WO2014009404A1 - Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

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steel product
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flat
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Roland Sebald
Dorothea Mattissen
Sigrun EBEST
Stefan Follner
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled
  • flat steel products this refers to steel strips and sheets or blanks derived therefrom.
  • EP 2 028 282 A1 discloses a dual-phase steel which, in addition to a strength of at least 950 MPa and good formability, also has a
  • the known dual-phase steel consists of 20-70% martensite, up to 8% of retained austenite and the remainder of ferrite and / or bainite.
  • the known steel in wt .-%): C: 0.10 - 0.20%, Si: 0.10 - 0.60%, Mn: 1.50 - 2.50%, Cr: 0, 20 - 0.80%, Ti: 0.02-0.08%, B: ⁇ 0.0020%, Mo: ⁇ 0.25%, Al: ⁇ 0.10%, P: ⁇ 0.2%, S: ⁇ 0.01%, N: ⁇ 0.012% and the remainder iron and unavoidable impurities.
  • a flat steel product made from such a steel can be used as a hot strip or cold strip.
  • Si is used in the known steel to increase the strength by hardening the ferrite or bainite. To use this effect is a
  • the Si content is limited to 0.6% by weight, with lower upper limits for the Si content. Content are found to be particularly preferred in order to minimize the risk of grain boundary oxidation.
  • Deformations occur when openings, flanges, protrusions, protuberances or the like are formed in a flat steel product or a board formed therefrom or a component formed from such a board
  • the cutting gap is 8% to 14% of the sheet thickness.
  • the hold-down force is a maximum of 400 kN. Below the tool then becomes a round 100 mm diameter punch against the sample and the board is arched until the hole edge fails.
  • the maximum hole diameter d M reached when a first crack of the hole edge occurs is detected and the hole spreading ratio ⁇ ⁇ as
  • Ratio do / d M expressed in "%", determined.
  • the object of the invention was to provide a flat steel product which can be produced by simple means and, despite high strength values, has optimum deformability characterized by a high elongation at break and a good hole spreading ratio ⁇ ⁇ .
  • a method should be given which allows the production of such a flat steel product in a simple manner.
  • the solution according to the invention of the abovementioned object consists in that in the production of a cold-rolled strip according to the invention
  • a flat steel product according to the invention is accordingly produced from a steel which consists of (in% by weight)
  • unavoidable impurities Up to 0.1% Mo, up to 0.03% Nb, up to 0.03% V, up to 0.0008% B, up to 0, are included in the relevant unavoidable impurities (in% by weight). 01% S, up to 0.1% P, up to 0.01% N.
  • the structure of the flat steel product according to the invention is characterized in that it has 2-15% by volume, in particular at least 5% by volume, better still more than 8% by volume retained austenite.
  • the microstructure of a steel according to the invention is free in the technical sense of bainite and perlite. In other words, in the cold-rolled state, at most traces of bainite or perlite are present in the structure of a flat steel product according to the invention which have no influence on the technical properties of the flat steel product according to the invention.
  • he flat steel product according to the invention usually has a higher yield ratio at a lower "quality" calculated as the product of tensile strength Rm and elongation at break A80. This is due to the relatively high yield strength and the case
  • Flat steel product is similar to that of a dual-phase steel. However, a big difference can be found in the structures. While a flat steel product according to the invention has a residual austenite content of up to 15% Dual phase steels no or only very little
  • TRIP steels in contrast to the flat steel product according to the invention, have significantly higher elongations at break. This results in grades (Rm * A80) of 20,000 MPa *% and more. However, TRIP steels with elevated levels of carbon, silicon and / or. Must
  • a flat steel product according to the invention in which, on the one hand, high strengths and, on the other hand, good weldability are achieved by an adjustment of the contents of the alloying elements, which is optimized in particular with regard to the Si content.
  • the determined according to Marciniak LochetzWeitungscut ⁇ ⁇ is at least 6% in a flat steel product according to the invention, with regular
  • An inventive flat steel product has a high tensile strength Rm of 880 MPa
  • Flat steel product is at least 550 MPa, yielding regular yield strengths of 580 MPa and more. Typically, the yield strengths are
  • Flat steel products have a k-value that is regularly higher than 4.
  • Manganese is present in a flat steel product of the invention at levels of 1.5-2.5% by weight. The addition of manganese increases yield strength and tensile strength. Thus, in an inventive
  • the content of silicon which is present in a steel flat product according to the invention in contents of> 0.60-1.0% by weight, is of particular importance with regard to the formation of the microstructure.
  • Si content more than 0.60% by weight, pearlite formation is suppressed, allowing carbonization of the austenite with carbon, and concomitantly the carbonization of the austenite
  • the retained austenite transforms into martensite during the forming, whereby a
  • Silicon also forms mixed crystals with iron, which increase the strength in the steel.
  • the positive effects of the presence of silicon in a flat steel product according to the invention can be used particularly reliably if the Si content is at least 0.65% by weight, in particular at least 0.7% by weight.
  • the Si content is limited to at most 1.0% by weight, such scale formation being limited in particular when the Si content is limited to not more than 0.95% by weight.
  • the steel constituting the flat steel product according to the invention is aluminum-killed. Accordingly, flat steel products according to the invention regularly contain more than 0.01% by weight and up to 0.1% by weight of aluminum.
  • Chromium is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.2-0.6 wt%. Chromium strengthens the steel flat product according to the invention. In addition, when taking place in the course of the production of a flat steel product according to the invention
  • Hot processing of the steel is delayed by the presence of Cr, the formation of bainite.
  • a content of 0.2% by weight is required to achieve the necessary strength.
  • the content is limited to 0.6 wt .-%, since tests have shown that too high a chromium content is unfavorable to the elongation and concomitantly on the quality (Rm * A80) of the invention
  • Titanium is added to a flat steel product according to the invention as a micro-alloying element in amounts of 0.05-0.15% by weight. Due to the presence of Ti, the steel has the finest precipitates of Ti (C, N), the
  • the grain size of the structure according to ASTM is less than or equal to 15, ie less than or equal to 1.9 ⁇ .
