[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

EP2864517A1 - Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa - Google Patents

Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa

Info

Publication number
EP2864517A1
EP2864517A1 EP13732078.4A EP13732078A EP2864517A1 EP 2864517 A1 EP2864517 A1 EP 2864517A1 EP 13732078 A EP13732078 A EP 13732078A EP 2864517 A1 EP2864517 A1 EP 2864517A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
strip
content
hot
temperature
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
EP13732078.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2864517B1 (de
Inventor
Thomas Schulz
Marion BECHTOLD
Norbert KWIATON
Alexander GEORGIEW
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Publication of EP2864517A1 publication Critical patent/EP2864517A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2864517B1 publication Critical patent/EP2864517B1/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to a high-strength multiphase steel according to the preamble of claim 1.
  • the invention relates to a method for producing a hot and / or cold-rolled strip from such a steel according to claim 9.
  • the invention relates to steels having a tensile strength in the range of at least 580 MPa to a maximum of 700 MPa with low yield ratios of less than 66% for: - producing components which have excellent formability and improved
  • High-strength to ultra-high-strength steels enable lighter vehicle components, resulting in lower fuel consumption and lower environmental impact due to the reduced C0 2 content.
  • Newly developed steels must therefore meet the required weight reduction, the increasing material requirements for yield strength, tensile strength, hardening behavior and elongation at break with good formability, as well as the component requirements for high toughness, edge crack resistance, energy absorption and
  • Improved edge tear resistance means increased hole widening during forming and is known by synonyms such as Low Edge Crack (LEC) or High Hole Expansion (HHE).
  • LEC Low Edge Crack
  • HHE High Hole Expansion
  • the purpose of the steel according to the invention is also to reduce the thickness of the steels used in the automotive industry (for example, microalloyed LA steels or LAD steels) in order to save weight.
  • a high strength steel e.g. Dual phase steel (DP) used to provide adequate strength of automotive components
  • dual phase steels which consist of a ferritic basic structure into which a matte second phase of static and
  • bainite possibly another phase with bainite and retained austenite is stored.
  • the bainite can be present in different forms.
  • Multiphase steels are being used more and more, for example complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels, martensitic steels, TRIP steels, as well as the previously described dual-phase steels produced by different structural compositions as described in EN 10346 (standard of European steel manufacturers) or VDA239-100 (standard of a steel automotive user) and described hereinafter.
  • Complex-phase steels are steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, whereby an extreme grain refinement is brought about by delayed recrystallization or by precipitation of micro-alloying elements.
  • Ferritic-bainitic steels are steels containing bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is brought about by a high dislocation density, grain refining and the excretion of micro-alloying elements.
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally, small amounts of other phases, such as martensite and ferrite, may be included.
  • Martensitic steels are steels that contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values.
  • Dual-phase steels are steels with a ferritic basic structure in which a
  • martensitic second phase is insular, possibly also with bainite as second phase.
  • dual phase steels show a low
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic basic structure, in which
  • Retained austenite which can transform during the transformation to martensite (TRIP effect). Because of its high work hardening, the steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength.
  • TRB Taped Blank Lightweight Technology
  • a special heat treatment takes place for defined microstructure adjustment where e.g. by comparatively soft components, such as ferrite or bainitic ferrite, the steel its low yield strength and by its hard
  • Ingredients such as martensite or carbon-rich bainite, maintains its strength.
  • Strip cross section are the process parameters, such as throughput speed,
  • the unheated or pickled hot strip is heated in typical thicknesses of 1.50 to 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm in a continuous annealing furnace to a temperature such that during cooling the required Structure education sets.
  • Constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition region from one band to the other band. This can be done
  • alloy compositions with too small process windows in the continuous flow result in e.g. the thinner belt is either driven too slowly through the furnace, reducing productivity, or driving the thicker belt through the furnace too quickly and not achieving the necessary annealing temperatures and cooling gradients to achieve the desired texture. The consequences are increased rejects.
  • TRB ® s with multi-phase structure is currently known alloys and available continuous Glühaniagen for strongly varying strip thicknesses but not without additional expenses, such as an additional heat treatment prior to cold rolling, possible.
  • a homogeneous multi-phase microstructure in cold as well as hot rolled steel strips can be adjusted due to a occurring in the usual iegleitersspezifisch narrow process windows Temperaturgefäiies.
  • a method for producing a steel strip of different thickness over the strip length is described e.g. described in DE 100 37 867 A1.
  • the annealing usually takes place in a galvanizing bath upstream continuous annealing.
  • the required microstructure of the hot strip may also be adjusted in the continuous furnace during the annealing treatment, in order to achieve the required mechanical properties.
  • Multiphase steel has the problem that with the tested there
  • Multiphase steels are characterized by too narrow a process window and are therefore unsuitable for solving the present problem, in particular in flexibly rolled strips.
  • Only steels are one of the known alloy concepts
  • Strength class with defined cross-sectional areas can be displayed, so that different alloying concepts are required for different strength classes and / or cross-sectional areas.
  • the state of the art is that an increase in strength is achieved by the increase in the quantity of carbon and / or silicon and / or manganese and an increase in the strength via the microstructural adjustments and the solid solution hardening (mixed crystal hardening) with adapted temperature control.
  • Increasing the quantity of the aforementioned elements causes the material processing properties, for example in welding, forming and hot dipping, but also the industrial production in all process stages, such as steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling and
  • CET C + (Mn + Mo) / 10 + (Cr + Cu) / 20 + Ni / 40
  • PCM C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B
  • Silicon plays a subordinate role in the calculation of the carbon equivalent. This is crucial in relation to the invention.
  • the lowering of the carbon equivalent through lower contents of carbon and manganese is to be compensated by increasing the silicon content. Thus, with the same strengths, the edge crack resistance and the weldability are improved.
  • a low yield ratio (Re / Rm) is typical for a dual-phase steel and is used primarily for formability in drawing and deep drawing operations. It gives that
  • a higher yield ratio (Re / Rm), as is typical for complex phase steels, is also distinguished by resistance to edge cracks. This can be attributed to the smaller differences in the strengths of the individual structural components, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cutting edge.
  • Minimum tensile strength of 580MPa is very diverse and shows very large
  • Alloy areas in the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, aluminum and chromium and / or molybdenum, as well as in the addition of
  • Microalloys such as titanium, niobium, vanadium and / or boron, as well as in the
  • the range of dimensions is broad and lies in the thickness range of about 0.50 to 4.00 mm. There are mainly bands up to about 1850mm application, but also
  • Sheets or sheets are made by cutting the strips.
  • the invention is therefore based on the object, a new alloy concept for a high-strength multi-phase steel with a minimum tensile strength of 580MPa to 700MPa longitudinal and transverse to the rolling direction, preferably with a dual-phase structure and a
  • Yield ratio of less than 66% to create with which the process window for the continuous annealing of hot or cold strips can be extended so that in addition to bands with different cross sections and steel bands over band length and possibly bandwidth varying thickness, and thus varying accordingly Kaltabwalzgraden, with the most homogeneous mechanical and technological properties can be produced.
  • the Feuerverzinkiana of steel is to be ensured and a method for producing a strip made from this steel can be specified.
  • this object is achieved by a steel with the following contents in% by weight:
