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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils mit Bereichen unterschiedlicher Duktilität.
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Im Automobilbau bestehen weiterhin große Bestrebungen, den Kraftstoffverbrauch und die damit verbundenen Emissionen zu reduzieren. Hierbei steht insbesondere der Automobilindustrie der Wunsch im Vordergrund, durch neue Materialien eine Gewichtsreduzierung des Fahrzeuges vorzunehmen. Dabei können prinzipiell zwei Wege eingeschlagen werden. Einerseits kann hier ein Ziel die Herstellung von Stahllegierungen mit einem geringeren spezifischen Gewicht sein, welche ansonsten die bisherigen günstigen Eigenschaften beibehalten. Andererseits kann eine Gewichtsreduzierung durch Verringerung des Bauteilquerschnittes durch den Einsatz von hoch und höherfesten Stahlwerkstoffen erreicht werden.
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Es ist darüber hinaus bekannt, warmgeformte Bauteile für beispielsweise Strukturbauteile wie B-Säulen, Streben und Längsträger mit über dem Formbauteil verteilt gleich bleibende Eigenschaften herzustellen. Dies geschieht durch eine komplette Erwärmung der Ausgangsplatine bzw. des Formbauteils mit einem anschließenden Warmumformschritt bzw. Härten. In verschiedenen Anwendungsfällen der Kraftfahrzeugtechnik sollen Formbauteile über bestimmte Bereiche eine hohe Festigkeit, über andere Bereiche wiederum eine im Verhältnis dazu höhere Duktilität aufweisen. Hierbei ist bereits bekannt, über Wärmebehandlungen ein Bauteil so zu behandeln, dass es lokal Bereiche höherer Festigkeit oder höherer Duktilität aufweist.
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So zeigt die
DE 197 43 802 C2 ein Verfahren auf, ein Formbauteil mit Bereichen unterschiedlicher Duktilität herzustellen, indem eine Ausgangsplatine vor oder nach dem Pressen nur partiell erwärmt oder bei einer vorausgegangenen homogenen Erwärmung in den Bereichen mit gewünschter höherer Duktilität gezielt nacherwärmt wird. Vorzugsweise geschieht die partielle Erwärmung induktiv.
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Die
DE 200 14 361 U1 beschreibt eine B-Säule, die ebenfalls Bereiche unterschiedlicher Festigkeit besitzt. Die Herstellung der B-Säule erfolgt im Warmformprozess, wobei ausgehend von einer Formplatine oder einem vorgeformten Längsprofil dieses im Ofen austenitisiert wird und anschließend in einem gekühlten Werkzeug umgeformt/gehärtet wird. Im Ofen können großflächige Bereiche des Werkstücks gegen die Temperatureinwirkung isoliert werden, wobei in diesen Bereichen die Austenitisierungstemperatur nicht erreicht wird und sich demnach im Werkzeug bei der Härtung kein martensitisches Gefüge einstellt.
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Die
DE 102 56 621 B3 beschreibt ein Verfahren, bei dem eine Ausgangsplatine oder ein vorgeformtes Bauteil während des Transports durch einen Durchlaufofen gleichzeitig mindestens zwei nebeneinander in Durchlaufrichtung angeordneten Zonen des Durchlaufofens mit unterschiedlichen Temperaturniveaus durchläuft. Eine Zone 1 des Durchlaufofens ist dabei auf eine Temperatur A eingestellt und eine andere Zone 2 auf eine Temperatur B, die höher ist als Temperatur A. Dadurch erwärmt sich das Halbzeug in den Bereichen, in denen es den Durchlaufofen in Zone 1 durchläuft auf Temperatur A und in den Bereichen, in denen es Zone 2 durchläuft auf Temperatur B. Anschließend wird das auf diese Weise unterschiedlich erwärmte Halbzeug einem Warmformprozess und/oder Härteprozess unterworfen, wodurch sich in dem zuvor auf Temperatur A erwärmten Bereich 1 des Bauteils ein im Verhältnis zu dem auf Temperatur B erwärmten Bereich 2 des Bauteils duktileres Gefüge einstellt.