  • To the desired Forming precipitates is a Ti content of
  • Strength values are necessary. Typical examples of these applications are crash-relevant components such as side members and permanently loaded chassis parts during operation.
  • the method according to the invention for producing a cold rolled flat steel product according to the invention comprises the following steps:
  • Impurities is poured into a precursor, which is a slab or
  • the precursor is at 1100 - 1300 ° C
  • heating may include heating from a lower temperature or as keeping the respective slab or thin slab under Exploiting the after their generation in them
  • Heating is carried out taking into account the geometry of the precursor and the performance of the available heating device so that the structure of the precursor is completely austenitic at the end of this heating.
  • the heated pre-product is then hot rolled to a hot strip whose thickness is typically 1.8-4.7 mm.
  • the temperature control in the several, usually five to seven rolling stands comprehensive
  • Hot rolling team is chosen so that in the first two stands of the hot roll relay no
  • the invention provides a hot rolling end temperature of
  • emerging hot strip is then cooled with air, water or air and water in combination to a 500 - 650 ° C amounting coiler temperature and coiled at this temperature.
  • a reel temperature below 500 ° C, the deformation resistance in the subsequent cold rolling process would be too high.
  • a reel temperature higher than 650 ° C there is a risk that it comes to deformability of harmful grain boundary oxidation.
  • the hot strip can optionally be pickled if required by quality requirements.
  • the resulting hot strip is then cold rolled to a cold rolled flat steel product, which is typically 0.6-2.5 mm thick.
  • the cold rolling degree achieved during cold rolling is at least 30%, so that recrystallization is possible at all.
  • the minimum annealing temperature of 750 ° C and a holding time of at least 80 s are necessary in order to achieve sufficient austenitization.
  • annealing temperatures of more than 900 ° C the formation of austenite would be promoted too much. This would lead to a shift in the structural parts in the
  • the flat steel product is cooled in two stages.
  • the flat steel product is overaged.
  • the final temperature after an aging period of 210 - 710 s is 100 - 400 ° C.
  • the flat steel product made heat treatment, the flat steel product is cooled to room temperature. In this case, from the unstabilized retained austenite further martensite can arise, which can further increase the strength of the flat steel product.
  • the strip is re-rolled with a degree of tempering of 0.2% to 2.0%.
  • a degree of tempering of 0.2% is required to maintain the flatness and the Adjust surface quality.
  • Dressing grades of 2% should not be exceeded, otherwise the
  • the flat steel product can finally be provided with a metallic protective layer, through which, for example, one for each
  • Cooling can be carried out with any suitable medium ensuring a sufficient cooling rate.
  • available cooling devices are used in practice. So can the
  • Cooling done in moving air it is also conceivable to carry out the cooling with the aid of water, which is sprayed onto the flat steel product.
  • Flat steel product is cooled by contact with the cooled rollers.
  • the cooled rollers Alternatively or additionally, the
  • the overaging treatment can be carried out, for example, by using the flat steel product in the
  • Overaging treatment undergoes a room shielded from the environment.
  • the temperature of the flat steel product is set to 100-400 ° C. Based on the temperature with which the Flat steel product in the overaging treatment
  • this temperature setting can be carried out as heating, cooling or holding.
  • metallic protective layer can be particularly effective electrolytic.
  • the invention is based on
  • the figure shows a diagram in which the typical for an inventive annealing spans the
  • the slabs were then thoroughly heated at an austenitizing temperature of 1100-1300 ° C., so that the slabs had a completely austenitic microstructure on entry into the subsequently passed hot rolling mill.
  • the slabs are then hot rolled at the hot rolling end temperatures WET given in Table 1b to hot strip with a thickness DKW of 1.8-4.6 mm, then air, to the respective, also indicated in Table lb Coiler temperature HT cooled and at the respective
  • samples of the cold-rolled steel flat products thus obtained have been subjected to various heat treatments A - J, in which they are heated in each case to an annealing temperature GT, then held at the annealing temperature GT over an annealing time tG, then in a first cooling stage with a first cooling rate rl a first target temperature ZTl and immediately afterwards in a second cooling stage with a second cooling rate r2 have been brought to a second target temperature ZT2.
  • the respectively obtained samples of cold rolled steel flat products are over an aging period of 250-710 s for a period of time tUeA at an over-aging temperature TUeA at 400-100 ° C at the end of the treatment, in an overburdened space of an overaging treatment been subjected.
  • the parameters set during heat treatment A - J respectively GT, tG, R1, ZT1, r2, ZT2 and tüe ⁇ are listed in Table 2.
  • Steel flat product samples in terms of their tensile strength Rm or its yield strength ReL reach the inventively defined lower limits of 880 MPa or 550 MPa, in particular 580 MPa, even if they are subjected to a heat treatment, which is carried out in accordance with the invention.
  • the flat product samples assembled and heat-treated according to the invention regularly exceed these limits.

Abstract

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das trotz hoher Festigkeitswerte eine durch eine hohe Bruchdehnung und ein gutes LochaufWeitungsverhältnis λΜ gekennzeichnete Verformbarkeit besitzt. Dazu ist das Stahlflachprodukt aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1,5 - 2,5 %, Si: > 0,60 - 1,0 %, AI: ≤ 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 % und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und weist ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol.-% Martensit, 2 - 15 Vol.-% Restaustenit, Rest Ferrit, eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa, eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa und ein LochaufWeitungsverhältnis λΜ von mehr als 6 % auf. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren, das auf einfache Weise die Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ermöglicht.

Description

Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner
Herstellung
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes
Stahlflachprodukt und ein Verfahren zu dessen
Herstellung .
Wenn hier von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, sind damit Stahlbänder und -bleche oder daraus gewonnene Zuschnitte gemeint.