  • the steel according to the invention is very well suited for hot-dip finishing and has a significantly enlarged process window in comparison to the known steels. This results in increased process reliability in the continuous annealing of cold and hot strip with dual or multi-phase structure. Therefore, for continuous annealed hot or cold strips, more homogeneous mechanical and technological properties in the strip can be set even with different cross sections and otherwise the same process parameters.
  • processing in selected thickness ranges is possible (for example, less than 1 mm strip thickness, 1 to 2 mm strip thickness and 2 to 4 mm strip thickness).
  • stress-optimized components can be produced by forming technology.
  • the material produced can be used as a cold as well as a hot strip over a
  • Hot dip galvanizing line or a pure continuous annealing system are produced in the dressed and undress faced, in the stretch bending and non-stretch bending and also in the heat-treated state (intermediate annealing).
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between A d and Ac 3 or in an austenitizing annealing over Ac 3 with finally controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous.
  • the strip is cooled starting from the annealing temperature at a cooling rate of about 15 to 100 ° C./s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • a cooling rate of about 15 to 100 ° C./s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • the second variant of the temperature control in the hot dip finishing includes holding the temperature for about 1 to 20s at the intermediate temperature of about 200 to 250 ° C and then reheating to the temperature required for hot dipping refinement of about 420 to 470 ° C.
  • the strip is cooled after refining to about 200 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is again with a
  • Cooling rate of about 2 to 30 ° C / s.
  • Material characteristic is also that the addition of manganese with increasing weight percent of the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling. Depending on the process parameters, the proportions of ferrite are more or less reduced by increased amounts of bainite.
  • Carbon equivalent can be reduced, thereby improving the weldability and to avoid excessive hardening during welding. In resistance spot welding, moreover, the electrode life can be significantly increased.
  • the effect of the elements in the alloy according to the invention is described in more detail below.
  • the multiphase steels are typically chemically designed to combine alloying elements with and without micro-alloying elements.
  • Beqleitiata are elements that are already in the iron ore or
  • Hydrogen (H) can be the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice strains. This causes the hydrogen in the iron goods relative is mobile and can be relatively easily absorbed during the processing of the steel. Hydrogen can only be taken up in atomic (ionic) form in the iron lattice.
  • Hydrogen has a strong embrittlement and preferably diffuses to energy-favorable sites (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects as hydrogen fl uids uno can considerably increase the residence time of the hydrogen in the material.
  • a more uniform structure which in the steel according to the invention u.a. achieved by its widened process window reduces susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases, but at room temperature, oxygen is only soluble in very small quantities. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • Nitrogen (N) is also a companion element of steelmaking. Steels with free nitrogen tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses at low temperatures at dislocations and blocks them. It causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness. Nitrogen bonding in the form of nitrides is possible by alloying aluminum or titanium.
  • the nitrogen content is limited to ⁇ 0.0100%, advantageously to ⁇ 0.0090% or optimally to 0.0080% or to unavoidable amounts in steelmaking.
  • sulfur is bound as a trace element in iron ore. It is undesirable in steel (except free-cutting steels), as it tends to segregate severely and has a strong embrittlement. It is therefore attempted to achieve as low as possible amounts of sulfur in the melt (for example by a vacuum treatment). Furthermore, the existing sulfur is converted by adding manganese into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS).
  • the manganese sulfides are often rolled in rows during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. This leads to a line-shaped structure, especially in the case of diffusion-controlled conversion, and can lead to impaired mechanical properties in the case of pronounced bristleness (for example pronounced martensite parts instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content is limited to ⁇ 0.0150%, advantageously to ⁇ 0.0050% or optimally to SO, 0030% or to quantities which are unavoidable in steelmaking.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is found in iron lattice as
  • phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C.
  • near-surface phosphorus oxides at the grain boundaries can lead to breakage cracks.
  • the phosphorus content is SO, 020% or at the
  • Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06% iron is only steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip refinement, its maximum proportion is 0.230%; a minimum value is not specified.
  • the solubility is 0.02% maximum in ⁇ -iron and 2.06% maximum in ⁇ -iron.
  • Carbon in solute significantly increases the hardenability of steel and is therefore essential for the formation of a sufficient amount of martensite.
  • excessive carbon contents increase the hardness difference between ferrite and martensite and limit weldability.
  • the steel according to the invention is underperitectic.
  • Carbon also forms carbides.
  • a representative occurring almost in every steel is the cementite (Fe 3 C).
  • significantly harder special carbides may form with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium.
  • the minimum C content is set at 0.075% and the maximum C content at 0.105%.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting, thus reducing segregations and impurities in the steel
  • the segregation coefficient is significantly lower than, for example, with manganese (0.16 compared to 0.87).
  • Hot rolling thereby provides a basis for improved cold rollability.
  • the accelerated ferrite formation enriches the austenite with carbon and thus stabilizes it. Since silicon hinders carbide formation, the austenite is additionally stabilized. Thus, the accelerated cooling can suppress the formation of bainite in favor of martensite.
  • silicon increases the strength and yield ratio of the ferrite with only a slightly decreasing elongation at break.
  • silicon reduces the hardness difference between the structural constituents ferrite and martensite, since it increases the solubility for carbon in the ferrite.
  • NOF non-oxidizing furnace
  • RTF radiant tube furnace
  • the alloying elements oxidize at the iron / iron oxide interface. in the subsequent RTF under an inert gas atmosphere (N 2 / H 2 ), the iron oxide layer is reduced.
  • the furnace atmosphere may be reducing for iron but oxidizing for the alloying elements.
  • the oxides of the alloying elements remain in the RTF at the former boundary layer iron / ice oxide, ie well below the steel strip surface (internal oxidation).
  • the surface spreading of oxides is prevented and a uniform wettability of the strip surface is achieved.
  • the dew point in the zone of the oven-> zinc pot (trunk) transition zone should be selected (preferably below -30 ° C) so that oxidation of the strip prior to immersion in the zinc bath is avoided. Dew points of -35 or -40 ° C have proven to be advantageous.
  • the internal oxidation can be promoted by a slight increase in the oxygen content in the furnace atmosphere. This is done by regulating the dew point (preferably> -30 ° C advantageously -25 or -20 ° C). Due to the higher oxygen partial pressure, the oxygen can increasingly diffuse into the steel strip and oxidize the alloying elements. If, on the other hand, only little oxygen is present in the atmosphere, the less noble alloying elements diffuse to the
  • Verzinkbarkeiresti be set, the minimum Si content to 0.600% and the maximum silicon content to 0.800%.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization to convert the harmful sulfur into manganese sulphides. In addition, manganese increases by
  • Solid solution solidifies the strength of the ferrite and shifts the oc-cy conversion to lower temperatures.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing.
  • manganese oxides eg MnO
  • / or Mn mixed oxides eg Mn 2 Si0 4
  • manganese is less critical because globular oxides rather than oxide films are formed.
  • high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the manganese content is set at 1,000 to 2,250% for the reasons mentioned above.
  • the manganese content is preferably ⁇ 1.50%, for strip thicknesses of 1 to 2 mm at ⁇ 1.75% and for strip thicknesses> 2 mm> 1.50%.
  • chromium even in small amounts in dissolved form, can considerably increase the hardenability of steel.
  • chromium causes particle hardening with appropriate temperature control in the form of chromium carbides. The associated increase in the Number of nuclei with simultaneously reduced content of carbon leads to a reduction of the hardenability.
  • chromium In dual phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. Chromium, when dissolved, shifts perlite and bainite transformation to longer times, while decreasing the martensite start temperature.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature must be set high enough before hardening to allow the austenitizing temperature
