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EP3332046A1 - Hochfester aluminiumhaltiger manganstahl, ein verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus diesem stahl und hiernach hergestelltes stahlflachprodukt - Google Patents

Hochfester aluminiumhaltiger manganstahl, ein verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus diesem stahl und hiernach hergestelltes stahlflachprodukt

Info

Publication number
EP3332046A1
EP3332046A1 EP16747515.1A EP16747515A EP3332046A1 EP 3332046 A1 EP3332046 A1 EP 3332046A1 EP 16747515 A EP16747515 A EP 16747515A EP 3332046 A1 EP3332046 A1 EP 3332046A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
weight
strip
hot
slab
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
EP16747515.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3332046B1 (de
Inventor
Peter PALZER
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 EP3332046A1 publication Critical patent/EP3332046A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3332046B1 publication Critical patent/EP3332046B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Definitions

  • High-strength aluminum-containing manganese steel a process for producing a steel flat product from this steel and steel flat product produced therefrom
  • the invention relates to a high-strength aluminum-containing manganese steel, to a process for producing a steel flat product from this steel and to a steel flat product produced by this process.
  • European Patent Application EP 2 383 353 A2 discloses a high-strength manganese-containing steel, a flat steel product of this steel and a method for producing this flat steel product.
  • the steel consists of the elements (contents by weight and relative to the molten steel): C: up to 0,5; Mn: 4 to 12.0; Si: up to 1, 0; AI: up to 3.0; Cr: 0.1 to 4.0; Cu: up to 4.0; Ni: up to 2.0; N: up to 0.05; P: up to 0.05; S: up to 0.01; as well as the rest of iron and unavoidable impurities.
  • one or several elements from the group "V, Nb, Ti" are provided, the sum of the contents of these elements being at most 0.5.
  • This steel should be distinguished by the fact that it is cheaper to produce than high-manganese steels and at the same time high
  • a method for producing a flat steel product from the above-described high-strength manganese-containing steel includes the following
  • Output product for hot rolling is divided, or is cast into a cast strip, which is fed as a starting product to the hot rolling, - heat treating the starting product to the starting material to a
  • Hot rolling start temperature of 1 150 to 1000 ° C, - hot rolling of the starting product into a hot strip with a thickness of at most 2.5 mm, the hot rolling at a 1050 to 800 ° C amounts
  • Hot rolling end temperature is finished, - coiling the hot strip into a coil at a reel temperature of ⁇ 700 ° C.
  • the present invention the object of a high-strength aluminum-containing manganese steel with good forming properties and increased resistance to delayed cracking and Hydrogen embrittlement, a process for producing a steel flat product from this steel and to produce a steel flat product produced by this method, which offer a good combination of strength and forming properties relative to the steel.
  • a high-strength aluminum-containing manganese steel having the following chemical composition (in% by weight): C: 0.01 to ⁇ 0.3; ; Mn: 4 to ⁇ 10; AI:> 1 to 4; Si: 0.01 to 1; Cr: 0.1 to 4; Not a word; 0.02 to 1; P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.1; N: ⁇ 0.3; Remainder of iron including unavoidable steel-supporting elements, with optional addition of one or more of the following elements (in% by weight): V: 0.01 to 1; Nb: 0.01 to 1; Ti: 0.01 to 1; Sn: 0 to 0.5; Cu: 0.005 to 3; W: 0.03 to 3; Co: 0.05 to 3; Zr: 0.03 to 0.5 and Ca: 0.0005 to 0.1 a good combination of strength, elongation and forming properties.
  • this manganese-containing manganese steel of the present invention (medium manganese steel) based on the alloying elements C, Mn, Cr, Al, Si and Mo is relatively inexpensive. Due to the increased Al content, the steel has a lower specific gravity compared to other low Al alloyed ones
  • Manganese steel is also characterized by increased resistance to delayed fracture and hydrogen embrittlement. This is done by excreting
  • the steel according to the invention has a multi-phase structure consisting of ferrite and / or martensite and / or bainite and retained austenite and a TRIP and / or TWIP effect.
  • the retained austenite content is 5% to 65%.
  • the retained austenite is partially or fully converted to martensite when high mechanical stresses are applied by the TRIP effect.
  • the TRIP effect increases the Elongation at break, in particular to uniform expansion, and tensile strength significantly.