Die Entwicklung gewichtsreduzierter Fahrzeuge, die die modernen Anforderungen an einen minimierten
Kraftstoff erbrauch bei gleichzeitig optimaler
Fahrgastsicherheit, hohem Komfort und Belastbarkeit erfüllen, ist in den letzten Jahren von der
Automobilindustrie vorangetrieben worden.
Aufgrund ihrer mechanischen Eigenschaften, insbesondere ihrer hohen Festigkeit und guten Verformbarkeit, sowie ihrer beherrschten Herstellung und Verarbeitung eignen sich insbesondere Stahlflachprodukte grundsätzlich für den Automobil-Karosseriebau optimal. Jedoch müssen für die gewünschte Gewichtseinsparung die Blechdicken der im Automobil eingesetzten Stahlflachprodukte reduziert werden. Zu diesem Zweck sind Stähle mit höheren Festigkeiten entwickelt worden, die gleichzeitig eine gute Umformbarkeit besitzen und somit für eine
Leichtbauweise im Automobilbau besonders geeignet sind. Hierzu zählen moderne Mehrphasenstähle, wie
Komplexphasen-Stähle, Dualphasenstähle und TRIP-Stähle.
Aus der EP 2 028 282 AI ist ein Dualphasenstahl bekannt, der neben einer Festigkeit von mindestens 950 MPa und einer guten Verformbarkeit auch eine
Oberflächenbeschaffenheit aufweist, die es unter
Anwendung eines einfachen Herstellverfahrens erlaubt, das aus diesem Stahl erzeugte Flachprodukt im unbeschichteten oder mit einem vor Korrosion schützenden Überzug
versehenen Zustand zu einem komplex geformten Bauteil, wie einem Teil einer Automobilkarosserie, zu verformen. Dies wird gemäß diesem Stand der Technik dadurch
erreicht, dass der bekannte Dualphasenstahl zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit besteht. Dabei weist der bekannte Stahl (in Gew.-%): C : 0,10 - 0,20 %, Si: 0,10 - 0,60 %, Mn: 1,50 - 2,50 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,08 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, AI: < 0,10%, P: < 0,2 %, S: < 0,01 %, N: < 0,012 % und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen auf. Ein aus einem solchen Stahl erzeugtes Stahlflachprodukt ist als Warmband oder Kaltband verwendbar. Si dient bei dem bekannten Stahl zur Steigerung der Festigkeit durch Härtung des Ferrits bzw. Bainits. Um diesen Effekt nutzen zu können, ist ein
Mindestgehalt an Si von 0,10 Gew.-% vorgesehen.
Gleichzeitig ist der Si-Gehalt jedoch auf 0,6 Gew.-% beschränkt, wobei niedrigere Obergrenzen für den Si- Gehalt als besonders bevorzugt herausgestellt werden, um die Gefahr von Korngrenzoxidation zu minimieren.
Neben der Eignung zur großvolumigen bzw. großflächigen Verformung zu einem Bauteil spielt insbesondere bei
Stahlflachprodukten, die für den Karosseriebau verwendet werden sollen, auch das Verhalten bei lokal eng
begrenzter Verformung eine wichtige Rolle. Solche
Verformungen treten auf, wenn in ein Stahlflachprodukt bzw. eine daraus gebildete Platine oder ein aus einer solchen Platine geformtes Bauteil Öffnungen, Flansche, Durchstellungen, Ausstülpungen oder desgleichen
eingeformt werden.
Als Maß für das Verhalten eines Flachmaterials bei einer solchen Verformung ist in Woestmann, S., Köhler, T., Schott, M., "Forming High-Strength Steels," SAE Technical Paper 2009-01-0802, 2009, doi : 10.4271/2009-01-0802 das nach Marciniak so genannte Lochaufweitungsverhältnis λΜ vorgeschlagen worden, mittels dessen sich die
Kantenrissempfindlichkeit eines Werkstoffs bei
Verformungen der voranstehend erwähnten Art bewerten lässt. Die Untersuchung nach Marciniak sieht dabei vor, dass in eine rechteckige Platine, die in quer zur
Walzrichtung 220 mm und in Walzrichtung 200 mm lang ist, mittig mit einem Stempel eine Lochung mit einem
Durchmesser von 20 mm (d0) eingebracht. Der Schneidspalt beträgt dabei 8 % bis 14 % der Blechdicke. Für die
Prüfung wird die Platine derart in das Prüfwerkzeug eingespannt, dass der Schneidgrad des Loches sich auf der Unterseite befindet. Die Niederhaltekraft beträgt maximal 400 kN. Unterhalb des Werkzeugs wird dann ein runder Stempel mit einem Durchmesser von 100 mm gegen die Probe verfahren und die Platine bis zum Versagen der Lochkante aufgewölbt. Der beim Auftreten eines ersten Risses der Lochkante erreichte maximale Lochdurchmesser dM wird erfasst und das LochaufWeitungsverhältnis λΜ als
Verhältnis do/dM , angegeben in "%", bestimmt.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein mit einfachen Mitteln herstellbares Stahlflachprodukt anzugeben, das trotz hoher Festigkeitswerte eine optimale Verformbarkeit besitzt, die durch eine hohe Bruchdehnung und ein gutes LochaufWeitungsverhältnis λΜ gekennzeichnet ist. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, das auf einfache Weise die Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts ermöglicht.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt ist diese Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solches Stahlflachprodukt die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist .
In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten
Stahlflachprodukts die in Anspruch 4 angegebenen
Arbeitsschritte durchlaufen werden.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt wird demnach aus einem Stahl erzeugt, der aus (in Gew.-%)
C: 0, 12 - 0,19 %, Mn : 1,5 - 2,5 %,
Si: >0, 60 - 1,0 %,
AI: < 0,1 %,
Cr: 0,2 - 0,6 %,
Ti: 0,05 - 0,15 %, und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt
unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Dabei zählen zu den betreffenden unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) bis zu 0,1 % Mo, bis zu 0,03 % Nb, bis zu 0,03 % V, bis zu 0,0008 % B, bis zu 0,01 % S, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,01 % N.