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Die
DE 102 08 216 C1 beschreibt ein Verfahren, bei dem eine Ausgangsplatine bzw. ein vorgeformtes Bauteil in einem Durchlaufofen auf Austenitisierungstemperatur gebracht wird und Bereiche erster Art der Platine bzw. des vorgeformtes Bauteil, die im späteren Endbauteil duktiler sind, von einer bestimmten Abkühl-Starttemperatur aktiv z. B. mit Pressluft abgeschreckt werden, wobei das aktive Abschrecken beendet wird, wenn eine vorgegebene Stopptemperatur erreicht ist. Anschließend werden diese Bereiche annähernd isotherm zur Umwandlung des Austenits in ein Gefüge mit hohem Ferrit- und/oder Perlitanteil gehalten. Währenddessen wird in Bereichen zweiter Art, die im Endbauteil im Verhältnis geringere Duktilität aufweisen, eine Härtetemperatur erreicht, die mindestens so hoch ist, dass eine ausreichende Martensitbildung in diesen Bereichen während eines Härteprozesses stattfinden kann. Während in den Bereichen erster Art eine isotherme Umwandlung stattfindet, werden die Bereiche zweiter Art vorwiegend oder gänzlich im Austenitbereich gehalten. Einem zu starken Temperaturabfall kann hier beispielsweise mit einer Erwärmeinrichtung oder mit einem reflektierenden Spiegel entgegengewirkt werden.
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Diese Verfahren weisen in ihrer Umsetzung teilweise einige Probleme auf bzw. benötigen für die erfolgreiche Durchführung technische Hilfsmittel wie beispielsweise Isolierungsmaterialien, induktive Erwärmungsvorrichtungen bzw. aktive Kühlung, um die gewünschten unterschiedlichen Gefügebereiche im fertigen Bauteil einzustellen. Das Isolieren durch Abkapseln im Ofen ist technisch aufwendig, weil in jedem Zyklus jedes einzelne Teil eine eigene Isolierung braucht. Weiters lässt sich ein Ofen mit unterschiedlichen Temperaturzonen in Durchlaufrichtung speziell für vorgeformte Bauteile technisch schwer realisieren.
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Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils zu schaffen, mit welchem einfach und kostengünstig Bereiche unterschiedlicher Duktilität erzeugt werden können.
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Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
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Vorteilhafte Weiterbildungen sind in Unteransprüchen gekennzeichnet.
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Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird ein Stahlblechbauteil mit Bereichen unterschiedlicher Duktilität dadurch erzeugt, dass gezielt in gewünschten Flächenbereichen das Verhalten des Stahlblechs beim Erwärmen oder Abkühlen geändert wird. Bekannterweise verändert Stahl beim Erwärmen oder Abkühlen seine kristalline Struktur, so dass beim Erwärmen und/oder Abkühlen je nach Temperatur-Zeit-Verlauf unterschiedliche Phasen, z. B. Ferrit oder Perlit oder Austenit vorliegen. In ebenso bekannter Weise wird diese Phasenbildung dafür verwendet, bestimmte Eigenschaften eines aus diesen Stählen hergestellten Produktes zu beeinflussen. Ein Beispiel hierfür ist die Härtung, insbesondere die Härtung von Bor-Mangan-Stählen.
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Bei bekannten Verfahren werden aus derartigen Stählen beispielsweise Blechbauteile hergestellt, auf eine Temperatur aufgeheizt, bei der sich Austenit im Gefüge bildet, oder sogar eine vollständige Umwandlung in Austenit erzielt wird und anschließend rasch abgekühlt, so dass sich ein Härtungsgefüge bildet, welches es erlaubt, Festigkeiten bis ca. 1.500 MPa zu erzielen. Bei einer nicht vollständigen Austenitisierung, d. h. geringeren Temperaturen und/oder verringerten Haltezeiten kann das Gefüge homogen nur auf einen bestimmten Teil der absolut erzielbaren Härte gebracht werden. Üblicherweise werden diese Verfahren entweder am bereits umgeformten Blechbauteil durchgeführt oder eine Blechplatine wird auf die gewünschte Temperatur aufgeheizt, anschließend warm umgeformt und nach dem Warmumformen so schnell abgekühlt, dass das gewünschte Gefüge erzielt ist.