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface z during the annealing treatment, which may degrade the galvanizing quality.
  • the chromium content is therefore set to values of 0.280 to 0.480%.
  • the total content of Mn + Si + Cr is likewise advantageously to be adhered to depending on the thickness of the sheet.
  • a Summengehalt of> 1.88 to - 2.60%, for sheet thicknesses of 1 to 2mm a Summengehalt of -.2,20 to - £ 3.00% and for sheet thickness ä2mm one
  • Molybdenum (Mo) The addition of molybdenum leads, similar to chromium, to improve hardenability. The perlite and bainite transformation is pushed to longer times and the martensite start temperature is lowered.
  • molybdenum considerably increases the tempering resistance, so that no loss of strength is to be expected in the zinc bath and, as a result of solid solution hardening, increases the strength of the ferrite.
  • molybdenum in the strength range of at least 580 MPa is dispensed with.
  • the content of molybdenum is limited to the unavoidable, steel-accompanying amounts.
  • Copper (Cu): The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes in particular.
  • the content of copper is therefore limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • alloying elements such as e.g. Nickel (Ni) or tin (Sn) are limited in their contents to unavoidable amounts in steelmaking.
  • Aluminum (AI) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen.
  • the oxygen and nitrogen is thus converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These excretions may be due to an increase in
  • Seed points cause a grain refining and so the toughness properties as well
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and become higher
  • aluminum such as silicon shifts ferrite formation to shorter times, allowing the formation of sufficient ferrite in dual phase steel. It also suppresses carbide formation, leading to a delayed transformation of austenite. For this reason, aluminum is also used as an alloying element in retained austenitic steels to substitute part of the silicon with aluminum. The reason for this approach is that aluminum is a little less critical for the
  • Niobium (Nb) For cost reasons, the addition of niobium is omitted and the content is limited to the unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Titanium (Ti) As the addition of titanium is not necessary with the present alloy concept, the content of titanium is limited to unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Vanadium (V) Since addition of vanadium is not necessary in the present alloy concept, the content of vanadium is limited to unavoidable steel-accompanying amounts.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are for the
  • the hot-dip coated material can be used both as a hot strip and as a cold rolled hot strip or cold strip in the dressed (cold rolled) or undressed state and / or stretch bend-oriented or not stretch-bent state are made.
  • Steel strips present in the form of hot strip, cold rolled strip or cold strip of the alloy composition according to the invention are also distinguished by the
  • the hot strip according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and reel temperatures above the
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and coiling temperatures below the bainite start temperature.
  • the steel according to the invention has, after the heat treatment, a microstructure consisting of ferrite, martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values (specifications in brackets, cross-sections according to EN 10346 and longitudinal values according to VDA239-100):
  • the yield ratio Rp0.2 / Rm is 64% in the transverse direction with respect to the rolling direction and 65% in the longitudinal direction.
  • the steel according to the invention has, after the heat treatment, a microstructure consisting of ferrite, martensite, bainite and retained austenite.
  • the yield ratio Re / Rm is 58% both in the longitudinal direction and in the transverse direction (relative to the rolling direction).
  • the steel according to the invention has, after the heat treatment, a microstructure consisting of ferrite, martensite, bainite and retained austenite.
  • the yield ratio Re / Rm is 58.4% both in the transverse direction and in the longitudinal direction (with respect to the rolling direction).
  • the steel according to the invention from Example 2 (coiling temperature 676 ° C.) and from Example 3 (coiling temperature 485 ° C.) was further processed after pickling under conditions close to the operating conditions.
  • the cold rolling was carried out in a trial cold rolling mill.
  • the cold rolling levels tested were 0% and 10%.
  • the hot-dip galvanizing cycle according to FIG. 7c was adjusted with an annealing simulator. Depending on the strip thickness different heating and cooling rates were shown whereby the set temperatures were selected independently of the sample thickness.
  • the steel was heated to 860 ° C, then slowly cooled to 720 ° C, before the rapid cooling was initiated at 350 ° C.
  • Figure 1 process chain (schematically) for the production of a tape from the
  • FIG. 3 shows an example of analytical differences of the steel according to the invention
  • FIG. 7a, b, c temperature-time curve (annealing variants schematically)
  • Figure 8 mechanical properties (longitudinal samples) of the annealed in the laboratory or
  • FIG. 1 shows schematically the process chain for the production of the steel according to the invention. Shown are the different process routes relating to the invention. Up to position 5 (pickle) the process route is the same for all steels according to the invention, after which deviating process routes take place depending on the desired results.
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized with different degrees of rolling. Or it can soft annealed hot strip b? .W.
  • FIG. 2 shows results of a hole expansion test (relative values for
  • the materials have a sheet thickness of 1 or 2mm.
  • the results apply to the test according to ISO 16630. It can be seen that the steels according to the invention are better
  • Process 2 here corresponds to annealing, for example, on a hot-dip galvanizing with a combined direct-fired furnace and radiant tube furnace, as described in FIG. 7b.
  • the different temperature guides according to the invention within the specified span result in different characteristic values or different hole widening results, which are markedly improved in comparison with the comparative qualities.
  • the basic difference is thus the temperature-time parameters during the heat treatment and the subsequent cooling.
  • FIG. 3 shows the relevant alloying elements of the steel according to the invention, by way of example with respect to comparative quality.
  • the main difference is in the carbon content, which is in the super-architectural range, but also in the elements silicon and chromium.
  • the standard grade phosphorus is micro-alloyed.
  • the steel according to the invention is clearly silicon-alloyed.
  • FIG. 4 shows the mechanical characteristic values transverse to the rolling direction of the steel according to the invention for comparative quality. All characteristic values obtained by annealing in the two-phase area correspond to the normative specification of an HCT600X or HDT580X.
  • FIG. 5 schematically shows the time-temperature profile of the process steps of hot rolling and continuous annealing of strips of the alloy composition according to the invention. Shown is the time- and temperature-dependent conversion for the hot rolling process as well as for a heat treatment after cold rolling.
  • FIG. 6 shows the positive result of the ball impact test carried out (according to SEP1931) on a hot-dip galvanized material of the steel according to the invention.
  • FIGS. 7 schematically show three variants of the temperature-time profiles according to the invention in the annealing treatment and cooling and in each case different
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the produced cold- or hot-rolled steel strip in a continuous annealing plant.
  • the tape is heated to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C.
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature at a cooling rate of between about 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • a cooling rate of between about 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • the process 2 ( Figure 7b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing is briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel, then the cooling with a
  • Cooling rate between about 15 and 100 ° C / s continue to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. Subsequently, the steel strip with a
  • Cooling rate between about 2 and 30 ° C / s cooled to room temperature in air.
  • Process 3 also shows the process according to process 1 in a hot dipping refinement, but the cooling of the steel strip is effected by a short pause (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 to 400 ° C
  • the steel strip is again cooled to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. With a cooling rate of approx. 2 and 30 ° C / s, the final cooling of the steel strip takes place until the room temperature in air is reached.
  • FIG. 8 shows the mechanical characteristics of a steel according to the invention (example 4), which was annealed or cold-rolled and annealed according to method 3 (FIG. 7c).
  • the values are mean values from two longitudinal samples which were determined in the tensile test.
  • the low values for the yield strength are due to the fact that the samples are undressed.