  • the steel according to the invention is particularly suitable for the production of
  • high-strength heavy plate, hot and cold strip which can be provided with a metallic or non-metallic coating.
  • An application inter alia, in vehicle construction, shipbuilding, plant construction, infrastructure construction, in aerospace and home appliance technology is conceivable.
  • the steel has a tensile strength Rm of> 800 to 1700 MPa and an elongation at break A50 of 6 to 45%, preferably of> 8 to 45%.
  • a specimen A50 was used according to DIN 50 125.
  • 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 and interaction generally depends strongly on the amount, the presence of other alloying elements and the dissolution state in the material.
  • Carbon C needed to form carbides, stabilizes austenite and increases strength. Higher contents of C deteriorate the welding properties and lead to the deterioration of the elongation and toughness properties, therefore, a maximum content of less than 0.3 wt% is determined. In order to achieve a sufficient strength of the material, a minimum addition of 0.01 wt .-% is required.
  • Manganese Mn Stabilizes austenite, increases strength and toughness and allows for strain-induced martensite and / or twin formation in the alloy of the present invention.
  • Aluminum Al An Al content of more than 1 wt% improves strength and elongation properties, lowers specific gravity, and affects
  • Transformation behavior of the alloy according to the invention deteriorate the elongation properties. Also, higher Al contents significantly worsen the casting behavior in continuous casting. This results in a higher cost when casting. Below 4% by weight, AI retards the precipitation of carbides. Therefore, a maximum content of 4 wt .-% and a minimum content of> 1 wt .-% is set.
  • Silicon Si hinders carbon diffusion, reduces specific gravity and increases strength and elongation and toughness properties.
  • Coatability for example, by galvanizing negative. Therefore, a maximum content of 1% by weight and a minimum content of 0.01% by weight are set.
  • a maximum content of less than 1 wt .-% is set.
  • Chromium Cr Improves strength and reduces corrosion rate, retards ferrite and pearlite formation and forms carbides.
  • the maximum content is determined to be less than 4% by weight, since higher contents will result in a deterioration of the
  • Molybdenum Mo acts as a carbide former, increases strength and increases
  • Phosphorus P is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness by solid solution strengthening and improves hardenability. However, it is usually tried to
  • phosphorus content is limited to less than 0.1 wt .-%.
  • Sulfur S Like phosphorus, it is bound as a trace element in iron ore. It is generally undesirable in steel as it tends to segregate and has a strong embrittlement, resulting in elongation and toughness properties
  • the sulfur content is limited to less than 0.1 wt .-%.
  • N is also a companion element of steelmaking. In the dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels containing more than 4% by weight of manganese-containing steels. Low Mn-alloyed steels ⁇ 4 wt .-% with free nitrogen tend to a strong aging effect. The nitrogen diffuses at low temperatures at dislocations and blocks them. It causes a rise in strength combined with a rapid increase
  • the nitrogen content is limited to less than 0.3 wt .-%.
  • Microalloying elements are usually added only in very small amounts ( ⁇ 0.1 wt .-% per element). They work in contrast to the
  • Quantity additions affect micro-alloying elements the manufacturing conditions as well as the processing and final properties strong.
  • Typical micro-alloying elements are vanadium, niobium and titanium. These elements can be dissolved in the iron grid and form carbides, nitrides and carbonitrides with carbon and nitrogen.
  • Vanadium V and niobium Nb These have a grain-refining effect, in particular due to the formation of carbides, which at the same time strength, toughness and
  • Titanium Ti As a carbide former, it refines grain, improving its strength, toughness, and elongation properties while reducing intergranular corrosion. Contents of Ti of more than 1 wt .-% deteriorate the
  • Elongation properties which is why optionally a maximum content of 1 wt .-% is determined. Minimum contents of 0.02 wt .-% may preferably be provided.
  • Tin Sn Tin increases strength but, similar to copper, accumulates at higher temperatures below the scale and grain boundaries. It leads by penetration into the grain boundaries to the formation of low-melting phases and associated with cracks in the structure and solder brittleness, which is why an optional
  • Copper Cu Reduces the corrosion rate and increases strength. Contents above 3 wt .-% deteriorate the manufacturability by forming low-melting phases during casting and hot rolling, which is why optionally a maximum content of 3 wt .-% and a minimum content of 0.005 wt .-% is set. Preferably, a minimum content of 0.5 wt .-% is provided.
