DE102008035714A1

DE102008035714A1 - Stahlblech zum Warmpreßformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaft hat, Verfahren zum Herstellen desselben, Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben, und damit hergestellte Teile

Info

Publication number: DE102008035714A1
Application number: DE102008035714A
Authority: DE
Inventors: Yeol Rae Gwangyang Cho; Jin Keun Gwangyang Oh; Sung Ho Gwangyang Park
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2008-03-24
Filing date: 2008-07-30
Publication date: 2009-10-08
Anticipated expiration: 2028-07-31
Also published as: US20090238715A1; CN103725961A; SK288248B6; CN101545071B; LU91466B1; US9255313B2; KR20090101684A; DE102008035714B4; DE102008035714B9; CN101545071A; KR101010971B1; SK50632008A3; CN103725961B; MX2008009687A

Abstract

Ein Stahlblech zum Warmpressumformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaft hat, wobei die Wärmebehandlung innerhalb eines niedrigeren Temperaturbereichs als bei einem herkömmlichen Stahlblech durchgeführt wird, wenn Warmpressumformen oder Nachvergüten nach dem Kaltformen erfolgt, ein Verfahren zum Herstellen desselben sowie ein Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben. Das Stahlblech hat eine Zusammensetzung (in Gew.-%) von: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%; Silicium (Si): 0,5% oder weniger; Mangan (MN): 1,5 bis 2,2%; Phosphor (P): 0,025% oder weniger; Schwefel (S): 0,01% oder weniger; Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%; Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm; Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%; Wolfram (W): 0,005 bis 0,1%; und Bor (B): 1 bis 50 ppm, wobei Ti/N kleiner als 3,4 ist, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist, und die Temperatur Ar3 zwischen 690°C und 725°C liegt; $F1 wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.