Gleichzeitig weist ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt im kaltgewalzten Zustand
- ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol.-%, insbesondere mindestens 6 Vol.-% Martensit,
2 - 15 Vol.-% Restaustenit , Rest Ferrit,
- eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %,
- eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa,
- eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa
und
- ein LochaufWeitungsverhältnis λΜ von mehr als 6 % auf .
Das Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zeichnet sich dadurch aus, dass es 2 - 15 Vol.-%, insbesondere mindestens 5 Vol.-%, besser noch mehr als 8 Vol.-% Restaustenit aufweist. Gleichzeitig ist das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahls im technischen Sinne frei von Bainit und Perlit. D. h., im kaltgewalzten Zustand sind im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts allenfalls Spuren von Bainit oder Perlit vorhanden, die keinen Einfluss auf die technischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben. Die
Anwesenheit wirksamer Bainit- oder Perlit-Anteile im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts würde dessen Bruchdehnung und damit einhergehend dessen
Verformbarkeit, insbesondere die angestrebt guten
LochaufWeitungseigenschaften, verschlechtern. Durch die erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalte an Restaustenit wird jedoch die geforderte Bruchdehnung von mindestens 15 % erreicht, die ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt .
Gegenüber konventionellen modernen Mehrphasenstählen weist ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes
Stahlflachprodukt deutliche Unterschiede auf.
Komplexphasenstähle weisen im Vergleich zum
er indungsgemäßen Stahlflachprodukt in der Regel ein höheres Streckgrenzenverhältnis bei einer als Produkt von Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A80 berechneten geringeren "Güte" auf. Dies ist auf die verhältnismäßig hohe Streckgrenze und die dabei
geringere Dehnung der bekannten Stähle zurückzuführen
Das Verformungsverhalten des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts ähnelt dem eines Dualphasen-Stahls. Ein großer Unterschied ist dabei jedoch in den Gefügen zu finden. Während ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt einen Restaustenitanteil von bis zu 15 % aufweist, haben Dualphasen-Stähle keinen oder nur sehr geringe
Restaustenitgehalte .
TRIP-Stähle weisen im Gegensatz zum erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt wesentlich höhere Bruchdehnungen auf. Hieraus ergeben sich in der Regel Güten (Rm*A80) von 20000 MPa*% und mehr. Jedoch müssen TRIP-Stähle mit erhöhten Gehalten an Kohlenstoff, Silizium und/oder
Aluminium legiert sein, um zum einen durch eine
hinreichende Stabilisierung des Restaustenits den
sogenannten TRIP-Effekt zu erzielen und zum anderen die entsprechende Festigkeit zu erreichen. Ein solches
Legierungskonzept führt jedoch zu einer Schweißeignung, die deutlich schlechter ist als die eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, bei dem durch eine insbesondere im Hinblick auf den Si-Gehalt optimierte Einstellung der Gehalte an den Legierungselementen einerseits hohe Festigkeiten und andererseits eine gute Schweißeignung erzielt werden.
Das nach Marciniak bestimmte LochaufWeitungsverhältnis λΜ beträgt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt mindestens 6 %, wobei regelmäßig
Lochaufweitungsverhältnisse λΜ von 7 % und mehr erreicht werden .
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt bei einer Mindest Zugfestigkeit Rm von 880 MPa eine hohe
Bruchdehnung von mindestens 15 % und damit einhergehend eine Güte (Rm*A80), die regelmäßig mindestens 14000 MPa*% beträgt. Typischerweise liegen die Zugfestigkeiten Rm erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte im Bereich von 880 - 1150 MPa.
Die Streckgrenze eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts beträgt mindestens 550 MPa, wobei regelmäßig Streckgrenzen von 580 MPa und mehr erreicht werden. Typischerweise liegen die Streckgrenzen
erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte im Bereich von
580 - 720 MPa. Für ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt beträgt das Streckgrenzenverhältnis (ReL/Rm) demnach ebenso regelmäßig 0,55 - 0,75.
Die Bruchdehnung A80 eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts beträgt mindestens 15 %, wobei
regelmäßig Bruchdehnungen A80 von bis zu 25 % erreicht werden .
Aus der Dauerschwingfestigkeitsbestimmung nach
DIN EN 50100 ergibt sich für erfindungsgemäße
Stahlflachprodukte ein k-Wert, der regelmäßig höher als 4 ist .
Kohlenstoff ist in einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,12 - 0,19 Gew.-% vorhanden, um eine Festigkeitssteigerung durch
interstitielle Mischkristallbildung und Ausscheidungshärtung unter Bildung von Zementit (Fe3C) zu bewirken. Der minimale Gehalt von 0,12 Gew.-% ist notwendig, um die erwünschte Festigkeit zu erreichen. Der maximale Gehalt von 0,19 Gew.-% sollte nicht überschritten werden, um den in der Praxis an die Schweißeignung von Stahlflachprodukten der erfindungsgemäßen Art gestellten Anforderungen zu genügen.
Mangan ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 1,5 - 2,5 Gew.-% vorhanden. Durch die Zugabe von Mangan werden Streckgrenze und Zugfestigkeit erhöht. So werden in einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt durch die Anwesenheit von mindestens 1,5 Gew.-% Mangan eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa und eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa, insbesondere mindestens 580 MPa, ermöglicht. Mehr als 2,5 Gew.-% Mn sollte in einem erfindungsgemäßen Stahl nicht vorhanden sein, da bei höheren Mn-Gehalten die Gefahr der Entstehung von Manganseigerungen ansteigt, die sich ungünstig auf das Werkstoffverhalten auswirken können.
