechnet in Atom-%. b) Vergießen des Stahls zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme, einer
Dünnbramme oder ein gegossenes Band;
c) Temperieren des Vorprodukts auf eine 1150 - 1350 °C betragende
Temperatur;
d) Warmwalzen des Vorprodukts zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warmwalzendtemperatur von 880 - 980 °C;
e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer 20 - 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine 560 - 690 °C betragende Haspeltemperatur;
f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands zu einem Coil.
Der erfindungsgemäß entsprechend den voranstehend im Zusammenhang mit der Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
gegebenen Erläuterungen legierte Stahl wird nach seiner Erschmelzung zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich beim klassischen
Produktionsweg um eine Bramme üblicher Abmessung handeln wird. Jedoch kann aus dem Stahl auch durch direktes Warmwalzen eines Stranggusses in einer Gießwalzanlage als Vorprodukt eine Dünnbramme oder in einer
Bandgießanlage als Vorprodukt ein gegossenes Band erzeugt werden.
Das Vorprodukt wird auf mindestens 1150 °C erwärmt oder bei dieser
Temperatur gehalten. Eine derart hohe Erwärmungstemperatur ist erforderlich, um im Vorprodukt schon vorhandene Karbide und Nitride aufzulösen. Bei zu niedrigen Erwärmungstemperaturen bleiben die Legierungselemente in den Ausscheidungen gebunden, so dass keine neuen Ausscheidungen gebildet werden können. Aus wirtschaftlichen Gründen ist die Erwärmungstemperatur auf max. 1350 °C begrenzt.
Das Warmwalzen des Vorprodukts erfolgt in konventioneller Weise, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens mindestens 880 °C betragen muss. Bei zu niedrigen Warmwalzendtemperaturen steigen die Walzkräfte unverhältnismäßig an und die angestrebte Isotropie des Materials geht durch Effekte des thermomechanischen Walzens verloren. Über 980 °C liegende
Endtemperaturen sind technisch nicht realisierbar.
Das die Warmwalzstaffel verlassende warmgewalzte Stahlband wird mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 20 - 400 °C/s auf eine Haspeltemperatur abgekühlt, die im Bereich von 560 - 690 °C liegt.
Eine Abkühlrate von mindestens 20 °C/s ist erforderlich, um die Bildung von Perlit und Zementit weitestgehend zu vermeiden. Über 400°C/s liegende Abkühlungsgeschwindigkeiten sind technisch nicht realisierbar.
Haspeltemperaturen von 560 - 690 °C decken den Temperaturbereich ab, in dem Ausscheidungen mit einer durchschnittlichen Größe von weniger als 10 nm, insbesondere weniger als 5 nm, gebildet werden. Bei höheren
Temperaturen beträgt die durchschnittliche Größe der Karbonitride mehr als 10 nm, womit die Zieleigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht mehr erreicht werden können. Eine gezielte Bildung von kleinen Ausscheidungen, deren Größe weniger als 7 nm, insbesondere weniger als 5 nm, beträgt, lässt sich durch Haspeltemperaturen von 580 - 670 °C, insbesondere 590 - 650 °C, bewirken. Bei unterhalb von 580 °C liegenden Haspeltemperaturen würden keine Karbonitride mehr ausgeschieden und deren festigkeitssteigernde Wirkung würde ausbleiben.
Im Hinblick auf die Ausscheidungsvorgänge bei der Abkühlung im Coil von besonderer Bedeutung ist das Atomverhältnis Verh2. Ein 2 - 20 betragendes Verhältnis Verh2 in den Ausscheidungen ist erforderlich, um bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine Vergröberung der
Ausscheidungen während der Abkühlung im Coil nach dem Haspeln zu verhindern. Bei größeren Verhältnissen Verh2 könnte die erfindungsgemäß vorgegebene Maximalgröße der Karbonitride von höchstens 10 nm und damit einhergehend die Mindestfestigkeit und das gewünschte hohe
Lochaufweitungsverhältnis nicht erreicht werden. Wenn jedoch das Verhältnis Verh2 weniger als 2 beträgt, so steigt die Gefahr, dass sich unerwünschte Kristallstrukturen bilden, wenn die Karbide oder Karbonitride zu stark von Cr dominiert werden, oder sich sogar reine Cr-Karbide bilden.
Besonders sicher lassen sich die erfindungsgemäß genutzten Effekte der Bildung von Cr-haltigen Ausscheidungen dann herbeiführen, wenn für das Verhältnis Verh2 gilt: 2,3 < Verh2 ^ 15.
Im Fall, dass Ausscheidungen mit einer mittleren Partikelgröße von nicht mehr als 5 nm erzeugt werden sollen, kann dies neben der oben erläuterten Wahl einer geeigneten Haspeltemperatur dadurch betriebssicher erreicht werden, dass das Verhältnis Verh2 auf 2,5 - 5 eingestellt wird.