Description

QUERVERWEIS AUF VERWANDTE ANMELDUNGEN
Die vorliegende Anmeldung beansprucht die Priorität der koreanischen Patentanmeldung Nr. 10-2008-0026975 , die am 24. März 2008 beim Korean Intellectual Property Office angemeldet wurde und deren Inhalt hier summarisch eingeführt wird.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Stahlblech zum Warmpressformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaften hat, ein Verfahren zur Herstellung desselben sowie ein Verfahren zur Herstellung von Teilen unter Verwendung desselben und insbesondere ein formbares Stahlblech, bei dem die Wärmebehandlung bzw. Vergütung innerhalb eines niedrigeren Temperaturbereichs als bei einem herkömmlichen Stahlblech im Fall der Warmpressformung oder einer Wärmenachbehandlung nach Kaltumformung durchgeführt wird, wodurch es möglich wird, verschiedene Probleme zu lösen, die auftreten, wenn die Wärmebehandlung bei hoher Temperatur erfolgt, und ausreichende Festigkeit sichergestellt wird; ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen des Stahlblechs sowie ein Verfahren zum Herstellen von Prallteilen und tragenden Teilen für ein Kraftfahrzeug.
Beschreibung des Stands der Technik
Mit strengeren Sicherheitsvorschriften für Kraftfahrzeuge zum Schutz der Fahrgäste sowie Beschränkungen des Kraftstoffverbrauchs für den globalen Klimaschutz steigt seit einiger Zeit das Interesse an Kraftfahrzeugen insbesondere im Hinblick auf eine Steigerung ihrer Starrheit und eine Verringerung ihres Gewichts. Wenn beispielsweise in Bezug auf verschiedene Teile wie etwa Holmverstärkungen oder Querträger für eine einen Fahrgastraum umgebende Sicherheitskäfigzone, Seitenteile für eine Aufprallzone, einen vorderen oder hinteren Stoßfänger usw. der Fokus auf der Gewichtsverringerung liegt, wird unbedingt hochfestes Stahlblech verwendet, um sowohl die Starrheit als auch die Sicherheit in Bezug auf eine Kollision zu gewährleisten.
Die Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs für das Kraftfahrzeug führt aber unweigerlich zu Problemen, indem die Formbarkeit infolge der Formänderungs- bzw. Fließfestigkeit und der Verringerung der Dehnung erheblich verschlechtert wird und die Dimensionen der Teile sich nach dem Umformen infolge einer übermäßigen Rückfederung ändern, d. h. die Formbeständigkeit wird verschlechtert. Zur Lösung dieser Probleme sind moderne Hochfestigkeitsstähle (AHSS) wie etwa Zweiphasenstähle (DP-Stähle) mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis durch Einbringen einer Martensitphase in eine Ferritmatrix sowie Stähle mit umwandlungsinduzierter Formbarkeit bzw. Plastizität (TRIP-Stähle) entwickelt und auf den Markt gebracht worden, die ein ganz ausgezeichnetes Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Dehnung aufweisen, indem sie ebenfalls Bainit und austenitische Restphasen in einer Ferritmatrix enthalten. Diese Stähle, die eine Zugfestigkeit zwischen ungefähr 500 MPa und ungefähr 1000 MPa haben, sind ebenfalls auf dem Markt. Sie weisen jedoch Einschränkungen dahingehend auf, dass sie den Anforderungen an eine Festigkeit von mehr als 1000 MPa eines Kraftfahrzeugs, d. h. der Gewichtsverringerung und der Verbesserung der Sicherheit bei Kollisionen, nicht genügen.
Vom Standpunkt der Fertigung von Kraftfahrzeugteilen gilt, dass die Umformungskraft um so höher sein muss, je höher die Festigkeit des Werkstoffs wird. Es ist also notwendig, die Leistungsfähigkeit einer Presse zu erhöhen. Ferner wird die Produktivität infolge erhöhten Verschleißes und verringerter Standzeit von Werkzeugen aufgrund des hohen Kontaktdrucks verringert. Ein vor kurzem eingeführtes Verfahren wird als Walzprofilieren bezeichnet, mit dem Teile mit geringerer Formungskraft als beim Pressformen gefertigt werden können. Dieses Walzprofilieren weist jedoch das Problem auf, dass es nur bei Teilen angewandt werden kann, die relativ einfache Gestalt haben.
Als ein Verfahren zum Herstellen von Kraftfahrzeugteilen, die eine ultrahohe Festigkeit von 1000 MPa oder höher haben, um dadurch das Problem beim Umformen der hochfesten Stähle zu lösen, wird ein Verfahren industriell genutzt, das als Warmpressformen oder Warmumformen bezeichnet wird. Dieses Umformverfahren wird ausgeführt durch Stanzen eines Stahlblechs, das eine Zugfestigkeit im Bereich zwischen 500 MPa und 700 MPa hat, Erwärmen des Stahlblechrohlings bis auf einen Austenitbereich oberhalb Ac₃, Extrahieren des erwärmten Stahlblechs, Umformen des extrahierten Stahlblechs unter Verwendung einer Presse, die mit einem ein Kühlsystem aufweisenden Werkzeug ausgerüstet ist, und Vergüten des umgeformten Stahlblechs im Werkzeug. Dadurch werden letztlich entweder Martensitphasen oder Phasen gebildet, in denen Martensit und Bainit gemischt sind. Ein solches Umformverfahren ist eines, mit dem typischerweise die ultrahohe Festigkeit von 1000 MPa oder höher sowie eine sehr hohe dimensionsmäßige Präzision der Teile erreicht werden kann.