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Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird das Gefüge über die Fläche des Bauteils bzw. über die Fläche der Platine variabel gestaltet, d. h. es werden beim Aufheizen im Durchlaufofen und/oder Abkühlen des Halbzeugs beim Transfer vom Durchlaufofen in die Presse Bereiche mit unterschiedlichen Gefügestrukturen und damit unterschiedlichen Duktilitäten bzw. Härten erzeugt. Erfindungsgemäß gelingt dies dadurch, dass die Blechplatine oder das Stahlblechbauteil mit unterschiedlichen Oberflächen ausgebildet wird.
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Unterschiedliche Oberflächen meint im Sinne der Erfindung, dass Oberflächen vorhanden sind, die beim Aufheizen Wärme unterschiedlich aufnehmen bzw. reflektieren bzw. beim Abkühlen Wärme unterschiedlich abstrahlen. Diese Eigenschaft wird Emissivität genannt. Durch die Einstellung der Stärke der Emissivität kann erfindungsgemäß sehr feinfühlig das Wärmeaufnahme- und Wärmeabgabeverhalten des entsprechenden Bereichs gesteuert werden und damit auch das entsprechende Gefüge sowohl beim Aufheizen als auch beim Abkühlen.
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Ein erfindungsgemäßer Ansatz für die Beeinflussung der Emissivität ist die Verwendung einer metallischen Beschichtung auf dem Stahlbauteil bzw. der Ausgangsplatine und insbesondere eine metallische Beschichtung mit Zink oder auf Basis von Zink. Bekanntlich bilden Beschichtungen aus Zink bzw. auf der Basis von Zink auf Oberflächen von Stahlbauteilen beim Aufheizen im Grenzbereich zwischen Stahl Zinklegierungsschichten, wobei je nach Höhe und Anwendungsdauer der Temperatur auch eine Durchlegierung erzielbar ist. Es hat sich herausgestellt, dass Beschichtungen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen bezogen auf Zink und Eisen und unterschiedlichen Zinkschichtdicken zu unterschiedlichen Oberflächenemissivitäten bzw. Absorptionsgraden führen. Grund hierfür ist die verschieden starke Legierungsreaktion des Zinks mit dem darunter liegenden Eisen, was eine unterschiedlich starke Bildung von Oberflächenoxiden, im speziellen Zinkoxidverbindungen, zur Folge hat. Zinkoxidverbindungen zeigen typischerweise eine im optisch sichtbaren Bereich leicht grünliche bis dunkelbraune Färbung und entsprechend nimmt auch die Oberflächenemissivität zu. So führen höhere Zinkauflagen und/oder dicke Fe-Al Hemmschichten bei der Wärmebehandlung zu niedrigen Oberflächenemissivitäten, während niedrige Zinkauflagen und/oder dünne Fe-Al Hemmschichten zu hohen Oberflächenemissivitäten führen. Als Hemmschicht wird eine Schicht bezeichnet, die durch einen Aluminiumzusatz im Zinkbad zwischen dem Stahlsubstrat und der Zinkschicht während der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtung und ggf. nachfolgenden Wärmebehandlung auftritt.
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Erfindungsgemäß kann die Oberflächenemissivität aber auch durch zusätzliche Beschichtungen auf anorganischer und organischer Basis auf einer Zinkschicht und/oder Aluminium-Silizium Schicht – so genannte Feueraluminierte Schichten – und/oder dem blanken Metall bzw. durch Aufrauungen der Oberfläche durchgeführt werden.
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Erfindungsgemäß wird die Oberflächenemissivität über die Ausgangs-Zinkschichtdicke bei der Schmelztauchbeschichtung bzw. einer elektrolytischen Verzinkung des Stahlbandes eingestellt. Die Ausgangs-Zinkschichtdicke kann mittels variabler Einstellung des Abstreifdruckes bzw. zusätzlichen elektromagnetischen Feldern bei der Schmelztauchverzinkung eingestellt werden. Bei elektrolytischen Beschichtungen wird die aufzubringende Schichtdicke über die Stärke des elektrolytisch wirksamen Stromes gesteuert.