Dem Gehalt an Silizium, das in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von >0,60 - 1,0 Gew.-% vorhanden ist, kommt eine besondere Bedeutung im Hinblick auf die Ausbildung des Gefüges zu. Indem der Si-Gehalt mehr als 0,60 Gew.-% beträgt, wird die Perlitbildung unterdrückt, was eine Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff ermöglicht und damit einhergehend die
Restaustenitstabilität erhöht. Der Restaustenit wandelt bei der Umformung in Martensit um, wodurch eine
zusätzliche Verfestigung erreicht wird. Silizium bildet zudem mit Eisen Mischkristalle, durch die die Festigkeit im Stahl gesteigert wird. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Silizium in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt dann nutzen, wenn der Si-Gehalt mindestens 0,65 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, beträgt. Um beim Warmwalzen ungünstige Zunderausbildung zu vermeiden, ist gleichzeitig der Si-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt, wobei eine solche Zunderbildung insbesondere dann begrenzt wird, wenn der Si-Gehalt auf höchstens 0,95 Gew.-% begrenzt ist.
Der Stahl, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt besteht, ist aluminiumberuhigt. Demzufolge enthalten erfindungsgemäße Stahlflachprodukte regelmäßig mehr als 0,01 Gew.-% und bis zu 0,1 Gew.-% Aluminium.
Chrom ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,2 - 0,6 Gew.-% vorhanden. Chrom wirkt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt festigkeitssteigernd. Hinzukommt, dass bei der im Zuge der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erfolgenden
Warmverarbeitung des Stahls durch die Anwesenheit von Cr die Bildung von Bainit verzögert wird. Ein Gehalt von 0,2 Gew.-% ist erforderlich, um die notwendige Festigkeit zu erreichen. Der Gehalt wird auf 0,6 Gew.-% begrenzt, da Versuche gezeigt haben, dass ein zu hoher Chromgehalt sich ungünstig auf die Dehnung und damit einhergehend auf die Güte (Rm*A80) des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts auswirkt.
Titan wird einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als Mikrolegierungselement in Gehalten von 0,05 - 0,15 Gew.-% zugegeben. Aufgrund der Anwesenheit von Ti weist der Stahl feinste Ausscheidungen von Ti(C,N) auf, die
Festigkeitssteigerung und Kornfeinung beitragen. Die Korngröße des Gefüges ist nach ASTM kleiner oder gleich 15, d. h. kleiner oder gleich 1,9 μτα. Um die gewünschten Ausscheidungen zu bilden, ist ein Ti-Gehalt von
mindestens 0,05 Gew . - % erforderlich, wobei sich die positive Wirkung von Ti dann besonders sicher einstellt, wenn der Ti-Gehalt des Stahls mindestens 0,07 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,09 Gew.-%, beträgt. Ab einem Gehalt von 0,15 Gew.-% treten keine weiteren
Verbesserungen der Wirkung von Ti ein.
Aufgrund seiner Eigenschaften eignet sich ein
erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt für Anwendungen, bei denen höhere Umformgrade in Kombination mit hohen
Festigkeitswerten notwendig sind. Typische Beispiele für diese Verwendungen sind crashrelevante Bauteile wie Längsträger und auch dauerhaft im Betrieb belastete Fahrwerksteile .
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:
- Eine Stahlschmelze, die (in Gew . - % ) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1,5 - 2,5 %, Si: >0,60 - 1,0 %, AI: < 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 % und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren
Verunreinigungen besteht, wird zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich um eine Bramme oder
Dünnbramme handelt.
- Das Vorprodukt wird bei einer 1100 - 1300 °C
betragenden Austenitisierungstemperatur durcherwärmt, wobei diese Durcherwärmung ein von einer niedrigeren Temperatur ausgehendes Erwärmen umfassen kann oder als Halten der jeweiligen Bramme oder Dünnbramme unter Ausnutzung der nach ihrer Erzeugung in ihnen
vorhandenen Wärme ausgeführt werden kann. Die
Durchwärmung wird dabei unter Berücksichtigung der Geometrie des Vorprodukts und der Leistungsfähigkeit der zur Verfügung stehenden Erwärmungseinrichtung so durchgeführt, dass das Gefüge des Vorprodukts am Ende dieser Erwärmung vollständig austenitisch ist.
- Das so bei der Austenitisierungstemperatur
durcherwärmte Vorprodukt wird dann zu einem Warmband warmgewalzt, dessen Dicke typischerweise 1,8 - 4,7 mm beträgt. Die Temperaturführung in der mehrere, in der Regel fünf bis sieben Walzgerüste umfassenden
Warmwalzstaffel wird so gewählt, dass in den ersten beiden Gerüsten der Warmwalzstaffel keine
Rekristallisation stattfindet. Zu diesem Zweck sieht die Erfindung eine Warmwalzendtemperatur von
850 - 960 °C vor.
- Das aus dem letzten Gerüst der Warmwalzstaffel
austretende Warmband wird anschließend mit Luft, Wasser oder Luft und Wasser in Kombination auf eine 500 - 650 °C betragende Haspeltemperatur abgekühlt und bei dieser Temperatur gehaspelt. Bei einer Haspeltemperatur unterhalb von 500 °C wäre der Formänderungswiderstand im nachfolgenden Kaltwalzprozess zu hoch. Bei einer oberhalb von 650 °C liegenden Haspeltemperatur besteht die Gefahr, dass es zu in Bezug auf die Verformbarkeit schädlicher Korngrenzenoxidation kommt.
- Zur Verbesserung seiner Oberflächenbeschaffenheit kann das Warmband optional gebeizt werden, wenn sich hierzu aufgrund von Qualitätsanforderungen die Notwendigkeit ergibt . - Das erhaltene Warmband wird nun zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt, das typischerweise 0,6 - 2,5 mm dick ist. Dabei beträgt der beim Kaltwalzen erreichte Kaltwalzgrad mindestens 30 %, damit eine Rekristallisation überhaupt möglich ist. Um die
Walzkräfte nicht zu hoch ansteigen zu lassen, sollte der Kaltwalzgrad 75 % nicht überschreiten.
- Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird dann einer
Durchlaufglühung unterzogen. Dabei wird das
Stahlflachprodukt zunächst auf eine 750 - 900 °C betragende Glühtemperatur erwärmt und bei dieser
Glühtemperatur für mindestens 80 s, insbesondere für 80 - 300 s, gehalten. Die minimale Glühtemperatur von 750 °C und eine Haltedauer von mindestens 80 s sind notwendig, damit eine hinreichende Austenitisierung erreicht wird. Bei Glühtemperaturen von mehr als 900 °C würde die Bildung von Austenit zu stark gefördert. Dies würde zu einer Verschiebung der Gefügeanteile im
Endprodukt führen, durch die die geforderte Festigkeit von 880 MPa nicht mehr gewährleistet wäre.
- Nach dem Glühen wird das Stahlflachprodukt zweistufig abgekühlt .
In der ersten Stufe der Abkühlung wird das
Stahlflachprodukt dabei mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 8 - 100 K/s auf eine 450 - 550 °C betragende
Zwischentemperatur abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 8 K/s wird hier benötigt, um die Bildung von Perlit und Bainit zu vermeiden und trotzdem
hinreichend viel Ferrit entstehen zu lassen. In dem Temperaturbereich von 450 °C bis 550 °C findet zudem die erste Anreichung des Austenits mit Kohlenstoff statt .
In der zweiten Stufe der Abkühlung wird das
Stahlflachprodukt dann von der Zwischentemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 2 K/s auf 350 - 450 °C abgekühlt. Hierdurch wird ein Teil des maximal 20 % betragenden Martensitgehalts erreicht, durch den die 880 MPa betragende Mindest Zugfestigkeit Rm eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
gewährleistet wird.
- Nachdem die Endtemperatur des zweistufigen Abkühlens erreicht ist, wird das Stahlflachprodukt überaltert. Die Endtemperatur nach einer Überalterungsdauer von 210 - 710 s beträgt 100 - 400 °C. Durch
Diffusionsprozesse im Band beim Durchlaufen dieser Überalterungsbehandlung wird der Restaustenit ganz oder teilweise stabilisiert, um die Dehnfähigkeit des
Stahlflachprodukts für nachfolgend an dem
Stahlflachprodukt vorgenommene Umformungen zu erhöhen. Durch die Umwandlung von stabilisiertem Restaustenit in Martensit bei Umformprozessen wird zudem die
Zugfestigkeit erhöht.
- Im letzten Schritt der am kaltgewalzten
Stahlflachprodukt vorgenommenen Wärmebehandlung wird das Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei kann aus dem nicht stabilisierten Restaustenit weiterer Martensit entstehen, der die Festigkeit des Stahlflachprodukts weiter erhöhen kann.
- Anschließend wird das Band mit einem Dressiergrad von 0,2 % bis 2,0 % nachgewalzt. Ein Dressiergrad von 0,2 % wird benötigt, um die Planheit und die Oberflächenqualität einzustellen. Dressiergrade von 2 % sollen nicht überschritten werden, da sonst die
Bruchdehnung zu stark absinkt.
- Optional kann das Stahlflachprodukt abschließend mit einer metallischen Schutzschicht versehen werden, durch die beispielsweise ein für den jeweiligen
Verwendungszweck ausreichender Korrosionsschutz gewährleistet wird.
Die Abkühlung in der ersten Stufe der zweistufigen
Abkühlung kann mit jedem geeigneten, eine ausreichende Abkühlgeschwindigkeit gewährleistenden Medium vorgenommen werden. Hierzu werden in der Praxis zur Verfügung stehende Kühleinrichtungen verwendet. So kann die
Abkühlung in bewegter Luft erfolgen. Jedoch ist es auch denkbar, die Abkühlung mit Hilfe von Wasser vorzunehmen, das auf das Stahlflachprodukt gesprüht wird.
Die Abkühlung in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung kann gemäß einer praxisgerechten Ausgestaltung der Erfindung dadurch erfolgen, dass das
Stahlflachprodukt durch Kontakt mit den gekühlten Rollen abgekühlt wird. Alternativ oder ergänzend kann das
Stahlflachprodukt in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch einen bewegten Luftstrom gekühlt werden.
Die Überalterungsbehandlung kann beispielsweise dadurch erfolgen, dass das Stahlflachprodukt bei der
Überalterungsbehandlung einen gegenüber der Umgebung abgeschirmten Raum durchläuft. Dabei wird die Temperatur des Stahlflachprodukts auf 100 - 400 °C eingestellt. Ausgehend von der Temperatur, mit der das Stahlflachprodukt in die Überalterungsbehandlung
eintritt, kann diese Einstellung der Temperatur als Erwärmen, Abkühlen oder Halten ausgeführt werden.
Die Beschichtung des Stahlflachprodukts mit der
metallischen Schutzschicht kann besonders effektiv elektrolytisch erfolgen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von
Äusführungsbeispielen näher erläutert.
Die Figur zeigt ein Diagramm, in dem die für eine erfindungsgemäße Glühung typischen Spannen des
Temperaturverlaufs über die Zeit dargestellt sind.
Sieben Stahlschmelzen 1 - 7, deren Zusammensetzungen in Tabelle la angegeben sind, sind zu Brammen vergossen worden, wobei die Stahlschmelzen 1 - 5 erfindungsgemäß und die Schmelzen 6 und 7 wegen ihres außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Si- bzw. Cr-Gehalts nicht erfindungsgemäß sind.
Die Brammen sind anschließend bei einer 1100 - 1300 °C betragenden Austenitisierungstemperatur durcherwärmt worden, so dass die Brammen beim Eintritt in die nachfolgend durchlaufene Warmwalzstaffel ein vollständig austenitisches Gefüge besaßen.