Das Grundkonzept des Warmpressformens und Zusammensetzungen des verwendeten Stahls wurden erstmals in GB 1 490 535 vorgeschlagen. Später wird in der US-PS 6 296 805 ein warm- und kaltgewalztes Stahlblech vorgeschlagen, das mit Aluminium oder einer Aluminiumlegierung beschichtet ist, um die Ober- und Untergrenzen jedes Elements zu begrenzen, wobei jedoch das Zusammensetzungssystem ähnlich dem vorhergehenden Patent ist, um die Bildung eines Oxids an der Oberfläche des Stahlblechs während der Erwärmung in einem Warmpressformvorgang zu inhibieren. Ferner wird in EP 1 143 029 ein Verfahren zum Herstellen von durch Warmpressen geformten Teilen unter Verwendung eines verzinkten Stahlblechs angegeben, das hergestellt wird durch Beschichten eines warmgewalzten Stahlblechs mit Zink oder einer Zinklegierung, um dadurch die Korrosionsfestigkeit zu verbessern und die Bildung einer Oxidschicht in einem Aufheizvorgang zu unterbinden. Ferner zeigt die koreanische Patentanmeldung Nr. 2002-0042152 ein Verfahren zum Herstellen eines verzinkten Stahlblechs zum Warmpressformen.
Wie oben beschrieben wird, sind jedoch die herkömmlichen Stahlbleche für das Warmpressformen wärmebehandelte bzw. vergütete Stahlbleche, die ein Zusammensetzungssystem haben, dem Titan und Chrom gemeinsam auf der Basis eines Zusammensetzungssystems von 22MnB5 zugefügt sind, d. h. 0,22% C–1,2% Mn – maximal 50 ppm B, angegeben in EN-Standards. Zur Erzielung einer Zugfestigkeit von ungefähr 1500 MPa nach der Vergütung ist es notwendig, diese Stahlbleche typischerweise auf eine Temperatur von 900°C oder mehr zu erwärmen. Je dünner jedoch das durch Warmpressen geformte Teil wird, um so rascher sinkt die Temperatur des aus einem Wärmeofen entnommenen Rohlings. Dadurch nimmt die Gefahr zu, dass die Festigkeit eines durch Warmpressen geformten Fertigteils reduziert wird. Das heißt mit anderen Worten, wenn ein Material dünn wird, erhöht sich seine Strahlungswärmekapazität. Bevor das Warmpressformen nach Entnahme des Rohlings aus dem Wärmeofen durchgeführt wird, hat also bereits eine zu starke Abkühlung stattgefunden, und dadurch steigt das Risiko, dass Ferrit an einer oberflächlichen Schicht gebildet wird. Aus diesem Grund wird die Festigkeit des fertigen Teils verringert. Um die Temperatur des gesamten Materials innerhalb des Austenitbereichs zu halten, wenn das Warmpressformen durchgeführt wird, muss im Gegensatz dazu die Aufheiztemperatur zusätzlich erhöht werden. Wenn aber die Aufheiztemperatur erhöht wird, treten zusätzlich die verschiedensten folgenden Probleme auf. Dazu im einzelnen: Im Fall von warmgewalzten Stahlblechen oder kaltgewalzten Stahlblechen erhöht sich die Dicke einer oberflächlichen Zunderschicht während des Erwärmens, der durch das Warmpressformen abgestreifte Zunder wird an der Oberfläche des Werkzeugs aufgenommen, und somit kann die Oberflächengüte des Fertigteils verschlechtert werden.
Wenn ferner im Fall von verzinkten Stahlblechen das Stahlblech erwärmt wird, verdampft ein Teil des Zinks. Um dieses Verdampfen zu verhindern, zeigt JP 2003-073774 ein Verfahren zur Bildung einer Zinkoxidsperrschicht während des Aufheizens zum Warmpressformen. Wenn jedoch, wie vorstehend beschrieben, die Aufheiztemperatur steigt, wird die Zinkoxidschicht nicht gleichmäßig ausgebildet, und somit wird die Oberflächengüte des fertigen Teils ebenfalls verschlechtert. Im Fall von mit Aluminium beschichteten Stahlblechen wird ferner, wenn die Aufheiztemperatur erhöht wird, die Dicke des Aluminiumoxids größer. Während der Durchführung des Warmpressformens besteht außerdem die hohe Wahrscheinlichkeit, dass die dickeren Aluminiumoxide abgestreift und an der Werkzeugoberfläche aufgenommen werden. Infolgedessen wird im Fall jedes beim Warmpressformen verwendeten Stahlblechs bei Erhöhung der Aufheiztemperatur die Oberflächengüte des Fertigteils verschlechtert. Außerdem steigen die Aufheizkosten.
Im Fall eines Verfahrens zur Durchführung einer Wärmenachbehandlung bzw. Nachvergütung zum Zweck der Verbesserung der Festigkeit des Stahlblechs, das der Kaltpressumformung anstelle der Warmpressumformung unterzogen wird, wird es bevorzugt, die Aufheiztemperatur im Hinblick auf die Produktionskosten zu verringern.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um die beim Stand der Technik bestehenden angegebenen Probleme zu lösen, und daher richtet sich die vorliegende Erfindung auf ein Stahlblech zum Warmpressformen oder Nachvergüten, ein Verfahren zu dessen Herstellung sowie ein Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben, und zwar auf der Grundlage einer neuen Idee, nach der ohne weiteres eine Zugfestigkeit von 1470 MPa oder mehr nach dem Warmpressformen oder dem Nachvergüten erreicht wird, obwohl das Erwärmen bei einer niedrigeren Temperatur als beim Stand der Technik durchgeführt wird, und zusätzlich die Streckgrenzen- bzw. Fließfestigkeit im Verlauf der Aushärtungswärmebehandlung erhöht wird.
Dabei bezieht sich das Warmpressformen auf einen Umformvorgang zur Durchführung des Umformens nach dem Erwärmen und anschließendes Vergüten im Werkzeug, und die Nachvergütungsbehandlung bezieht sich auf eine anschließende Wärmebehandlung wie etwa HF-Induktionserwärmung oder Ofenerwärmung, die zusätzlich nach dem Kaltumformen angewandt wird.
Ein Aspekt der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Stahlblechs zum Warmpressformen, das in Gewichtsprozent folgendes aufweist: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%; Silicium (Si): 0,5% oder weniger; Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%; Phosphor (P): 0,025% oder weniger; Schwefel (S): 0,01% oder weniger; Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%; Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm; Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%; Wolfram (W): 0,005 bis 0,1%; und Bor (B): 1 bis 50 ppm, wobei Ti/N kleiner als 3,4 ist, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist, und die Temperatur Ar3 zwischen 670°C und 725°C liegt.
[Formel]

Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen. Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni: 670 bis 725°C wobei C, Mn, Cu und Ni die Gehalte (Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.

Dabei kann das Stahlblech ferner mindestens ein Element aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus den folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Ferner kann das Stahlblech ein Mikrogefüge haben, das Ferrit- und Perlitphasen hat.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs zum Warmpressformen angegeben, das die folgenden Schritte aufweist: Erwärmen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1150°C bis 1250°C, wobei die Stahlbramme in Gew.-% die folgende Zusammensetzung hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und Walzen der erwärmten Stahlbramme in einem Grob- und Fertigwalzprozess zum Erzeugen des Stahlblechs ausgeführt wird, wobei der Fertigwalzprozess aufweist: Walzen des Stahlblechs bei einer Temperatur Ar3 oder höher; und Abkühlen und Aufwickeln des Stahlblechs bei einer Temperatur von 600°C bis 700°C.
[Formel]

Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.

Dabei kann die Stahlbramme ferner mindestens ein Element aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs zum Warmpressformen angegeben, das die folgenden Schritte aufweist: Beizen eines warmgewalzten Stahlblechs, wobei das warmgewalzte Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2% Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zum Herstellen von durchgehärtetem Stahlblech; und Durchlaufglühen des durchgehärteten Stahblechs, wobei, wenn die Durchlaufglühtemperatur auf einen Bereich von 750°C bis 850°C gesteuert wird, die Temperatur einer anschließenden Überalterungsstufe auf einen Bereich von 450°C bis 600°C gesteuert wird,
[Formel]

Dabei weist das warmgewalzte Stahlblech ferner mindestens ein Element auf, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Ferner kann die Methode nach einem Verfahren ausgeführt werden, das aus einem der folgenden ausgewählt ist: Feuerverzinken, galvanisches Verzinken und Aufbringen eines galvanischen Zink-Eisen-Überzugs.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren angegeben zum Herstellen eines aluminiumbeschichteten Stahlblechs zum Warmpressformen, das die folgenden Schritte aufweist: Beizen eines warmgewalzten Stahlblechs, wobei das warmgewalzte Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35% Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2% Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zum Herstellen von durchgehärtetem Stahlblech; und Glühen des durchgehärteten Stahlblechs bei einer Temperatur von 750°C bis 850°C; und Tauchen des geglühten Stahlblechs in ein Metallschmelzebad, das ein Aluminium oder eine Aluminiumlegierung enthält, um ein beschichtetes Stahlblech zu bilden, und anschließendes Abkühlen des beschichteten Stahlblechs auf Raumtemperatur mit einer Abkühlungsrate von 5°C/s bis 15°C/s,
[Formel]

Dabei kann das aluminiumbeschichtete Stahlblech ferner mindestens ein Element aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen von Teilen bereitgestellt, das die folgenden Schritte aufweist: Herstellen eines Rohlings aus einem Stahlblech zum Warmpressformen, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05% Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Erwärmen des Rohlings auf eine Temperatur von 820°C bis 950°C; Halten des erwärmten Rohlings für 60 s oder länger und Extrahieren des gehaltenen Rohlings; Überführen des extrahierten Rohlings zu einer mit einem Werkzeug (mit Werkzeugen) ausgestatteten Presse und Durchführen des Warmpressumformens; und Abkühlen im Werkzeug auf eine Temperatur von 200°C oder weniger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr,
[Formel]

Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen von Teilen angegeben, das die folgenden Schritte aufweist: Herstellen eines Rohlings oder eines Rohrs aus einem Stahlblech zur Nachvergütungsbehandlung, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35% Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05% Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05% Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und Kaltumformen des hergestellten Rohlings oder Rohrs zu einer Vorform des Teils; Erwärmen der Vorform des Teils auf eine Temperatur von 820°C bis 950°C; Halten der Vorform des Teils für 60 s oder länger; und Extrahieren der Vorform des Teils; und Warmpressumformen der Vorform des Teils zu der Endform des Teils, falls erforderlich; und Vergüten des Teils durch Abschrecken im Werkzeug oder durch ein Kühlmittel auf eine Temperatur von 200°C oder niedriger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr,
[Formel]