Landscapes

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

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580MPa vorzugsweise Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau. Der Mehrphasenstahl besteht aus den Elementen (Gehalte in Masse-%): C 0,075 bis ≤ 0,105; Si 0,600 bis ≤, 0,800; Mn 1,000 bis ≤ 2,250; Cr 0,280 bis ≤ 0,480; AI 0,010 bis ≤ 0,060; P ≤ 0,020; N ≤ 0,0100; S ≤ 0,0150 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente, die erschmelzungsbedingte Verunreinigungen darstellen, mit der Maßgabe, dass bei Banddicken bis 1 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≤ 1,500 %, dass bei Banddicken von 1 bis 2 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≤ 1,750 % und dass bei Banddicken ≥ 2 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≥ 1,500 % beträgt.

Description

Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl gemäß Patentanspruch 9.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 580MPa bis maximal 700MPa mit niedrigen Streckgrenzenverhältnissen von unter 66% zu:- Herstellung von Bauteilen, die eine hervorragende Umformbarkeit und verbesserte
Schweißeigenschaften aufweisen.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller
Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer
Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke das Gewicht der Fahrzeuge reduziert werden kann bei gleichzeitig verbessertem Umform- und
Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb.
Hochfeste bis höchstfeste Stähle ermöglichen leichtere Fahrzeugkomponenten, damit verbunden ist ein geringerer Kraftstoffverbrauch und eine geringere Umweltbelastung durch den reduzierten C02-Anteil.
Diese Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, Schweißen und/oder einer
Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung, oder Lackierung, genügen. Neu entwickelte Stähle müssen sich daher der verlangten Gewichtsreduzierung, den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guter Umformbarkeit stellen wie auch den Bauteilanforderungen nach hoher Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie
Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt aber auch einer verbesserten Fügeeignung in Form von z.B. besserer Schweißbarkeit.
Verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet erhöhtes Lochaufweitungsvermögen bei der Umformung und ist durch Synonyme, wie Low Edge Crack (LEC) beschrieben bzw. als High Hole Expansion (HHE) bekannt.
Verbesserte Schweißbarkeit wird u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie unterperitektisch (UP) bzw. das bereits bekannte Low Carbon Equivalent (LCE).
Mit dem erfindungsgemäßen Stahl ist auch das Ziel verbunden, die im Automobilbau verwendeten Stähle (z.B. mikrolegierte LA-Stähle bzw. LAD-Stähle) in ihrer Dicke bauteilspezifisch zu verringern, um damit Gewicht einzusparen.
Für eine solche Blechdickenverringerung muss ein hochfester Stahl, z.B. Dualphasenstahl (DP), verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile
sicherzustellen.
Im Fahrzeugbau finden daher zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine matten sitische Zweitphase und
möglicherweise eine weitere Phase mit Bainit und Restaustenit eingelagert ist. Der Bainit kann in unterschiedlichen Erscheinungsformen vorliegen.
Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges
Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starke Kaltverfestigung und gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
Mehrphasenstähle finden immer mehr Anwendung, z.B. Complexphasenstähle, ferritisch- bainitische Stähle, bainitische Stähle, martensitische Stähle, TRIP-Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind, wie in der EN 10346 (Norm der europäischen Stahlhersteller) bzw. VDA239-100 (Norm eines automobilen Stahlanwenders) und hier nachfolgend beschrieben.
Complexphasenstähle sind Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine extreme Kornfeinung bewirkt wird.
Ferritisch-bainitische Stähle sind Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten.
Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt.
Bainitische Stähle sind Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und
Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Vereinzelt können geringe Anteile anderer Phasen, wie z B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
Martensitische Stähle sind Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf.
Dualphasenstähle sind Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine
martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, möglicherweise auch mit Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges
Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
TRIP-Stähle sind Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem
Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit.
Zum Einsatz kommen diese Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB's. Die Tailor Rolled Blank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante
Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte.
In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten
Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.
Üblicherweise werden kaltgewalzte hochfeste bis höchstfeste Stahlbänder aus
wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem
Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit,
Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das ungeheizte bzw. gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1 ,50 bis 4,00mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt. Gleiches gilt für die Einstellung eines Stahls mit Complexphasengefüge, martensitischem, ferritisch-bainitischem sowie rein bainitischem Gefüge.
Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei
Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufgiühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss.
Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind. Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der
Giühbehandiung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühaniagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaitabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen iegierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefäiies kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaitbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Verzinkungsbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Giühtemperaturen und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der
Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen
Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
Beim Durchlaufgiühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit dem z.B. aus der DE 196 10 675 C1 bekannten Legierungskonzept für einen
Mehrphasenstahl besteht das Problem, dass mit der dort getesteten
Legierungszusammensetzung zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, es ist aber nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden, um bei Querschnittssprüngen ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
Zudem besteht ein weiterer Nachteil darin, dass die sehr hohen AI-Gehalte von 0,4 bis 2,5% die Stahlherstellung über konventionelles Stranggießen durch die Gefahr des Cloggings während der Pfannenbehandlung und der unkontrollierten Reaktion mit dem Gießpulver während der Erstarrung negativ beeinflussen.
Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanischtechnologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügephasen zu erreichen, hat oberste Priorität und ist deshalb nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte für
Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer
Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Stand der Technik ist, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) bei angepasster Temperaturführung erreicht wird. Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln, aber auch die industrielle Herstellung in allen Prozessstufen, wie Stahlerzeugung, Warmwalzen, Beizen, Kaltwalzen und
Wärmebehandlung mit/ohne Schmelztauchveredelung, stellt größere Anforderungen an die einzelnen Anlagen.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings auch ein Trend zur Reduzierung des
Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung sowie bessere
Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Zur Beschreibung und Quantifizierung der Kaltverarbeitung, insbesondere des
Kantenrissverhaltens, findet der Lochaufweitungstest nach ISO 11630 als ein von mehreren möglichen Prüfverfahren Anwendung.
Aber auch die Schweißeignung, charakterisiert durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten (s. Figur 3)
• CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
• CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
• PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B
die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt.
Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff und Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es gibt dem
Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum
Bauteilversagen dar.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit
Mindestzugfestigkeiten von 580MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große
Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von
Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und/oder Bor, sowie in den
materialcharakterisierenden Eigenschaften.
Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis 4,00mm. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1850mm Anwendung, aber auch
Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen hochfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa bis 700MPa längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge und einem
Streckgrenzenverhältnis von weniger als 66%, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert werden kann, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke, und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden, mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können. Außerdem soll die Feuerverzinkbarkeit des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.
Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen Stahl mit folgenden Gehalten in Gewichts-%:
C 0,075 bis <0,105
Si 0,600 bis <0,800
Mn 1 ,000 bis <2,250 Cr 0,280 bis <0,480
AI 0,010 bis <0,060
P <0,020
N ^0,0100
S <0,0150
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente, die stahlerschmelzungsbedingte Verunreinigungen darstellen.
Der erfindungsgemäße Stahl ist sehr gut geeignet für eine Schmelztauchveredelung und weist ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warmoder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozessierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. kleiner 1mm Banddicke, 1 bis 2mm Banddicke und 2 bis 4mm Banddicke).
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
Das erzeugte Material kann sowohl als Kalt- wie auch als Warmband über eine
Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten, im streckbiegegerichteten und nicht streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten Zustand (Zwischenglühen).
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ad und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt. Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt.
Abhängig von dem Gesamtprozess gibt es unterschiedliche Ansätze zur Realisierung der Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt
abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wie oben beschrieben wird vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur von ca. 420 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 420 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
Bei klassischen Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich.
Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan und Chrom sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften von Mindestzugfestigkeiten von 580MPa und
Streckgrenzenverhältnisse von unterhalb 66% bei gleichzeitig deutlich verbreitertem
Prozessfenster bei der Duchlaufglühung.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke
Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0,1 % Silizium eine Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10MPa, wobei bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert wird. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt, wodurch der Ferrit weicher wird, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Außerdem verhindert Silizium die Bildung von Karbiden, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern. Durch die geringe
festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen.
Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
Bei Versuchen hat sich unerwartet gezeigt, dass insbesondere die Zugabe von Silizium in Gehalten von 0,600 - 0,800% geeignet ist, ein breites Prozessfenster für ein großes Abmessungsspektrum zu ermöglichen und die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 580MPa für Warmband und mindestens 590MPa für kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zu erreichen.
Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von -S0,105% kann das
Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißbarkeit verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselemente kombiniert werden.
Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
Beqleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw.
herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengüter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffal!en uno können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter
Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed- Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt.
Ein gleichmäßigeres Gefüge, was bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum Einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum Anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium i:i der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im
Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein. Stickstoff (N) ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich.
Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf <0,0100%, vorteilhaft auf <0,0090% bzw. optimal auf ^0,0080% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z.B. durch eine Vakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt.
Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf <0,0150%, vorteilhaft auf <0,0050% bzw. optimal auf SO, 0030% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als
Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit.
Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch, die
Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.
In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen
Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (<0,1 %) als Mikrolegierungselement verwendet. Beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf SO, 020% bzw. auf bei der
Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil maximal 0,230%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im
Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.
Um die Anforderungen an eine hohe Lochaufweitung zu erfüllen, ist der erfindungsgemäße Stahl unterperitektisch.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des
Austen itgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit und Lochaufweitung sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075% und der maximale C-Gehalt auf 0,105% festgelegt.
Silizium (Si bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Der Seigerungskoeffizient ist deutlich geringer als z.B. bei Mangan (0,16 im Vergleich zu 0,87).
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der
Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Verzinken wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und somit stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.
Am fertigen Produkt erhöht Silizium zudem durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Im Gegensatz zu Kohlenstoff und Mangan verringert Silizium den Härteunterschied zwischen den Gefügebestandteilen Ferrit und Martensit, da es die Löslichkeit für Kohlenstoff im Ferrit erhöht.
Außerdem führt es zu einer weniger zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile. Ein geringer Härteunterschied sowie ein zeilenfreies Gefüge wirken sich positiv auf die
Verarbeitbarkeit, insbesondere auf die Lochaufweitung, aus. Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem rotem Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,600% bis 0,800% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800% Silizium bzw. bis zu 2,000% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
Bekannt ist in der Fachwelt, dass beim kontinuierlichen Verzinken Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren kann und alleine oder zusammen mit Mangan und/oder Chrom filmartige Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen.
Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen der Versuche unerwartet festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Zinkbades eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung erreicht werden kann.
Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemisch mechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die
Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der
Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
Bei einer Anlagenkonfiguration, die einen direkt befeuerten Ofenbereich (NOF = non oxidizing furnace) und einen Strahlrohrofen (RTF = radiant tube furnace) kombiniert, (siehe Verfahren 2 in den Figuren 2, 4, 8) kommt das Oxidations-Reduktions-Verfahren zum Einsatz. Hierbei wird im NOF durch Erhöhung des Oxidationspotentials (z.B. durch
Reduzierung der CO-Werte auf unter 4%) eine dünne Eisenoxidschicht gebildet.
Nachfolgend oxidieren die Legierungselemente an der Eisen-/Eisenoxidgrenzfläche. im anschließenden RTF wird unter Schutzgasatmosphäre (N2/H2) die Eisenoxidschicht reduziert.
Da Silizium (wie auch Mangan und Chrom) unedler als Eisen ist, kann die Ofenatmosphäre für Eisen reduzierend, für die Legierungselemente jedoch oxidierend sein. Die Oxide der Legierungselemente verbleiben im RTF an der ehemaligen Grenzschicht Eisen/Eissnoxid, also deutlich unterhalb der Stahlbandoberfläche (innere Oxidation).
Somit wird die oberflächliche Ausbreitung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige Benetzbarkeit der Bandoberfläche erzielt. Gleichzeitig ist der Taupunkt im Bereich der Übergangszone Ofen— > Zinkpott (Rüssel) so zu wählen (bevorzugt unter -30°C), dass eine Oxidation des Bandes vor Eintauchen in das Zinkbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte von -35 oder -40°C herausgestellt.
Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der nur mit einem Strahlrohrofen geglüht wird (siehe Verfahren 3 in den Figuren 2, 4, 8), kann die innere Oxidation durch eine leichte Erhöhung des Sauerstoffgehalts in der Ofenatmosphäre gefördert werden. Dies wird durch die Regulierung des Taupunkts (bevorzugt >-30°C vorteilhaft -25 bzw. -20°C) bewerkstelligt. Durch den höheren Sauerstoffpartialdruck kann der Sauerstoff vermehrt in das Stahlband diffundieren und die Legierungselemente oxidieren. Ist hingegen nur wenig Sauerstoff in der Atmosphäre vorhanden, diffundieren die unedleren Legierungselemente an die
Bandoberfläche und bilden dort unbenetzbare Oxide. Auch hier gilt, die Oxidation des Eisens im RTF und im Bereich des Rüssels zu vermeiden.
Wird anstelle des Feuerverzinkens die Verfahrensroute kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt, sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich leichter durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Hierbei muss lediglich gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist, um die Wanderung der Elektronen zu den Zink-Ionen nicht zu behindern. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet. Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende
Verzinkbarkeirsicherzustellen, werden der minimale Si-Gehalt auf 0,600% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,800% festgelegt.
Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch
Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die oc-Zy-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen bedingen ein niedrigeres Lochaufweitungsvermögen, was sich nachteilig auf die
Kantenrissunempfindlichkeit auswirkt.
Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z.B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2Si04) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen.
Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1,000 bis 2,250% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist vorteilhaft eine querschnittsabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten. Bei einer Banddicke <1 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt bei <1 ,50%, bei Banddicken von 1 bis 2mm bei <1 ,75% und bei Banddicken >2mm bei >1 ,50%.
Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die
Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer
Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche z bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann.
Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,280 bis 0,480% festgelegt.
Bezüglich der Einhaltung der geforderten mechanischen Eigenschaften ist der Gesamtgehalt von Mn + Si + Cr ebenfalls vorteilhaft blechdickenabhängig einzuhalten. Als günstig hat sich bei Blechdicken von <1 mm ein Summengehalt von >1 ,88 bis -£2,60%, bei Blechdicken von 1 bis 2mm ein Summengehalt von -.2,20 bis -£3,00% und bei Blechdicken ä2mm ein
Summengehalt von >2,50 bis <3,53% herausgestellt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits.
Aus Kostengründen wird auf die Zugabe von Molybdän im Festigkeitsbereich von mindestens 580MPa verzichtet. Der Gehalt an Molybdän wird bis auf die unvermeidbaren, stahlbegleitenden Mengen begrenzt.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Andere Legierungselemente wie z.B. Nickel (Ni) oder Zinn (Sn) sind in ihren Gehalten auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der
Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie
Festigkeitswerte steigern.
Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren
Temperaturen gebildet.
In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die
Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben. Niob (Nb): Aus Kostengründen wird auf die Zugabe von Niob verzichtet und der Gehalt auf die unvermeidbaren stahlbegleitenden Mengen begrenzt.
Titan (Ti): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Titan nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Titan bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Vanadium (V): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Bor (B): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Bor nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Bor bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ad und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa in einer Dicke von 0,50 bis 4,00mm erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße
Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den
erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigen, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ad und AC3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt "Schmelztauchveredelung" bei Temperaturen zwischen 420 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
Das schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand gefertigt werden.
Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Wärmband bzw. Kaltband aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung zeichnen sich außerdem bei der