  • Tungsten W acts as a carbide former and increases strength and heat resistance. Contents of W exceeding 3% by weight deteriorate the elongation properties, Therefore, optionally a maximum content of 3 wt .-% and a minimum content of 0.03 wt .-% is set. A minimum content of 0.05% by weight is preferred
  • Cobalt Co Increases the strength of the steel, stabilizes the austenite and improves the heat resistance. Contents of over 3 wt .-% worsen the
  • Elongation properties which is why optionally a maximum content of less than or equal to 3 wt .-% and a minimum content of 0.05 wt .-% is set. Preferably, a minimum content of 0.08 wt .-% is provided.
  • Zirconium Zr acts as a carbide former and improves strength. Contents of Zr of more than 0.5% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, optionally, a maximum content of 0.5% by weight and a minimum content of 0.03% by weight are determined. Preferably, a minimum content of 0.05 wt .-% is provided.
  • Calcium Ca is used to modify non-metallic oxide inclusions, which could otherwise lead to undesirable alloy failure by inclusions in the structure which act as stress concentration sites and weaken the metal composite. Furthermore, Ca improves the
  • a process for producing a flat steel product comprises the steps:
  • V 0.01 to 1
  • Nb 0.01 to 1
  • Ti 0.01 to 1
  • Sn 0 to 0.5
  • Cu 0.005 to 3
  • W 0.03 to 3
  • Co 0.05 to 3
  • Zr 0.03 to 0.5
  • Ca 0.0005 to 0.1
  • Vorbandes in particular with a thickness of greater than 3 mm, to 1000 ° C to 1200 ° C and then hot rolling of the pre-strip to a hot strip or plate or hot rolling of the pre-strip without reheating from the
  • annealing temperature 610 to 780 ° C
  • annealing time 1 minute to 48 hours
  • Annealing temperature 610 to 780 ° C
  • annealing time 1 minute to 48 hours
  • Retained austenite content in the structure under mechanical stress has a TRIP and / or TWIP effect.
  • Hot strip is wound at a temperature of 780 ° C maximum.
  • Heavy plate bands with thicknesses above 3 mm which can certainly be wound up, for example, at a thickness of 5 mm.
  • Heavy plate with a larger thickness, for example 50 mm is tabulated after hot rolling to sheet material because it can no longer be wound. Also, if required, the hot or cold strip can be tabbed.
  • the hot-rolling temperature is between 950 ° C and Ac 1 + 50 K.
  • Typical thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm.
  • the slab or thin slab is hot rolled into a hot strip or plate with a thickness of 70 mm to 1, 5 mm or hot rolled near the endabmids close cast stock is hot rolled to a hot strip with a thickness of 8 mm to 1 mm.
  • the cold strip according to the invention has a thickness of, for example, greater than 0.15 mm.
  • reheating temperatures in the range of 720 ° C to 1200 ° C are provided. If only a few rolling passes are required, the reheat temperature can be selected at the lower end of the range.
  • the hot strip as well as the heavy plate may optionally be subjected to a heat treatment in the temperature range between 610 and 780 ° C for 1 minute to 48 hours, with higher temperatures being assigned to shorter treatment times and vice versa.
  • the annealing can be done both in a bell annealing (longer annealing
  • Annealing times as well as for example in a continuous annealing (shorter annealing times) done.
  • the heat treatment can also be omitted if the hot strip or plate already has the finished performance characteristics.
  • the cold rolling of the annealed hot strip is optionally carried out with the aim of setting the thicknesses required for the end application of greater than or equal to 0.15 mm.
  • a further annealing process can be carried out optionally coupled with a coating process and finally your skin-pass process, with which the surface structure required for the end-use application is adjusted.
  • the flat steel product is hot-dip or electrolytically galvanized or metallic, inorganic or organic coated.
  • a flat steel product produced by the process according to the invention in the form of a heavy plate, hot strip or cold strip has a tensile strength Rm> 800 to 1700 MPa and an elongation at break A50 of 6 to 45%, preferably> 8 to 45%. High strengths tend to be associated with lower elongations at break and vice versa.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten aluminiumhaltigen Manganstahl mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts-%): C: 0,01 bis < 0,3;; Mn: 4 bis < 10; Al: > 1 bis 4; Si: 0,01 bis 1; Cr: 0,1 bis 4; Mo; 0,02 bis 1; P: < 0,1; S: < 0,1; N: < 0,3; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): V: 0,01 bis 1; Nb: 0,01 bis 1; Ti: 0,01 bis 1; Sn: 0 bis 0,5; Cu: 0,005 bis 3; W: 0,03 bis 3; Co: 0,05 bis 3; Zr: 0,03 bis 0,5 und Ca: 0,0005 bis 0,1, dereine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften aufweist. Auch betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt.