Sollen dagegen Ausscheidungen mit einer mittleren Partikelgröße von mehr als 5 nm (also >5 nm), aber nicht mehr als 10 nm (also <10 nm) entstehen, kann dies, wie oben erläutert, zum einen durch Einstellung der Haspeltemperatur im oberen Teil des erfindungsgemäß vorgegebenen Haspeltemperaturbereichs bewirkt werden, und zum anderen dadurch unterstützt werden, dass das Verhältnis Verh2 auf 5 - 15, insbesondere 5 - 10, eingestellt wird.
Wie eine hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie zeigt, liegt bei im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhandenen
Ausscheidungen, die eine mittlere Partikelgröße von weniger als 5 nm besitzen, eine homogene Cr-Verteilung vor. Bei Ausscheidungen im Größenbereich von ca. 5 bis 10 nm wurde dagegen gezeigt, dass die Ränder der Ausscheidungen wesentlich höhere Cr-Gehalte aufweisen als der Kern der Ausscheidungen. Hierbei wird als„Kern“ derjenige Bereich der Ausscheidungen definiert, der ca. 50 % der Fläche der Ausscheidung in der Mikroskopie ausmacht und dem Flächenschwerpunkt am nächsten ist. Als Rand wird die verbleibende Fläche der Ausscheidung definiert. Bei Ausscheidungen von mehr als 10 nm ist der Cr- Gehalt am Rand deutlich höher als im Kernbereich und Cr hat keine Wirkung mehr in Bezug auf die Vermeidung einer Vergröberung der Ausscheidungen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Es zeigen:
Abbildung 1 lichtmikroskopische Aufnahmen der Gefüge von bei Versuchen erhaltenen Stahlbändern;
Abbildung 2 transmissionselektronmikroskopische (TEM) Aufnahmen von
Gefügen von bei Versuchen erhaltenen Stahlbändern.
Es sind die entsprechend den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen legierten Schmelzen A - S erzeugt und zu Brammen vergossen worden. Die nicht erfindungsgemäßen Schmelzen und ihre von den Vorgaben der Erfindung abweichenden Gehalte an bestimmten Legierungselementen sind in Tabelle 1 durch Unterstreichungen hervorgehoben (Stähle B, D, E, F, N, O).
Nach einer in einem Stoßofen erfolgenden Erwärmung auf eine
Erwärmungstemperatur („EWT“) sind die aus den Stählen A - S erzeugten Brammen in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlband warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene warmgewalzte Stahlband hat die Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur („ET“) verlassen und ist anschließend mit einer Abkühlrate („dT“) auf eine Haspeltemperatur („HT") abgekühlt worden, bei der sie jeweils zu einem Coil gehaspelt worden sind. Anschließend sind die Stahlbänder im Coil auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die Produktionsvorgaben„EWT“,„ET“,„dT“ und„HT" sind in Tabelle 2 aufgeführt.
An den so erhaltenen warmgewalzten Stahlbändern sind gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2017 die Zugfestigkeit Rm, die obere Streckgrenze ReH, die untere Streckgrenze ReL und die Dehnung A50 bestimmt worden. Zusätzlich ist gemäß ISO 16630:2017 die Lochaufweitung l bestimmt, das Produkt Rm x l gebildet und die durchschnittliche Partikelgröße der Ausscheidungen sowie das Verhältnis Verh2 ermittelt worden.
Das Verhältnis Verh2 von XAus (s. Tabelle 1 ) zu CrAus (in Atom-%) in den Ausscheidungen ist in Tabelle 2 angegeben. Verh2 nimmt mit zunehmender Haspeltemperatur und zunehmender Ausscheidungsgröße zu. Der
Zusammenhang zwischen Verh2 und dem Ausscheidungsdurchmesser weist darauf hin, dass Cr die Vergröberung der Karbide verhindert.
Das Beispiel A ist eine Referenzzusammensetzung, welche zur Untersuchung des Einflusses der Haspeltemperatur verwendet wurde (siehe Beispiele A1 bis A7). Mit dieser Zusammensetzung wurden die optimalen mechanischtechnologischen Eigenschaften bei Haspeltemperaturen im Bereich von 590 - 650 °C erreicht.
Anhand der auf den Stählen B bis E aufbauenden Versuche wurden die Einflüsse von C, Si, Mn und Cr getrennt untersucht. In Stahl F wurde untersucht, welchen Einfluss das Fehlen bzw. die zu geringe Zugabe der Mikrolegierungselemente Ti, V und Nb hat. Die Konzentrationen der anderen Legierungselemente in den Beispielen B bis F waren ansonsten ähnlich wie bei den auf dem Stahl A basierenden Versuchen. Der Mangel an C, Mn, Cr oder Ti, V und/oder Nb führt zu mechanisch-technologischen Eigenschaften außerhalb des Zielbereichs (siehe Versuche B8 und D10 bis F12). Der Mangel an Si hat keinen wesentlichen Einfluss auf die Mechanik unter ähnlichen