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Diese Einstellung der Schichtdicke schon bei der Beschichtung des Bandes wird dabei so ausgeführt, dass über die vorher schon bekannten Schnittbilder von aus einem Band herzustellenden Platinen und damit auch den damit festgelegten Bereichen unterschiedlicher Emissivität die entsprechende Ansteuerung, beispielsweise des Abstreifdruckes oder der die Elektrolyse beeinflussenden Parameter, ermittelt wird. Somit wird ein entsprechendes Stahlband schon bei der Beschichtung lage- und positionsgenau mit unterschiedlichen Beschichtungsdicken ausgebildet, welche nach dem Schneiden der Platine und gegebenenfalls dem Umformen bei einer Temperaturbehandlung die Bereiche unterschiedlicher Emissivität ergeben.
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Das so hergestellte Stahlband wird in Folge so platiniert, dass die Platine, aus der später das Bauteil durch direkte oder indirekte Warmumformung hergestellt wird, mind. zwei Bereiche unterschiedlicher Ausgangs-Zinkschichtdicke aufweist, wobei der im fertigen Bauteil duktilere Gefügebereich bei Ausnutzen der Oberflächenemissivität zur Gefügeeinstellung beim Erwärmen im Durchlaufofen im Bereich der hohen Ausgangs-Zinkauflage bzw. bei Ausnutzen der Oberflächenemissivität zur Gefügeeinstellung beim Abkühlen in der Zeit des Transfers der Platine bzw. des vorgeformten Bauteils vom Ofen in die Presse im Bereich der niedrigeren Ausgangs-Zinkauflage zu liegen kommt.
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Die Oberflächenbehandlung des Stahlbandes, um bereits vor und/oder während der Ofendurchlaufzeit unterschiedliche Oberflächenemissivitäten zu erzeugen, kann ferner auf unterschiedliche Weisen erfolgen.
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Dies kann erfindungsgemäß durch eine Mattierungsbehandlung, ein Dressieren, d. h. eine Mikrokonturierung der Oberfläche, oder eine zusätzliche anorganische und/oder organische Beschichtung erfolgen.
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Zusätzliche anorganische und/oder organische Beschichtungen können erfindungsgemäß beispielsweise phosphathaltige Substanzen sein, die definiert auf das Stahlband aber auch auf die Platine bzw. das vorgeformte Bauteil beispielsweise durch Tauchen, Sprühen oder Bedampfung appliziert werden können.
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Es ist somit möglich, die Halbzeugbereiche, die im Endzustand eine hohe Oberflächenemissivität aufweisen sollen, besonders stark absorbierend auszubilden, um einerseits beim Erhitzen im Durchlaufofen ein rasches Erreichen der Austenitisierungstemperatur bzw. andererseits ein rasches Abkühlen nach Ofenentnahme und somit die Bildung eines Mischgefüges zu ermöglichen, noch bevor der eigentliche Härte- bzw. Abkühlvorgang startet. Die Halbzeugbereiche können eine mattierte, wenig reflektierende bzw. dressierte Oberfläche erhalten oder mit einer temporären dunklen Schutzschicht oder beispielsweise mit einer Metalloxid- und/oder Metallnitridoberfläche versehen sein, welche eine besonders gute Aufnahme bzw. Abgabe von Wärmestrahlung ermöglicht.
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Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass es gelingt, härtbare Stähle, die für die Härtung einer Wärmebehandlung unterzogen werden müssen, mit Bereichen unterschiedlicher Duktilität auszubilden, wobei diese Ausbildung unterschiedlicher Duktilitäten inline am Band erfolgt, was eine erhebliche Kosteneinsparung zusätzlich aber auch eine hohe Prozesssicherheit gewährleistet. Zudem ist von Vorteil, dass ein harmonischer allmählicher Härteübergang erzielt wird, im Gegensatz zu aus mehreren Blechen unterschiedlichen Härteeigenschaften zusammengeschweißten Blechen (taylored welded blanks), die abrupte Übergänge besitzen.