Description

Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
Die Erfindung betrifft einen hochfesten aluminiumhaltigen Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt.
Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein höherfester manganhaltiger Stahl, ein Stahlflachprodukt aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlflachprodukts bekannt. Der Stahl besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1 ,0; AI: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 ; sowie Rest Eisen und unvermeidbarer Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe„V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe
Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte
Umformbarkeit besitzt. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgende
Arbeitsschritte: - Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze, - Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als
Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird, oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird, - Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine
Warmwalzstarttemperatur von 1 150 bis 1000 °C zu bringen, - Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800 °C betragenden
Warmwalzendtemperatur beendet wird, - Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von < 700 °C.
Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, einen hochfesten aluminiumhaltigen Manganstahl mit guten Umformeigenschaften und einem erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt zu schaffen, die bezogen auf den Stahl eine gute Kombination von Festigkeits- und Umformeigenschaften bieten.
Diese Aufgabe wird durch einen hochfesten aluminiumhaltigen Manganstahl mit den Merkmalen des Anspruchs 1 , ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, insbesondere unter Verwendung des vorgenannten Stahls, mit den Merkmalen des Anspruchs 12 und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 14 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den
Unteransprüchen angegeben.
Erfindungsgemäß bietet ein hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts-%): C: 0,01 bis < 0,3; ; Mn: 4 bis < 10; AI: > 1 bis 4; Si: 0,01 bis 1 ; Cr: 0,1 bis 4; Mo; 0,02 bis 1 ; P: < 0,1 ; S: < 0,1 ; N: < 0,3; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): V: 0,01 bis 1 ; Nb: 0,01 bis 1 ; Ti: 0,01 bis 1 ; Sn: 0 bis 0,5; Cu: 0,005 bis 3; W: 0,03 bis 3; Co: 0,05 bis 3; Zr: 0,03 bis 0,5 und Ca: 0,0005 bis 0,1 eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen Manganstahls mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, Cr, AI, Si und Mo relativ kostengünstig. Aufgrund des erhöhten AI-Gehalts weist der Stahl eine geringere spezifische Dichte im Vergleich zu anderen niedrig AI-legierten
Manganstählen mit mittleren Mangangehalten auf. Der erfindungsgemäße
Manganstahl zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) aus. Dies wird durch eine Ausscheidung von
Molybdänkarbid erreicht, welches als Wasserstofffalle fungiert.
Der erfindungsgemäße Stahl weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus Ferrit und/oder Martensit und/oder Bainit sowie Restaustenit auf und einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Der Restaustenitanteil beträgt 5 % bis 65 %. Der Restaustenit wird bei Aufbringen hoher mechanischer Spannungen durch den TRIP-Effekt teilweise oder vollständig in Martensit umgewandelt. Durch den TRIP-Effekt steigt die Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit deutlich an.
Die Verwendung des Begriffs„bis" in den Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gew.-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.
Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von
höherfestem Grobblech, Warm- und Kaltband, welches mit einem metallischen oder nichtmetallischen Überzug versehen werden kann. Eine Anwendung unter anderem im Fahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt und Hausgerätetechnik ist denkbar.
In vorteilhafter Weise weist der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von > 800 bis 1700 MPa auf und eine Bruchdehnung A50 von 6 bis 45%, vorzugsweise von > 8 bis 45%. Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 ein Probekörper A50 verwendet.
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 und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die
Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben:
Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gew.-% festgelegt wird. Um eine ausreichende Festigkeit des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,01 Gew.-% erforderlich. Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gew.-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 10 Gew.-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die Streckgrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 10 Gew.-% bevorzugt.
Aluminium AI: Ein AI-Gehalt von größer 1 Gew.-% verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das
Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte an AI von mehr als 4 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Unter 4 Gew.-% verzögert AI die Ausscheidung von Karbiden. Daher wird ein maximaler Gehalt von 4 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von > 1 Gew.-% festgelegt.