Produktionsvorgaben (siehe Versuch C9).
Die Stähle G und H basieren ebenfalls auf dem Beispielstahl A, jedoch wurde hier das Verhältnis Verhl variiert. Die Variation von Verhl im Bereich 0,8 bis 1 ,2 hat keinen negativen Einfluss auf die mechanisch-technologischen
Eigenschaften unter ähnlichen Produktionsvorgaben (siehe Beispiele G14, G15, H17 und H18). Die auf den Stählen G und H basierenden Versuche wurden ebenfalls benutzt, um die Einflüsse der Erwärmungstemperatur EWT und der Endwalztemperatur ET auf die Eigenschaften des jeweils erhaltenen
Stahlbands zu untersuchen. Hier zeigte sich, dass eine zu niedrige
Erwärmungstemperatur EWT oder Endwalztemperatur ET zur Bildung von groben Ausscheidungen oder einem anisotropen Gefüge und dadurch schlechten mechanisch-technologischen Eigenschaften führt (siehe Beispiele G13 und H16).
Die Stähle I und J sind Nb-Konzepte und die Stähle K und L sind V-Konzepte, aus denen mit unterschiedlichen Haspeltemperaturen jeweils Stahlbänder erzeugt wurden (siehe Beispiele 119 bis K28). Die Beispiele I bis L enthalten unterschiedliche Gehalte an Si und AI. Wie bei den auf dem Stahl A
basierenden Versuchen wurden die optimalen mechanisch-technologischen Eigenschaften bei Haspeltemperaturen von 590 - 650 °C erreicht.
Die Stähle M bis O haben eine ähnliche XGEw-Konzentration wie der Stahl A aber verschiedene Kombinationen von Ti, Nb und V. Das beim Beispiel M30 auf Basis des Stahls M (Ti und Nb) erzeugte Stahlband hat vergleichbare
mechanisch-technologischen Eigenschaften wie die Stahlbänder, die auf Basis des Stahls A bei ähnlichen Haspeltemperaturen erzeugt worden sind. Die Versuche N31 (Ti und V) und 032 (Nb und V) haben dagegen trotz ähnlicher Haspeltemperaturen Stahlbänder mit im Vergleich zu den auf dem Stahl A aufbauenden Versuchen schlechteren mechanisch-technologischen
Eigenschaften ergeben.
Der Stahl P hat ein sehr hohes Verhältnis Verhl . Die aus dem Stahl P
bestehenden Stahlbänder wurden in den Versuchen P33 - P35 mit
unterschiedlichen Abkühlraten erzeugt. Bei einer zu niedrigen Abkühlrate wurde zu viel Perlit gebildet, wodurch die mechanisch-technologischen Eigenschaften stark verschlechtert wurden (siehe Beispiel P33).
Der Stahl Q hat einen hohen Al-Gehalt, ist aber ansonsten relativ niedrig legiert. Im Gegensatz dazu ist der Stahl R relativ hochlegiert. Aus den Stählen Q und R wurden Stahlbänder unter optimalen Bedingungen erzeugt. Diese Versuche zeigen, dass sehr unterschiedliche Festigkeiten mit hohen Rm^-Werten erreicht werden können, sofern das Verhältnis Verhl im Sollbereich liegt.
Der Stahl S wurde als hochreine Laborschmelze erzeugt und mit erhöhter Erwärmungs- und Warmwalztemperatur sowie sehr hoher Abkühlrate
prozessiert, um die Einflüsse entsprechend variierter Herstellparameter zu validieren.
Lichtmikroskopische Aufnahmen der Gefüge der bei den Versuchen A1 , A3, A4, A6 und A7 erhaltenen Stahlbänder sind in Abbildung 1 dargestellt. Zu erkennen sind eine Hauptphase aus Ferrit (grau/weiß) mit Spuren von Perlit (schwarz). Der Perlit-Gehalt der Gefüge nimmt mit zunehmender Haspeltemperatur zu.
Das Gefüge des beim Versuch A1 (HT = 550°C) erhaltenen Stahlbands enthält keinen Perlit. Bei 1000-facher Vergrößerung sind die (Ti,Cr)(C,N)- Ausscheidungen nicht erkennbar.
Die transmissionselektronmikroskopischen (TEM) Aufnahmen der Gefüge der bei den Versuchen A3, A4, A6 und A7 erhaltenen Stahlbänder sind in Abbildung 2 dargestellt. Alle Proben weisen feine (Ti,Cr)(C,N)-Ausscheidungen (dunklere Teilchen) auf. Der Durchmesser der Ausscheidungen nimmt mit zunehmender Haspeltemperatur zu, sodass die Durchmesser der Partikel beim Beispiel A3, A4 und A5 jeweils im Mittel unter 5 nm liegen, wobei dies beim Beispiel A3 besonders deutlich der Fall ist. In den Beispielen A3 und A4 sind die
Ausscheidungen nicht als Einzelpartikel zu erkennen und liegen in Form von Agglomeraten vor. Beispiel A1 enthielt keine (Ti,Cr)(C,N)-Ausscheidungen.
Die Verteilungen von Cr und Ti im Gefüge des beim Versuch A3 erhaltenen Stahlbands wurden mittels energiedispersiver Röntgenmikrobereichsanalyse (EDX) gemessen. Es zeigte sich, dass im Gefüge Karbonitride enthalten waren, die einen sehr hohen Anteil von Cr und Ti aufweisen.