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Weiters kann der Halbzeugbereich, der im Endbauteil ein gehärtetes, martensitisches Gefüge aufweisen soll, durch ein im Infrarotbereich reflektierendes Element und/oder eines zusätzlichen Heizelements, beispielsweise in Form einer Stahlplatte bzw. -formteils als integraler Bestandteil des Halbzeugträgersystems im Durchlaufen nach Entnahme aus dem Ofen von einem zu raschen Abkühlen behindert werden, da in diesem Fall ein freies Abkühlen an der Umgebungsluft unterbunden wird.
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Es ist ferner erfindungsgemäß möglich, die unterschiedlich vorhandenen bzw. sich im Durchlaufofen unterschiedlich ausbildenden Oberflächenemissivitäten insofern zu nutzen, dass in einem Zonendurchlaufofen beispielsweise erst in der letzten separaten Zone in einem Halbzeugteilbereich mit hoher Oberflächenemissivität die Austenitisierungstemperatur überschritten wird, während in anderen Halbzeugbereichen mit deutlich niedriger Oberflächenemissivität die Austenitisierungstemperatur bei Ofenentnahme nicht erreicht wird und somit bei der anschließenden direkten und/oder indirekten Warmumformung wieder Bereiche unterschiedlicher Duktilität entstehen.
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Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen hierbei:
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1: den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine mit unterschiedlicher Ausgangs-Zinkauflage in einem Strahlungsofen mit 900°C;
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2: Bereiche unterschiedlicher Emissivität einer Platine nach Ofenentnahme mit niedriger und hoher Ausgangs-Zinkauflage;
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3: den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine mit einer homogenen, hohen Ausgangs-Zinkauflage, wobei ein Bereich zur Erzeugung einer unterschiedlichen Emissivität mit einer Zink-Phosphat-Schicht beschichtet ist in einem Strahlungsofen mit 900°C;
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4: Bereiche unterschiedlicher Emissivität einer Platine vor und nach Erwärmung mit einem Zink-Phosphat bedeckten Bereich 1b und einem Bereich mit niedriger Ausgangszinkauflage 2b;
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5: den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine mit unterschiedlicher Ausgangs-Zinkauflage nach Entnahme aus dem Strahlungsofen mit 900°C;
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6: den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine mit einer homogenen, niedrigen Ausgangs-Zinkauflage, wobei ein Bereich zur Erzeugung einer unterschiedlichen Emissivität mit einer Bornitridbasislösung beschichtet ist nach Entnahme aus einem Strahlungsofen mit 900°C;
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7: Bereiche unterschiedlicher Emissivität einer Platine nach Ofenentnahme mit niedriger Ausgangszinkauflage 1c und einem Bereich mit einer zusätzlichen Bornitridbasisbeschichtung 2c;
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1 zeigt den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine (2) mit unterschiedlicher Zinkauflage in einem Strahlungsofen mit 900°C. Während der Bereich 1a der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z140 g/m2 beschichtet ist, sich rasch aufgrund der sich ausbildenden Oberflächenoxide auf über Austenitisierungstemperatur erwärmt, steigt die Temperatur des anderen Bereichs 2a der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z275 g/m2 beschichtet ist, vergleichsweise langsam an und ist – während der andere Bereich schon vollaustenitisch ist – noch immer unterhalb der Austenitisierungstemperatur. Erst nach einer längeren Verweilzeit im Ofen, kommt es zu einem Angleich der beiden Temperaturen. Wird die so erwärmte Platine zwischen zwei wassergekühlten Stahlplatten gehärtet, noch bevor der Bereich 2a die Austenitisierungstemperatur erreicht, stellen sich zwei unterschiedliche Gefügebereiche ein. Während Bereich 1a vollmartensistisch wird, zeigt sich im Bereich 2a eine Mischgefüge aus vorzugsweise Ferrit, Perlit und Bainit mit typischen mechanischen Eigenschaften von Rp0.2 > 300–400 MPa, Rm > 500–700 MPa und A > 16%.