Silizium Si: Behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des
Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 1 Gew.-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die
Beschichtbarkeit beispielsweise durch Verzinken negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 1 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von 0,01 Gew.-% festgelegt.
Vorzugsweise wird ein maximaler Gehalt von kleiner als 1 Gew.-% festgelegt.
Chrom Cr: Verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit kleiner 4 Gew.-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der
Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,1 Gew.- % festgelegt.
Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den
Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 1 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 1 Gew.-% und ein Minimalgehalt von 0,02 Gew.-% festgelegt wird.
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 Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf kleiner 0,1 Gew.-% begrenzt.
Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften
verschlechtert werden . Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf kleiner 0,1 Gew.-% begrenzt.
Stickstoff N: N ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer gleich 4% Gew.-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle < 4 Gew.-% 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
beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium, Vanadium, Niob oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf kleiner 0,3 Gew.-% begrenzt.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1 Gew.-% pro Element). Sie wirken im Gegensatz zu den
Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen
Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.
Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und
Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1 Gew.-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein
Mindestgehalt von größer gleich 0,02 Gew.-% und ein Maximalgehalt von kleiner gleich 1 Gew.-% vorgesehen.
Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 1 Gew.-% verschlechtern die
Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 1 Gew.-% festgelegt wird. Mindestgehalte von 0,02 Gew.-% können bevorzugt vorgesehen werden.
Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich Kupfer bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein
Maximalgehalt von kleiner gleich 0,5 Gew.-% und ein Minimalgehalt bei 0,005 Gew.- % vorgesehen werden.
Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte oberhalb 3 Gew.-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gew.-% und ein Minimalgehalt von 0,005 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Minimalgehalt von 0,5 Gew.-% vorgesehen.
Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 3 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gew.-% und ein Minimalgehalt von 0,03 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Minimalgehalt von 0,05 Gew.-%
vorgesehen. Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 3 Gew.-% verschlechtern die
Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von kleiner gleich 3 Gew.-% und ein Minimalgehalt von 0,05 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Minimalgehalt von 0,08 Gew.-% vorgesehen.
Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% und ein Minimalgehalt von 0,03 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Minimalgehalt von 0,05 Gew.-% vorgesehen.
Kalzium Ca: Kalzium wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die
Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Um eine entsprechende Wirkung zu entfalten, ist ein optional Mindestgehalt von 0,0005 Gew.-% notwendig. Gehalte von oberhalb 0,1 Gew.-% Ca bringen keinen weiteren Vorteil bei der
Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sollten aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen vermieden werden. Daher ist ein Maximalgehalt von 0,1 Gew.-% vorgesehen.
Erfindungsgemäß liefert ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, insbesondere aus dem vorbeschriebenen Stahl, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,01 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: > 1 bis 4; Si: 0,01 bis 1 ; Cr: 0,1 bis 4; Mo: 0,02 bis 1 ; P: < 0,1 ; S: < 0,1 ; N: < 0,3; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehrerer der folgenden Elemente (in
Gewichts-%): V: 0,01 bis 1 ; Nb: 0,01 bis 1 ; Ti: 0,01 bis 1 ; Sn: 0 bis 0,5; Cu: 0,005 bis 3; W: 0,03 bis 3; Co: 0,05 bis 3; Zr: 0,03 bis 0,5 und Ca: 0,0005 bis 0,1 ; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsna- hen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der
Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050 °C bis 1250 °C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Grobblech oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten
Vorbandes, insbesondere mit einer Dicke von größer als 3 mm, auf 1000 °C bis 1200 °C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Grobblech oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der
Gießhitze zu einem Warmband oder Grobblech mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
- Aufhaspeln des Warmbandes und optional des Grobblechs bei einer Haspeltemperatur zwischen 780 °C und Raumtemperatur,
- Optionales Glühen des Warmbandes oder Grobblechs mit folgenden Parametern: Glühtemperatur: 610 bis 780 °C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
- Optionales Kaltwalzen des Warmbandes oder des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm zu Kaltband,
- Optionales Glühen des Kaltbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 610 bis 780 °C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
ein Stahlflachprodukt mit einer guten Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften, sowie einem erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung, welches aufgrund seines
Restaustenitgehalts im Gefüge bei mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist.