Weiterverarbeitung durch einen hohen Widerstand gegen kantennahe Rissbildung aus.
Die geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz, der dadurch beispielsweise quer, längs und diagonal zur Walzrichtung erfolgen kann.
Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und Haspeltemperaturen oberhalb der
Bainitstarttemperatur erzeugt.
Bei kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 16% Abnahme, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt.
Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Prozess 7b (entspricht dem Verfahren 2) stehen die nachfolgenden Beispiele:
Beispiel 1 (kaltnachgewalztes Warmband nach Figur 7c)
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101 % C; 0,605% Si; 1 ,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% AI; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem
Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 911 °C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 484°C mit einer Dicke von 2,37mm aufgewickelt. Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte die Kaltwalzung auf einer
fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von 16% von 2,37mm auf 1 ,99mm.
In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7c der Stahl mit ca. 6K/s auf ca. 847°C erwärmt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 2K/s auf ca. 720°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 22K/s auf ca. 360°C. Das Band wurde vor Erreichen des Rüssels auf ca. 450°C wiedererwärmt. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 20K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen
(Dressieren) mit ca. 0,2%.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte (Vorgaben in Klammern Querwerte nach EN 10346 und Längswerte nach VDA239-100):
Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 419MPa (340MPa-420MPa)
Längsrichtung 408MPa (330MPa-430MPa)
Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 646MPa (min. 600MPa)
Längsrichtung 636MPa (590MPa-700MPa)
Bruchdehnung (A80) Querrichtung 23,6% (min. 20%)
Längsrichtung 27,0% (min. 20%)
n-Wert Querrichtung 0,18 (min. 0,14)
n-Wert Längsrichtung 0,19 (min. 0,14)
Bake-Hardening BH2 Querrichtung 77MPa (min. 30MPa)
Längsrichtung 77MPa (min. 30MPa)
Lochaufweitung nach ISO 16630 44%
- planare Anisotropie Ar -0,14 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
Das Streckgrenzenverhältnis Rp0,2/Rm liegt in Querrichtung bezogen auf die Walzrichtung bei 64% und in Längsrichtung bei 65%.
Beispiel 2 (Kaltband nach Figur 7b)
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101 % C; 0,605% Si; 1 ,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% AI; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem
Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 902°C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 676°C mit einer Dicke von 2,02mm aufgewickelt. Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte die Kaltwalzung auf einer fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von 50% von 2,02mm auf 0,99mm.
In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7b der Stahl mit ca. 54K/s auf ca. 781 °C erwärmt und anschließend mit ca. 5K/s auf ca. 890 °C weiter aufgeheizt.
Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 1 K/s auf ca. 860°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 23,2K/s auf ca. 465°C statt. Das Band erreichte den Rüssel mit ca. 465°C. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 34,3K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen (Dressieren) mit ca. 0,2%.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:
Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 382MPa (340MPa-420MPa)
Längsrichtung 380MPa (330MPa-430MPa)
Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 657MPa (min. 600MPa)
Längsrichtung 654MPa (590MPa-700MPa)
Bruchdehnung (A80) Querrichtung 24,6% (min. 20%)
Längsrichtung 24,2% (min. 20%)
n-Wert Querrichtung 0,17 (min. 0,14)
n-Wert Längsrichtung 0,17 (min. 0,14)
Bake-Hardening BH2 Querrichtung 56MPa (min. 30MPa)
Längsrichtung 60MPa (min. 30MPa)
- Lochaufweitung nach ISO 16630 49%
- planare Anisotropie Ar -0,06 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm liegt sowohl in Längs- als auch in Querrichtung (bezogen auf die Walzrichtung) bei 58%.
Beispiel 3 (Warmband nach Figur 7b)
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101 % C; 0,605% Si; 1 ,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% AI; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem
Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 916°C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 485°C mit einer Dicke von 2,02mm aufgewickelt.
Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte keine Kaltwalzung sondern eine
Warmbandverzinkung. In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7b der Stahl mit ca. 25K/s auf ca. 785°C erwärmt und anschließend mit ca. 1 K/s auf ca. 893°C weiter aufgeheizt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 1 K/s auf ca. 860°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 10K/S auf ca. 470°C. Das Band erreichte den Rüssel mit ca. 465°C. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 15K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen (Dressieren) mit ca. 0,2%.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:
Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 362MPa (340MPa-420MPa)
Längsrichtung 363MPa (330MPa-430MPa)
Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 620MPa (min. 600MPa)
Längsrichtung 622MPa (590MPa-700MPa)
Bruchdehnung (A80) Querrichtung 24,3% (min. 20%)
Längsrichtung 24,5% (min. 20%)
n-Wert Querrichtung 0,17 (min. 0,14)
n-Wert Längsrichtung 0,17 (min. 0,14)
Bake-Hardening BH2 Querrichtung 58MPa (min. 30MPa)
Längsrichtung 59MPa (min. 30MPa)
Lochaufweitung nach ISO 16630 41 %
- planare Anisotropie ΔΓ -0,08 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm liegt sowohl in Querrichtung als auch in Längsrichtung (bezogen auf die Walzrichtung) bei 58,4%.
Bei Versuchen wurden für das Feuerverzinken nach Figur 7c die in den nachfolgenden Beispielen dargestellten Kennwerte erreicht.
Beispiel 4 (Warmband und kaltnachgewalztes Warmband nach Figur 7c)
Der erfindungsgemäße Stahl aus Beispiel 2 (Haspeltemperatur 676°C) und aus Beispiel 3 (Haspeltemperatur 485°C) wurde nach dem Beizen unter betriebsnahen Bedingungen weiter prozessiert. Das Kaltwalzen wurde in einem Versuchskaltwalzwerk durchgeführt. Die getesteten Kaltwalzgrade betrugen 0% und 10%. Mit einem Glühsimulator wurde der Feuerverzinkungszyklus gemäß Figur 7c nachgestellt. Abhängig von der Banddicke wurden unterschiedliche Heiz- und Abkühlraten dargestellt wobei die eingestellten Temperaturen unabhängig von der Probendicke gewählt wurden. Der Stahl wurde auf 860°C aufgeheizt, dann zunächst langsam auf 720°C abgekühlt, bevor die schnelle Abkühlung mit auf 350°C eingeleitet wurde. Hiernach wurden die Proben auf 450°C aufgeheizt, bevor sie mit maximal 24K/s auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Die Proben wurden nicht dressiert. Die mechanischen Kennwerte wurden in Längsrichtung bestimmt. Die Ergebnisse der Zugversuche in Längsrichtung bezogen auf die Walzrichtung sind in Figur 8 dargestellt.
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Es zeigen:
Figur 1 : Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem
erfindungsgemäßen Stahl
Figur 2: Ergebnisse eines Lochauf Weitungsversuches nach ISO 16630 (Blechdicke
1 mm) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl gegenüber einem überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien
Vergleichsgüte
Figur 3: Beispiel für analytische Unterschiede des erfindungsgemäßen Stahls
gegenüber einer überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien Vergleichsgüte
Figur 4: Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des
erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zu einer überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien Vergleichsgüte
Figur 5: Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und
Durchlaufglühen, beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
Figur 6: Kugelschlagprobe nach SEP1931 an dem feuerverzinkten
erfindungsgemäßen Stahl
Figur 7a, b, c: Temperatur-Zeit-Kurve (Glühvarianten schematisch)
Figur 8: mechanische Eigenschaften (Längsproben) der im Labor geglühten bzw.
kaltgewalzten und geglühten Proben eines erfindungsgemäßen Stahls nach Beispiel 4 Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahls. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zur Position 5 (Beize) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Oder es kann weichgeglühtes Warmband b?.w.
weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
Figur 2 zeigt Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (relative Werte zur
Vergleichsgüte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungstests für einen erfindungsgemäßen Stahl gegenüber der Vergleichsgüte, als Referenz dient die
Standardgüte Prozess 2.
Die Werkstoffe haben eine Blechdicke von 1 bzw. 2mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630. Es ist zu sehen, dass die erfindungsgemäßen Stähle bessere
Aufweitungswerte bei gestanzten Löchern erzielen als die Vergleichsgüten mit gleicher Prozessierung. Der Prozess 2 entspricht hierbei einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 7b beschrieben ist.
Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse, die im Vergleich zu den Vergleichsgüten deutlich verbessert sind. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
Figur 3 zeigt die maßgeblichen Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls, gegenüber der Vergleichsgüte beispielhaft darstellt. Bei dem Vergleichsstahl (Standardgüte) liegt der hauptsächliche Unterschied im Kohlenstoffgehalt, der im überperitektischen Bereich liegt, aber auch in den Elementen Silizium und Chrom. Darüber hinaus ist die Standardgüto Phosphor-mikrolegiert. Der erfindungsgemäße Stahl ist deutlich Silizium-legiert.
Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls zur Vergleichsgüte. Alle Kennwerte, die durch Glühung im Zweiphasengebiet erzielt wurden, entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT600X bzw. HDT580X. Figur 5 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen.
Figur 6 zeigt das positive Ergebnis der durchgeführten Kugelschlagprüfung (nach SEP1931 ) an einem feuerverzinkten Material aus dem erfindungsgemäßen Stahl.
Die Figuren 7 zeigen schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur-Zeit- Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene
Austen itisierungsbedingungen.
Das Verfahren 1 (Figur 7a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die
Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 (Figur 7b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1 , jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
Das Verfahren 3 (Figur 7c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C
unterbrochen und bis auf die Temperatur, die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ce. 420 bis 470°C) wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
Figur 8 zeigt die mechanischen Kennwerte eines erfindungsgemäßen Stahls (Beispie! 4), der gemäß Verfahren 3 (Figur 7c) geglüht bzw. kaltgewalzt und geglüht wurde.
Die Werte sind Mittelwerte aus zwei Längsproben, die im Zugversuch ermittelt wurden. Die niedrigen Werte für die Streckgrenze sind darauf zurückzuführen, dass die Proben undressiert sind.
29a
Bezugszeichenliste: (Legende zu Figur 1/8)
1. Hochofenprozess
2. Sekundärmetallurgie
3. Stranggießen
4. Warmwalzen
5. Beizen
6. Weichglühen Warmband (optional)
7. Kalzwalzen
8. Mehrfachwalzer (optional)
9. Weichglühung Kaltband (optional)
10. Feuerverzinkung
11. Inline-Dressieren
12. Streckbiegerichteinheit