Die Brammen sind dann bei den in Tabelle lb angegebenen Warmwalzendtemperaturen WET zu Warmband mit einer Dicke dKW von 1,8 - 4,6 mm warmgewalzt, anschließend an Luft auf die jeweilige, ebenfalls in Tabelle lb angegebene Haspeltemperatur HT abgekühlt und bei der jeweils
erreichten Haspeltemperatur HT gehaspelt worden.
Anschließend erfolgte optional ein Beizen, um auf dem Warmband vorhandenen Zunder vor dem Kaltwalzen zu
entfernen und so optimale Oberflächenbeschaffenheiten beim nachfolgenden Kaltwalzen zu ermöglichen.
Das daraufhin durchgeführte Kaltwalzen des jeweiligen Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Dicke dKW erfolgte jeweils mit den auch in Tabelle lb angegebenen Kaltwalzgraden KWG.
Anschließend sind Proben der so erhaltenen kaltgewalzten Stahlflachprodukte verschiedenen Wärmebehandlungen A - J unterzogen worden, bei denen sie im Durchlauf jeweils auf eine Glühtemperatur GT erwärmt, dann über eine Glühdauer tG bei der Glühtemperatur GT gehalten, anschließend in einer ersten Abkühlstufe mit einer ersten Abkühlrate rl auf eine erste Zieltemperatur ZTl und unmittelbar daran anschließend in einer zweiten Abkühlstufe mit einer zweiten Abkühlrate r2 auf eine zweite Zieltemperatur ZT2 gebracht worden sind.
Nach der zweiten Stufe der Abkühlung sind die jeweils erhaltenen Proben der kaltgewalzten Stahlflachprodukte über eine Überalterungsdauer über eine 250 - 710 s betragende Dauer tUeA bei einer am Ende der Behandlung 400 - 100 °C betragenden Überalterungstemperatur TUeA in einem, gegenüber der Umgebung abgeschotteten Raum einer Überalterungsbehandlung unterzogen worden. Die bei den Wärmebehandlungen A - J jeweils eingestellten Parameter GT, tG, rl, ZT1, r2, ZT2 und tüeÄ sind in Tabelle 2 verzeichnet.
Nach einer Abkühlung auf die Raumtemperatur RT sind die Stahlflachproduktproben mit einem Nachwalzgrad von D°, wie in Tabelle 1b angegeben, nachgewalzt worden.
Die Eigenschaften der so erhaltenen
Stahlflachproduktproben sind in Tabelle 3
zusammengefasst .
Es zeigt sich, dass die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelzen 6 und 7 erzeugten
Stahlflachproduktproben hinsichtlich ihrer Zugfestigkeit Rm bzw. ihrer Streckgrenze ReL die erfindungsgemäß vorgegebenen Untergrenzen von 880 MPa bzw. 550 MPa, insbesondere 580 MPa, auch dann nicht erreichen, wenn sie einer Wärmbehandlung unterzogen werden, die nach Maßgabe der Erfindung durchgeführt wird. Demgegenüber übertreffen die erfindungsgemäß zusammengesetzt und wärmebehandelten Stahlflachproduktproben regelmäßig diese Grenzwerte.
Figure imgf000021_0001
Gehaltsangaben in Gew.-%,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle la
Figure imgf000021_0002
Tabelle lb
Figure imgf000022_0001
Tabelle 2
Figure imgf000023_0001
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das
- aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in
Gew. -%)
C: 0,12 - 0,19 %,
Mn : 1,5 - 2,5 %,
Si: >0, 60 - 1,0 %,
AI: < 0,1 %,
Cr: 0,2 - 0,6 %,
Ti: 0,05 - 0,15 %
und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
und das
- ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol.-% Martensit, 2 - 15 Vol.-% Restaustenit , Rest Ferrit ,
- eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %,
- eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa,
- eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa und
- ein LochaufWeitungsverhältnis λΜ von mehr als 6 % aufweist . Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a sein Si-Gehalt mindestens 0,65 Gew.-% beträgt.
3. Kaltgewalztes 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 Ti- Gehalt mindestens 0,07 Gew.-% beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der
Ansprüche 1 bis 3 beschaffenen kaltgewalzten
Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte :
- Vergießen einer Stahlschmelze, die (in Gew.-%)
C: 0, 12 - 0, 19 %,
Mn : 1,5 - 2,5 %,
Si: >0,60 - 1,0 %,
AI: < 0,1 %,
Cr: 0,2 - 0,6 %,
Ti: 0,05 - 0,15 %
und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, zu einem Vorprodukt, bei dem es sich um eine
Bramme oder Dünnbramme handelt,
- Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 1300 c betragende Austenitisierungstemperatur, - Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur 850 - 960 °C beträgt,
- Abkühlen des Warmbands auf eine 500 - 650 °C betragende Haspeltemperatur,
- Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands ,
- optionales Beizen des Warmbands,
- Kaltwalzen des Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der beim Kaltwalzen erreichte Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt,
- Durchlaufglühen des kaltgewalzten
Stahlflachprodukts, wobei das Stahlflachprodukt im Zuge des Durchlaufglühens
- auf eine 750 - 900 °C betragende Glühtemperatur erwärmt und bei dieser Glühtemperatur für
80 - 300 s gehalten wird und
- im Änschluss an das Glühen zweistufig abgekühlt wird, wobei das Stahlflachprodukt
- in der ersten Stufe der Abkühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von 8 - 100 K/s auf eine 450 - 550 °C betragende Zwischentemperatur und
- in der zweiten Stufe der Abkühlung von der
Zwischentemperatur mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 100 K/s auf 350 - 450 °C abgekühlt wird,
- Überaltern des Stahlflachprodukts über eine
Überalterungsdauer von 210 - 710 s, wobei am Ende der Überalterung die Temperatur 100 - 400 °C beträgt,
- Abkühlen des Stahlflachprodukts auf
Raumtemperatur,
- Nachwalzen des Stahlflachprodukts mit einem
Nachwalzgrad, der 0,2 - 2 % beträgt,
- optionales Beschichten des Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht.