In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen zu dem erfindungsgemäßen Stahl verwiesen. Das Verfahren führt zu einem Stahlprodukt in Form eines Grobblechs, Warm- oder Kaltbands. Es ist vorgesehen, dass das
Warmband bei einer Temperatur von maximal 780 °C aufgewickelt wird. Als
Untergrenze ist die Raumtemperatur angegeben, da die Aufwickeltemperatur nur geringen Einfluss auf spätere Verarbeitungseigenschaften hat. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung werden als Grobblech Bänder mit Dicken über 3 mm bezeichnet, wobei diese durchaus beispielsweise bei einer Dicke von 5 mm noch aufgewickelt werden können. Grobblech mit größerer Dicke, beispielsweise 50 mm wird nach dem Warmwalzen zu Tafelmaterial abgetafelt, da es nicht mehr gewickelt werden kann. Auch kann bei Bedarf das Warm- oder Kaltband abgetafelt werden.
Üblicherweise liegt die Warmwalzendtemperatur zwischen 950 °C und Ac1 + 50 K.
Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Grobblech mit einer Dicke von 70 mm bis 1 ,5 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 1 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von beispielsweise größer 0,15 mm.
Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufigen Walzen, keine 100%- Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei- Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Warmwalzen entfallen kann.
Für das Warmwalzen des Vorbandes aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalen Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens sind Wiedererwärm-Temperaturen im Bereich von 720 °C bis 1200 °C vorgesehen. Müssen nur noch wenige Walzstiche erfolgen, kann die Wiedererwärm-Temperatur am unteren Ende des Bereichs gewählt werden.
Das Warmband, wie auch das Grobblech kann optional einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich zwischen 610 und 780 °C für 1 Minute bis 48 h unterzogen werden, wobei höhere Temperaturen kürzeren Behandlungszeiten und umgekehrt zugeordnet werden. Die Glühung kann sowohl in einer Haubenglühe (längere
Glühzeiten), als auch beispielsweise in einer Durchlaufglühe (kürzere Glühzeiten) erfolgen. Die Wärmebehandlung kann ebenso entfallen, sofern das Warmband bzw. Grobblech bereits die fertigen Gebrauchseigenschaften aufweist. Im Anschluss an den Glühvorgang erfolgt optional das Kaltwalzen des geglühten Warmbandes mit dem Ziel, die für die Endanwendung benötigten Dicken von größer gleich 0,15 mm einzustellen. Hieran anschließend kann ein weiterer Glühprozess durchgeführt werden gegebenenfalls gekoppelt mit einem Beschichtungsprozess und abschließend deinem Dressierprozess, mit dem die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird.
Vorzugsweise wird das Stahlflachprodukt schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen.
Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt in Form eines Grobblechs, Warmbandes oder Kaltbandes weist eine Zugfestigkeit Rm > 800 bis 1700 MPa und eine Bruchdehnung A50 von 6 bis 45%, vorzugsweise > 8 bis 45% auf. Hierbei sind hohen Festigkeiten tendenziell niedrigeren Bruchdehnungen zuzuordnen und umgekehrt.

Claims

Patentansprüche
1 . Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl mit folgender chemischer
Zusammensetzung (in Gewichts-%):
C: 0,01 bis < 0,3
Mn: 4 bis < 10
AI: > 1 bis 4
Si: 0,01 bis 1
Cr: 0,1 bis 4
Mo: 0,02 bis 1
P: < 0,1
S: < 0,1
N: < 0,3
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
V: 0,01 bis 1
Nb: 0,01 bis 1
Ti: 0,01 bis 1
Sn: 0 bis 0,5
Cu: 0,005 bis 3
W: 0,03 bis 3
Co: 0,05 bis 3
Zr: 0,03 bis 0,5
Ca: 0,0005 bis 0,1
2. Stahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Si: 0,01 bis < 1
3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
V: 0,02 bis 1
4. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält: Nb: 0,02 bis 1
5. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Ti: 0,02 bis 1
6. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Sn: 0,005 bis 0,5
7. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Cu: 0,5 bis 3
8. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
W: 0,05 bis 3
9. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Co: 0,08 bis 3
10. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts-%) enthält:
Zr: 0,05 bis 0,5
1 1 . Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine Zugfestigkeit Rm > 800 bis 1700 MPa und eine Bruchdehnung A50 6 bis 45%, vorzugsweise > 8 bis 45% aufweist.
12. Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, insbesondere aus einem Stahl nach einem der vorgenannten Ansprüche 1 bis 1 1 , umfassend die Schritte: - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%):
C: 0,01 bis < 0,3
Mn: 4 bis < 10 AI: > 1 bis 4
Si: 0,01 bis 1
Cr: 0,1 bis 4
Mo: 0,02 bis 1
P: < 0,1
S: < 0,1
N: < 0,3
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler
Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): V: 0,01 bis 1
Nb: 0,01 bis 1
Ti: 0,01 bis 1
Sn: 0 bis 0,5
Cu: 0,005 bis 3
W: 0,03 bis 3
Co: 0,05 bis 3
Zr: 0,03 bis 0,5
Ca: 0,0005 bis 0,1
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsna- hen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der
Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahren,
- Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050 °C bis 1250 °C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Grobblech oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten
Vorbandes, insbesondere mit einer Dicke von größer 3 mm, auf 1000 °C bis 1200 °C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Grobblech oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband oder Grobblech mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
- Aufhaspeln des Warmbandes und optional des Grobblechs bei einer Haspeltemperatur zwischen 780 °C und Raumtemperatur,
- Optionales Glühen des Warmbandes oder Grobblechs mit folgenden Parametern: Glühtemperatur: 610 bis 780 °C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
- Optionales Kaltwalzen des Warmbandes oder des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm zu Kaltband,
- Optionales Glühen des Kaltbandes mit folgenden Parametern:
Glühtemperatur: 610 bis 780 °C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Bramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 70 mm bis 1 ,5 mm warmgewalzt wird oder das Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 1 mm warmgewalzt wird.
14. Stahlflachprodukt hergestellt nach einem Verfahren der Ansprüche 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit Rm des Stahlflachprodukts > 800 bis 1700 MPa beträgt und die Bruchdehnung A50 des Stahlflachprodukts 6 bis 45%, vorzugsweise > 8 bis 45% beträgt.
15. Stahlflachprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass dieses schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt ist oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen ist.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016110661A1 (de) * 2016-06-09 2017-12-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl
DE102017223633A1 (de) 2017-12-21 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit metallischer Korrosionsschutzschicht und Verfahren zur Herstellung eines solchen
DE102018132860A1 (de) 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
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DE102018132901A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
CN111575466B (zh) * 2020-06-29 2021-10-22 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热强耐蚀钢的热处理制备方法
DE102023117976A1 (de) 2022-08-23 2024-02-29 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Elektromechanischer Aktuator
WO2024041687A1 (de) 2022-08-23 2024-02-29 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Elektromechanischer aktuator
CN116356233A (zh) * 2023-04-11 2023-06-30 重庆大学 一种利用形变孪晶提高锆合金抗氢脆性能的方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6054374B2 (ja) * 1982-04-21 1985-11-29 新日本製鐵株式会社 オ−ステナイト鋼板および鋼帯の製造方法
FR2796083B1 (fr) * 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
EP1832667A1 (de) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Herstellungsverfahren von Stahlblechen mit hoher Festigkeit, Duktilität sowie Zähigkeit und so hergestellte Bleche.
WO2007138752A1 (ja) * 2006-06-01 2007-12-06 Honda Motor Co., Ltd. 高強度鋼板およびその製造方法
EP1990431A1 (de) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Verfahren zur Herstellung von kalt gewalzten und geglühten Stahlblechen mit sehr hoher Festigkeit und so hergestellte Bleche
KR100985298B1 (ko) * 2008-05-27 2010-10-04 주식회사 포스코 리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법
KR101330903B1 (ko) * 2008-11-05 2013-11-18 혼다 기켄 고교 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
RU2493266C2 (ru) * 2009-03-11 2013-09-20 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Способ изготовления горячекатаной полосы и изготовленная из ферритной стали горячекатаная полоса
EP2383353B1 (de) 2010-04-30 2019-11-06 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
KR101536845B1 (ko) * 2011-03-28 2015-07-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101632778B1 (ko) * 2011-05-25 2016-06-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
US9617614B2 (en) * 2011-10-24 2017-04-11 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high strength steel sheet having excellent formability
KR101382981B1 (ko) * 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
KR101748510B1 (ko) * 2013-02-26 2017-06-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 베이킹 경화성과 저온 인성이 우수한 인장 최대 강도 980㎫ 이상의 고강도 열연 강판

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