Claims

30
Patentansprüche
1. Hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%):
c 0,075 bis <0,105
Si 0,600 bis <0,800
Mn 1 ,000 bis <2,250
Cr 0,280 bis <0,480
AI 0,010 bis <0,060
P <0,020
N £0,0100
S <0,0150
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente, die erschmelzungsbedingte Verunreinigungen darstellen, mit der Maßgabe, dass bei Banddicken bis 1 mm der Mn-Gehalt bevorzugt <1 ,500%,
dass bei Banddicken von 1 bis 2mm der Mn-Gehalt bevorzugt <1 ,750% und dass bei Banddicken >2mm der Mn-Gehalt bevorzugt >1 ,500% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 mm die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt >1 ,88 <2,60% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken von 1 - 2mm die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt >2,20 <3,00% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken >2mm die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt >2,50 <3,53% beträgt. 31
5. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,
dass der N-Gehalt <0,0090% beträgt.
6. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,
dass der N-Gehalt <0,0080% beträgt.
7. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt <0,0050% beträgt.
8. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt <0,0030% beträgt.
9. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 8, bei dem ein Dualphasengefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum
Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten
Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der 32
Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt, und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
11. Verfahren, nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf die Temperatur von ca. 420 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zur Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Stahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt von unter 4% gesteigert wird, wobei im RTF die
Ofenatmosphäre reduzierend eingestellt ist und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Zinkbad der Taupunkt bei -30°C oder darunter liegt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Taupunkt in der
Ofenatmosphäre bei -30°C oder darüber liegt, z.B. bei -25 oder -20°C.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13,
dadurch gekennzeichnet,
dass durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit an unterschiedliche Banddicken im Zuge der Wärmebehandlung vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder eingestellt werden. 33
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung dressiert wird.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 15,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung streckbiegegerichtet wird.
EP13732078.4A 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa Active EP2864517B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102012013113A DE102012013113A1 (de) 2012-06-22 2012-06-22 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
PCT/DE2013/000299 WO2013189474A1 (de) 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP2864517A1 true EP2864517A1 (de) 2015-04-29
EP2864517B1 EP2864517B1 (de) 2020-01-22

Family

ID=48700231

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP13732078.4A Active EP2864517B1 (de) 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20150337408A1 (de)
EP (1) EP2864517B1 (de)
KR (1) KR102079611B1 (de)
DE (1) DE102012013113A1 (de)
RU (1) RU2627068C2 (de)
WO (1) WO2013189474A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110616303A (zh) * 2018-06-19 2019-12-27 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级以上冷轧或镀锌双相钢板的制造方法