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von
mindestens 550 MPa, einem Lochaufweitungsverhältnis l von mindestens 30 % und einem zu mindestens 90 Flächen-% aus Ferrit und als Rest zu bis zu 10 Flächen-% aus Perlit oder Zementit bestehenden Gefüge, in das Karbonitrid-Ausscheidungen mit einem mittleren Durchmesser von höchstens 10 nm eingebettet sind, bestehend aus einem Stahl, der aus (in Gew.-%) 0,02 - 0,3 % C, < 0,7 % Si, < 1 ,0 % AI, 0,2 - 2,5 % Mn,
0,05 - 0,5 % Cr, < 0,02 % P, < 0,005 % S, < 0,01 % N, < 0,1 % Cu sowie aus mindestens einem die Karbonitrid-Ausscheidungen bildenden Element aus der Gruppe„Ti, Nb, V“ und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen mit folgenden Maßgaben besteht:
- Im Fall, dass V vorhanden ist, ist die Summe der Gehalte T!GEW an Ti und NbGEw an Nb auf höchstens 0,01 Gew.-% beschränkt;
- im Fall, dass Ti und/oder Nb vorhanden sind, beträgt der V-Gehalt VGEW höchstens 0,01 Gew.-%;
- für eine Gesamtkonzentration
XGEW [Gew.-%] = TIGEW + (VQEW/1 ,06) + (NÖGEW/1 ,94) gilt 0,02 % ^ XGEW— 0,5 %.
- für ein Mengenverhältnis
Verhl = (XAT + CrA-r) / (CAT + NAT)
gilt 0,5 < Verh1 < 2,0, mit XAT = TΪAT + VAT + NÖAT, wobei TίAt dem in Atom-% umgerechneten Ti-Gehalt TiGEW, VAT dem in Atom-% umgerechneten V-Gehalt VGEW, NbAr dem in Atom-%
umgerechneten Nb-Gehalt NbGEVv, CrAT dem in Atom-% umgerechneten Cr-Gehalt CrGEW, CAT dem in in Atom-% umgerechneten C-Gehalt CGEw und NAT dem in Atom-% umgerechneten N-Gehalt NGEW entspricht und wobei die Gehalte TiGEw, VG w, NbGEw, CrGEw, CGEw und NGEw jeweils in Gew.-% angegeben sind.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dad u rch gekennze ich net, dass für ein Mengenverhältnis Verh2 = XAus / CrAus gilt
2 < Verh2 < 20 mit XAus [Atom-%] = TiAus + VAus + NbAus
und
TiAUS: Ti-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%
VAus: V-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%
NbAus: Nb-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%
CrAUs: Cr-Gehalt der Ausscheidungen in Atom-%.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h
ge kennzeich net, d ass sein Cr-Gehalt mehr als 0,08 Gew.-% beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad urch ge ke nnzeich net, dass die mittlere Korngröße seines ferritischen Gefüges 3 - 10 pm beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt mindestens 1 ,3 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-% beträgt.
7. Stahiflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Wert XGEW 0,05 - 0,25 Gew.-% beträgt.
8. Stahiflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für das Mengenverhältnis Verhl gilt
0,7 < Verhl <1,5.
9. Stahiflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für das Mengenverhältnis Verh2 gilt
2,3 < Verh2 <15.
10. Stahiflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der mittlere Durchmesser der
Ausscheidungen < 5 nm ist und dass für das Mengenverhältnis Verh2 gilt 2,5 < Verh2 < 5.
11. Stahiflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 10, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass der mittlere Durchmesser der Ausscheidungen > 5 nm ist und d a s s für das Mengenverhältnis Verh2 gilt 5 < Verh2 < 15.
12. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Lochaufweitungsverhältnis l
mindestens 50 % beträgt.
13. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche ausgebildeten Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte:
a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) 0,02 - 0,3 % C, < 0,7 % Si, < 1 ,0 % AI, 0,2 - 2,5 % Mn, 0,05 - 0,5 % Cr, < 0,02 % P, < 0,005 %
S, < 0,01 % N, < 0,1 % Cu sowie aus mindestens einem die Karbonitrid- Ausscheidungen bildenden Element aus der Gruppe„Ti, Nb, V“ und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen mit folgenden Maßgaben besteht:
- Im Fall, dass V vorhanden ist, ist die Summe der Gehalte TIGEW an Ti und NbGEw an Nb auf höchstens 0,01 Gew.-% beschränkt;
- im Fall, dass Ti und/oder Nb vorhanden sind, beträgt der V-Gehalt VGEW höchstens 0,01 Gew.-%;
- für eine aus dem jeweiligen Ti-Gehalt TIGEW, dem jeweiligen V-Gehalt VGEW und dem jeweiligen Nb-Gehalt NÖGEW des Stahls gebildete Gesamtkonzentration
XGEW [Gew.-%] = TIGEW + (VQEW/1 >06) + (NbGEw/1 >94) gilt 0,02 % ^ XGEW— 0,5 %;
- für ein Mengenverhältnis
Verhl - (CAT+^AT) I (CAT+NAT) gilt 0,5 < Verhl < 2,0, mit XAT = TIAT + VAT + N0AT!
wobei T T dem in Atom-% umgerechneten Ti-Gehalt TIGEW, VAT dem in Atom-% umgerechneten V-Gehalt VGEW, NbAT dem in Atom-%
umgerechneten Nb-Gehalt NbGEw, CrAT dem in Atom-% umgerechneten Cr-Gehalt CrGEw- CAT dem in in Atom-% umgerechneten C-Gehalt CQEW und NAT dem in Atom-% umgerechneten N-Gehalt NGEW entspricht und wobei die Gehalte TIGEW· VQEWI NbGEw> CTQEW. CQEW und NQEW jeweils in Gew.-% angegeben sind;
b) Vergießen des Stahls zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme, einer Dünnbramme oder ein gegossenes Band;
c) Temperieren des Vorprodukts auf eine 1150 - 1350 °C betragende Temperatur;
d) Warmwalzen des Vorprodukts zu dem warmgewalzten
Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur von 880 - 980 °C; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer 20 - 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine
560 - 690 °C betragende Haspeltemperatur;
f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands zu einem Coil.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 590 - 650 °C beträgt.
15. Bauteil, insbesondere Karosseriebauteil oder Fahrwerksbauteil, dadurch gekennzeichnet, dass es durch Umformung aus einem
Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 -12 hergestellt ist.
EP18773945.3A 2018-09-06 2018-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung Active EP3847284B1 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/EP2018/074005 WO2020048599A1 (de) 2018-09-06 2018-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP3847284A1 true EP3847284A1 (de) 2021-07-14
EP3847284C0 EP3847284C0 (de) 2023-08-16
EP3847284B1 EP3847284B1 (de) 2023-08-16