Verfahren nach Anspruch 4, 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 die Abkühlung in der ersten Stufe der zweistufigen Abkühlung in bewegter Luft erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 5, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das Stahlflachprodukt mindestens in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch Kontakt mit den gekühlten Rollen abgekühlt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das Stahlflachprodukt in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch einen bewegten
Luftstrom gekühlt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 4 bis 7, 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 das
Stahlflachprodukt bei der Überalterungsbehandlung einen gegenüber der Umgebung abgeschirmten Raum durchläuft, in dem die Temperatur des
Stahlflachprodukts ausgehend von einer maximal 450 °C betragenden Eintrittstemperatur am Ende 100 - 400 °C beträgt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 8,
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 die Beschichtung mit der metallischen Schutzschicht elektrolytisch erfolgt.
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ES (1) ES2614465T3 (de)
PL (1) PL2684975T3 (de)
WO (1) WO2014009404A1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015158731A1 (en) * 2014-04-15 2015-10-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
CN110088326A (zh) * 2016-12-14 2019-08-02 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
CN106555034B (zh) * 2015-09-28 2019-02-05 宝山钢铁股份有限公司 一种低矫顽力冷轧电磁纯铁板带连续退火方法
CA3011822A1 (en) * 2016-02-09 2017-08-17 Greensmith Technologies Ltd Contact lens packaging
CN107619993B (zh) * 2016-07-13 2019-12-17 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
WO2018115936A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US11947193B2 (en) 2017-02-08 2024-04-02 Johnson & Johnson Vision Care, Inc. Contact lens packaging
CN107016509B (zh) * 2017-04-12 2019-11-29 柳州市同维达豪科技有限公司 一种降低轧钢工序吨钢能耗的方法
CN108115105B (zh) * 2017-12-22 2021-05-14 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种高合金离心轧辊的制备方法
EP4083236A1 (de) * 2018-09-26 2022-11-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines beschichteten stahlflachprodukts und beschichtetes stahlflachprodukt
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
EP3872206B1 (de) * 2020-02-28 2023-06-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt
CN113403544B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
EP4206337A1 (de) * 2021-12-29 2023-07-05 Voestalpine Grobblech GmbH Grobblech und thermomechanisches behandlungsverfahren eines vormaterials zur herstellung eines grobblechs
CN115198206B (zh) * 2022-06-21 2023-09-15 首钢集团有限公司 一种高力学性能热轧复相钢及其制备方法
CN115491598B (zh) * 2022-09-15 2023-07-11 首钢集团有限公司 一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2028282A1 (de) 2007-08-15 2009-02-25 ThyssenKrupp Steel AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2182080A1 (de) * 2008-10-30 2010-05-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit hohem Streckgrenzenverhältnis und ausgezeichneter Verarbeitbarkeit und Herstellungsverfahren dafür
EP2258886A1 (de) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5850300B2 (ja) * 1979-12-15 1983-11-09 新日本製鐵株式会社 加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法
US4854976A (en) * 1988-07-13 1989-08-08 China Steel Corporation Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JP3320014B2 (ja) * 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
EP1291447B1 (de) * 2000-05-31 2005-05-04 JFE Steel Corporation Kaltgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaftenund herstellungsverfahren für ein solches stahlblech
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4530606B2 (ja) * 2002-06-10 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JP4716358B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
US7737036B2 (en) * 2007-08-09 2010-06-15 Applied Materials, Inc. Integrated circuit fabrication process with minimal post-laser annealing dopant deactivation
EP2031081B1 (de) * 2007-08-15 2011-07-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
JP5192991B2 (ja) * 2008-11-12 2013-05-08 株式会社神戸製鋼所 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5262664B2 (ja) * 2008-12-12 2013-08-14 新日鐵住金株式会社 Ｃｒ含有鋼板およびその製造方法
JP5503346B2 (ja) * 2010-03-11 2014-05-28 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
MX360332B (es) * 2011-07-29 2018-10-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero galvanizado de alta resistencia, excelente en su capacidad de combado y metodo de fabricacion de la misma.

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2028282A1 (de) 2007-08-15 2009-02-25 ThyssenKrupp Steel AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2258886A1 (de) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür
EP2182080A1 (de) * 2008-10-30 2010-05-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit hohem Streckgrenzenverhältnis und ausgezeichneter Verarbeitbarkeit und Herstellungsverfahren dafür

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
WOESTMANN, S.; KÖHLER, T.; SCHOTT, M.: "Forming High-Strength Steels", SAE TECHNICAL PAPER 2009-01-0802, 2009

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015158731A1 (en) * 2014-04-15 2015-10-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
CN106232852A (zh) * 2014-04-15 2016-12-14 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 具有高屈服强度的冷轧扁钢产品的制造方法以及冷轧扁钢产品
KR20160145656A (ko) * 2014-04-15 2016-12-20 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트 높은 항복 강도를 갖는 냉간-압연 판상 강 제품을 제조하기 위한 방법 및 판상 냉간-압연 강 제품
US10435763B2 (en) 2014-04-15 2019-10-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
KR102419630B1 (ko) 2014-04-15 2022-07-11 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트 높은 항복 강도를 갖는 냉간-압연 판상 강 제품을 제조하기 위한 방법 및 판상 냉간-압연 강 제품
CN110088326A (zh) * 2016-12-14 2019-08-02 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
CN110088326B (zh) * 2016-12-14 2022-06-24 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
US11371113B2 (en) 2016-12-14 2022-06-28 Evonik Operations Gmbh Hot-rolled flat steel product and method for the production thereof

Also Published As

Publication number Publication date
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EP2684975A1 (de) 2014-01-15
US10344344B2 (en) 2019-07-09
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JP2015528058A (ja) 2015-09-24

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