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3 zeigt den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine (4) mit einer homogenen Zinkauflage von Z275 g/m2 – wobei der Teilbereich 1b mit einer Zinkphosphatschicht bedeckt ist – in einem Strahlungsofen mit 900°C. Während der Bereich 1b der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z275 g/m2 und einer Zinkphosphatschicht beschichtet ist, sich rasch aufgrund der sich ausbildenden Oberflächenoxide und der optisch dunkleren phosphathaltigen Schicht auf über Austenitisierungstemperatur erwärmt, steigt die Temperatur des Bereichs 2b der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z275 g/m2 beschichtet ist, vergleichsweise langsam an und ist – während der andere Bereich schon vollaustenitisch ist – noch immer unterhalb der Austenitisierungstemperatur. Erst nach einer längeren Verweilzeit im Ofen, kommt es zu einem Angleich der beiden Temperaturen. Wird die so erwärmte Platine zwischen zwei wassergekühlten Stahlplatten gehärtet, noch bevor der Bereich 2b eine Temperatur von ca. 820°C erreicht, stellen sich zwei unterschiedliche Gefügebereiche ein. Während Bereich 1b vollmartensistisch wird, zeigt sich im Bereich 2b eine Mischgefüge aus vorzugsweise Ferrit, Perlit und Bainit mit typischen mechanischen Eigenschaften von Rp0.2 > 300–400 MPa, Rm > 500–700 MPa und A > 16%.
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5 zeigt den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 1 mm dicken Platine (2) mit unterschiedlicher Zinkauflage nach der Entnahme aus einem Strahlungsofen mit 900°C, wobei die gesamte Platine auf annähernd Ofentemperatur erwärmt wurde, also vollaustenitisch ist. Während der Bereich 1a der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z140 g/m2 beschichtet ist, und rasch aufgrund der sich ausbildenden Oberflächenoxide, d. h. mit einer hohen Oberflächenemissivität, an der Umgebungsluft auskühlt, nimmt die Temperatur des anderen Bereichs 2a der Platine, der mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z275 g/m2 beschichtet ist, vergleichsweise langsam ab. Wird die Platine zwischen wassergekühlten Stahlplatten so gehärtet, dass der Bereich 1a den Temperaturbereich zwischen ca. 700°C und ca. 600°C zur Bildung eines Mischgefüges durchlaufen hat und dass der Bereich 2a eine Temperatur von ca. 700°C noch nicht unterschritten hat, stellen sich zwei unterschiedliche Gefügebereiche ein. Während Bereich 2a vollmartensitisch wird, zeigt sich im Bereich 1a ein Mischgefüge aus vorzugsweise Ferrit, Perlit und Bainit mit typischen mechanischen Eigenschaften von Rp0.2 > 300–400 MPa, Rm > 500–700 MPa und A > 16%.
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6 zeigt den Temperatur-Zeit-Verlauf einer 2 mm dicken Platine (7) mit einer homogene Zinkauflage von Z140 g/m2 – wobei der Teilbereich 2c mit einer Bornitridschicht bedeckt ist – nach der Entnahme aus einem Strahlungsofen mit 900°C, wobei die gesamte Platine auf annähernd Ofentemperatur erwärmt wurde, also vollaustenitisch ist. Während der Bereich 1c der Platine, der nur mit einer Schmelztauchbeschichtung von Z140 g/m2 beschichtet ist, und rasch aufgrund der sich ausbildenden Oberflächenoxide, d. h. mit einer hohen Oberflächenemissivität, an der Umgebungsluft auskühlt, nimmt die Temperatur des anderen Bereichs 2c der Platine, der mit Bornitrid beschichtet ist und zu einer vergleichsweisen niedrigen Oberflächenemissivität nach Ofenentnahme führt, relativ zu Bereich 1c langsam ab. Wird die Platine zwischen wassergekühlten Stahlplatten so gehärtet, dass der Bereich 1c den Temperaturbereich zwischen ca. 700°C und ca. 600°C zur Bildung eines Mischgefüges durchlaufen hat und dass der Bereich 2c eine Temperatur von ca. 700°C noch nicht unterschritten hat, stellen sich zwei unterschiedliche Gefügebereiche ein. Während Bereich 2c vollmartensitisch wird, zeigt sich im Bereich 1c ein Mischgefüge aus vorzugsweise Ferrit, Perlit und Bainit mit typischen mechanischen Eigenschaften von Rp0.2 > 300–400 MPa, Rm > 500–700 MPa und A > 16%.