Family

ID=63683133

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP18773945.3A Active EP3847284B1 (de) 2018-09-06 2018-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Country Status (2)

Country Link
EP (1) EP3847284B1 (de)
WO (1) WO2020048599A1 (de)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102021105357A1 (de) 2021-03-05 2022-09-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102022121780A1 (de) 2022-08-29 2024-02-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3294699B2 (ja) * 1993-12-30 2002-06-24 株式会社神戸製鋼所 耐孔あき腐食性に優れた高強度強加工用鋼板の製造方法
ES2690275T3 (es) 2000-10-31 2018-11-20 Jfe Steel Corporation Chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia y método para la fabricación de la misma
JP5903883B2 (ja) 2011-12-27 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板とその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3847284C0 (de) 2023-08-16
WO2020048599A1 (de) 2020-03-12
EP3847284B1 (de) 2023-08-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3571324B1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP2383353B1 (de) Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
DE69226946T2 (de) Austenitischer manganstahlblech mit hoher verformbarkeit, festichkeit und schweissbarkeit und verfahren
DE3312257C2 (de)
EP2366035B1 (de) Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben
WO2006048034A1 (de) Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels “direct strip casting &#39;
DE69221597T2 (de) Hochfestes warmgewalztes Stahlfeinblech mit niedrigem Strechgrenzenverhältnis und Verfahren zu seiner Herstellung
EP2905348B1 (de) Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
DE112014004844T5 (de) Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Kaltumformbarkeit
WO2008052919A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit bor mikrolegierten mehrphasenstahl
EP2767601B1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung
EP3325678B1 (de) Umformbarer leichtbaustahl mit verbesserten mechanischen eigenschaften und verfahren zur herstellung von halbzeug aus diesem stahl
EP2767602B1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2022184580A1 (de) Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
WO2008052921A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit silizium legierten mehrphasenstahl
DE112006003553B9 (de) Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür
EP3847284B1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP1398390B1 (de) Ferritisch/martensitischer Stahl mit hoher Festigkeit und sehr feinem Gefüge
EP3964591A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
EP3771746A1 (de) Stahl, stahlflachprodukt, verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts und verwendung
EP3469108B1 (de) Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl
EP3719147A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
WO2023025635A1 (de) Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3405593B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
DE2937908A1 (de) Te-s-automatenstahl mit niedriger anisotropie und verfahren zu seiner herstellung

Legal Events

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

Free format text: STATUS: UNKNOWN

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: 20210303

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

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)
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: 20230307

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: FECHTE-HEINEN, RAINER

Inventor name: THIESSEN, RICHARD G.

Inventor name: WINZER, NICHOLAS

RAP3 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: THYSSENKRUPP AG

Owner name: THYSSENKRUPP STEEL EUROPE AG

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: CH

Ref legal event code: EP

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502018013001

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: 20230830

U07 Unitary effect registered

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

Effective date: 20230906

U20 Renewal fee paid [unitary effect]

Year of fee payment: 6

Effective date: 20231121

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: 20231117

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: 20231216

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: 20230816

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: 20231116

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: 20231216

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: 20230816

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: 20231117

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

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: 20230816

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: 20230816

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: 20230816

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: 20230816

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: 20230816

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: 20230816

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: 20230816

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502018013001

Country of ref document: DE

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: 20230816

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

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: MM4A

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: 20230906

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: 20230930

26N No opposition filed

Effective date: 20240517

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

Effective date: 20231116

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: 20230906

Ref country code: CH

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

Effective date: 20230930

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: 20231116