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2947382C (en) 2014-04-15 2022-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
RU2661692C2 (ru) * 2014-04-23 2018-07-19 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист для прокатанной заготовки переменной толщины, прокатанная заготовка переменной толщины и способы для их производства
DE102014017273A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017275A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
DE102015112889A1 (de) 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
WO2017109538A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
DE102016110661A1 (de) 2016-06-09 2017-12-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl
JP6737338B2 (ja) * 2016-08-08 2020-08-05 日本製鉄株式会社 鋼板
US20190185951A1 (en) 2016-08-23 2019-06-20 Salzgitter Flachstahl Gmbh Method for producing a high-strength steel strip with improved properties for further processing, and a steel strip of this type
DE102016115618A1 (de) 2016-08-23 2018-03-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband
KR20190052023A (ko) 2016-09-16 2019-05-15 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 망간 함유 평탄 강 제품으로부터 재성형된 부품을 제조하는 방법 및 이러한 부품
DE102016117494A1 (de) 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines umgeformten Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen Stahlflachprodukt und ein derartiges Bauteil
DE102016117502A1 (de) 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Warm- oder Kaltbandes und/oder eines flexibel gewalzten Stahlflachprodukts aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl und Stahlflachprodukt hiernach
DE102016117508B4 (de) 2016-09-16 2019-10-10 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
US11352679B2 (en) 2016-11-02 2022-06-07 Salzgitter Flachstahl Gmbh Medium-manganese steel product for low-temperature use and method for the production thereof
WO2018083029A1 (de) 2016-11-02 2018-05-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Nahtlos hergestelltes und halbwarmumgeformtes rohr aus einem mittelmanganhaltigen stahl und verfahren zu seiner herstellung
EP3583400B1 (de) 2017-02-17 2022-01-05 Goff Omega Holdings, LLC Prüfverfahren zur wasserstoffversprödung
DE102017223633A1 (de) 2017-12-21 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit metallischer Korrosionsschutzschicht und Verfahren zur Herstellung eines solchen
KR102031454B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온 밀착성과 가공성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법
RU2691809C1 (ru) * 2018-05-25 2019-06-18 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства толстолистового высокопрочного износостойкого проката (варианты)
CN109136739B (zh) * 2018-06-29 2020-08-04 唐山钢铁集团有限责任公司 双相钢冷轧高强汽车板可涂装性能表面质量的控制方法
WO2020058330A1 (de) * 2018-09-19 2020-03-26 Sms Group Gmbh Hochfester mehrphasenstahl, stahlband aus diesem stahl sowie verfahren zur herstellung eines stahlbandes
KR102648242B1 (ko) * 2018-12-19 2024-03-18 주식회사 포스코 전기 저항 점용접성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
DE102019108457B4 (de) * 2019-04-01 2021-02-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit verbesserter Haftung metallischer Schmelztauchüberzüge
DE102020203564A1 (de) 2020-03-19 2021-09-23 Sms Group Gmbh Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu
WO2021213647A1 (de) 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
CA3146647A1 (en) * 2021-01-29 2022-07-29 Algoma Steel Inc. Cold rolled steel sheet
CN113957349B (zh) * 2021-10-26 2022-09-06 江苏沙钢集团有限公司 一种600MPa级热成形钢及其生产方法
WO2023129088A2 (en) * 2021-12-30 2023-07-06 Ereğli̇ Demi̇r Ve Çeli̇k Fabri̇kalari T.A.Ş. High strength, iron-zinc alloy (galvanil) coated steel sheet and production method for the automotive industry

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
CA2278841C (en) * 1997-01-29 2007-05-01 Nippon Steel Corporation High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same
EP2314729B2 (de) * 1997-03-17 2017-03-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfeste Zweiphasen-Stahlbleche mit hohen Stoßenergieaufnahmeeigenschaften
JPH11293396A (ja) * 1998-04-15 1999-10-26 Nkk Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP3956550B2 (ja) * 1999-02-02 2007-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
JP2003247043A (ja) 2001-07-06 2003-09-05 Jfe Steel Kk 強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
DE10161465C1 (de) * 2001-12-13 2003-02-13 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen von Warmband
FR2836930B1 (fr) * 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP4267367B2 (ja) * 2002-06-19 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法
US20060231176A1 (en) * 2003-08-26 2006-10-19 Shusaku Takagi High tensile strength cold-rolled steel sheet and method for production thereof
JP4337604B2 (ja) * 2004-03-31 2009-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法
EP2009128A1 (de) * 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Verzinkter oder Galvanneal-Siliziumstahl
JP5533144B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
DE102012002079B4 (de) * 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110616303A (zh) * 2018-06-19 2019-12-27 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级以上冷轧或镀锌双相钢板的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2015101783A (ru) 2016-08-20
KR102079611B1 (ko) 2020-04-07
WO2013189474A1 (de) 2013-12-27
KR20150023567A (ko) 2015-03-05
RU2627068C2 (ru) 2017-08-03
US20150337408A1 (en) 2015-11-26
DE102012013113A1 (de) 2013-12-24
EP2864517B1 (de) 2020-01-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
DE102012002079B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP2668302B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
WO2017009192A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
WO2013182621A1 (de) Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
EP4136265A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu
WO2024068957A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes

Legal Events

Date Code Title Description
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

17P Request for examination filed

Effective date: 20141205

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

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

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA ME

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
17Q First examination report despatched

Effective date: 20161010

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

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C22C0038020000

Ipc: C21D0001740000

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

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C21D 1/74 20060101AFI20190724BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/04 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/18 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 6/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 9/52 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C23C 2/06 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 11/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/22 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 1/84 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 1/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/38 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/26 20060101ALI20190724BHEP

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20190822

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

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

Free format text: STATUS: THE PATENT HAS BEEN GRANTED

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

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

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 1226936

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20200215

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MP

Effective date: 20200122

REG Reference to a national code

Ref country code: LT

Ref legal event code: MG4D

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

Ref country code: NL

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

Effective date: 20200122

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: 20200422

Ref country code: PT

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

Effective date: 20200614

Ref country code: FI

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

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

Ref country code: HR

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

Effective date: 20200122

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: 20200423

Ref country code: BG

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

Effective date: 20200422

Ref country code: SE

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

Effective date: 20200122

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: 20200522

Ref country code: LV

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

Effective date: 20200122

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

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

Ref country code: CZ

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

Ref country code: DK

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

Effective date: 20200122

Ref country code: LT

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

Ref country code: EE

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

Effective date: 20200122

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

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

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

26N No opposition filed

Effective date: 20201023

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

Ref country code: LI

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

Effective date: 20200531

Ref country code: IT

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

Ref country code: CH

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

Effective date: 20200531

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: 20200122

Ref country code: SI

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

Effective date: 20200122

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20200531

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

Effective date: 20200524

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

Ref country code: LU

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

Effective date: 20200524

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: 20200524

Ref country code: GB

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

Effective date: 20200524

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

Ref country code: BE

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

Effective date: 20200531

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 1226936

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20200524

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

Ref country code: AT

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

Effective date: 20200524

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

Ref country code: TR

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

Effective date: 20200122

Ref country code: MT

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

Effective date: 20200122

Ref country code: CY

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

Effective date: 20200122

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

Ref country code: MK

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

Effective date: 20200122

Ref country code: AL

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

Effective date: 20200122

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

Ref country code: DE

Payment date: 20240521

Year of fee payment: 12

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

Ref country code: FR

Payment date: 20240528

Year of fee payment: 12