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Die Erfindung ist hierbei nicht auf härtbare Stähle, beispielsweise vom Typ 22MnB5, beschränkt. Das beschriebene Verfahren ist so z. B. auch auf Dualphasenstähle, Komplexphasenstähle aber auch TRIP-Stähle (Transformation Induced Plasticity) oder TWIP-Stähle (Twinning Induced Plasticity) anwendbar.
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Wie gezeigt, gelingt es mit der Erfindung, das Gefüge über die Fläche eines Bauteils bzw. über die Fläche einer Platine variabel zu gestalten, wobei es gelingt, beim Aufheizen und Abkühlen, Bereiche mit unterschiedlichen Gefügestrukturen und damit unterschiedlichen Duktilitäten bzw. Härten zu erzeugen.
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Hierbei ist das erfindungsgemäße Verfahren besonders günstig, denn es gelingt, die Oberfläche des Stahlblechbandes inline, d. h. in einem laufenden Bandprozess, durchzuführen. Bei den Stahlblechbändern kann von Anfang an festgelegt werden, wo die Bereiche unterschiedlicher Duktilität positioniert sein sollen. Dem entsprechend kann mit variablen Abstreifdüsen oder elektrischen Feldern in diesen Bereichen die Zinkauflage wie gewünscht eingestellt werden. Im weiteren Prozess können dann die entsprechenden Schnitte und Stanzungen erfolgen.
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Alternativ hierzu oder ergänzend können die vorbestimmten Bereiche unterschiedlicher Duktilität mit Beschichtungen, Aufrauungen, usw. auch zweidimensional über die Ausgangsplatine bzw. über das vorgeformte Bauteil ausgebildet werden. Diese Vorgehensweise ist insbesondere für das selektive lokale Beschichten und somit Einstellen der Oberflächenemissivität geeignet, womit lokal auf dem fertigen Bauteil die Duktilität je nach Anforderung eingestellt werden kann. Eine Möglichkeit besteht beispielsweise darin, die zusätzlichen anorganischen und/oder organischen Beschichtungen durch selektives Aufpinseln oder Aufwalzen, d. h. eine Übertragung über eine rotierende Walze, auf die Metalloberfläche aufzubringen. Das Auftragen kann auch durch selektives Aufsprühen, Aufspritzen oder Aufdrucken mittels einer geeigneten Sprüh-, Spritz- oder Druckeinrichtung (beispielsweise durch Siebdruck) oder eines geeigneten Druckersystems oder auf eine an sich bekannte andere Art und Weise erfolgen.
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Durch die beschriebene Vorgehensweise lassen sich gewünschte duktile und weniger duktile Bereiche nahezu beliebiger Gestalt mit einfachen Beschichtungssystemen bei geringen Kosten sehr einfach, schnell und präzise aufbringen. Die beschriebenen Verfahren ermöglichen weiters eine hohe Flexibilität und sind insbesondere für dreidimensionale, vorgeformte Stahlbauteile mit unterschiedlichsten Geometrien geeignet. So können auf einfache Art und Weise dreidimsionale Stanzteile selektiv mit Beschichtungen zur gezielten Einstellung der Oberflächenemissivität versehen werden.
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Da diese Prozesse nicht erst bei der fertigen Platine oder beim umzuformenden Bauteil erfolgen soll, sondern schon zu einem sehr frühen Stadium, wird der Aufwand minimiert und damit die Kosten gesenkt.