Dabei kann das Stahlblech zum Umformen ferner mindestens ein Element aufweisen, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein tragendes Bauteil für ein Kraftfahrzeug angegeben, das hergestellt ist durch Warmpressumformen; und Warmpressumformen nach vorherigem Kaltumformen oder Nachvergüten nach dem Kaltumformen, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35% Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05% Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und ein Endgefüge des Stahlblechs nach Flächenanteil 90% Martensit oder mehr, Rest mindestens eines von Bainit und Ferrit, aufweist,
[Formel]

Das warmgewalzte Stahlblech, das kaltgewalzte Stahlblech und das beschichtete Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung haben ein hohes Kohlenstoffäquivalentgewicht im Vergleich mit einem Stahlblech zum Warmpressumformen, das im Stand der Technik industriell verwendet wird. Obwohl also das Stahlblech nach Durchführung des Warmpressumformens oder des Kaltumformens auf niedrige Temperatur erwärmt wird, ist es möglich, ohne weiteres eine Zugfestigkeit von 1470 MPa oder mehr zu erreichen, die Abweichung der mechanischen Eigenschaften zu reduzieren und zusätzlich die Fließfestigkeit nach einem auf die Wärmebehandlung folgenden Nachvergütungsvorgang zu steigern. Bei der Herstellung der zum Warmpressumformen bestimmten Teile ist es somit möglich, den Energieverbrauch zu senken, und die Gleichmäßigkeit der Festigkeit sowie das Kollisionsverhalten der Prallteile und tragenden Teile für ein Kraftfahrzeug können deutlich verbessert werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Die vorstehenden und weitere Aspekte, Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung ergeben sich im Einzelnen aus der folgenden detaillierten Beschreibung im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen:
1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen Ar3 und Ceq in einer Legierungszusammensetzung nach der vorliegenden Erfindung zeigt; und
2 ist ein Diagramm, das Vergleichsergebnisse der Festigkeit von fertigen Teilen zeigt, wenn herkömmlicher Stahl, erfindungsgemäßer Stahl 1 und Vergleichsstahl 1 einem Warmpressumformen bei unterschiedlichen Aufheiztemperaturen zum Herstellen der Fertigteile unterzogen werden.
GENAUE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
Beispielhafte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nachstehend im einzelnen unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben.
Zur Lösung der oben genannten Probleme sind die Erfinder nach gründlichem Studium dieser Probleme zu den nachstehenden Resultaten gelangt und haben die vorliegende Erfindung gemacht.
Wie oben ausgeführt wird, ist es bei einem Stahlblech für ein Kraftfahrzeug erforderlich, dass das Endprodukt eine Festigkeit von 1470 MPa oder mehr hat, so dass der Kraftstoffwirkungsgrad verbessert wird und somit die Fahrzeugkarosserie leicht gebaut werden kann. Dazu ist es erforderlich, dass nach dem Warmpressumformen das Mikrogefüge des hergestellten Teils so reguliert ist, dass es Martensit als eine Hauptphase hat, und ein höherer Stickstoffanteil enthalten ist, um dem Teil im Vergleich mit dem entsprechenden Stand der Technik noch mehr Festigkeit zu geben.
Es wird jedoch bevorzugt, dass die Festigkeit des Stahlblechs vor dem Vorformen oder Stanzen unter einem bestimmnten Wert gehalten wird. Denn wenn die Festigkeit des Stahlblechs zu hoch ist, ist die Durchführung des Pressens oder Stanzens des Stahlblechs selbst schwierig, und die dimensionsmäßige Präzision wird aufgrund einer Rückfederung oder dergleichen verringert.
Insbesondere dann, wenn das Warmpressumformen an einem dünnen Material ausgeführt wird, muß die Temperatur höher als diejenige Temperatur, d. h. Ar3, sein, bei der Austenit in Ferrit umgewandelt wird. Diese Temperatur ist außerdem umgekehrt proportional zu der Dicke. Je dünner also das Material wird, um so höher muss die Aufheiztemperatur des Materials sein. Im Fall des dünnen Materials wird der Energieverbrauch relativ höher, und es können zahlreiche Probleme infolge des Aufheizens auf hohe Temperatur auftreten. Zur Lösung dieser Probleme wird ein Zusammensetzungssystem des Stahlblechs bevorzugt auf ein Zusammensetzungssystem eingestellt, bei dem die Temperatur Ar3, bei der Austenit in Ferrit umgewandelt wird, im Vergleich mit dem Stand der Technik weiter verringert werden kann.
Um ferner die Zähigkeit des Stahlblechs zum Formen zu gewährleisten, wird das Stahlblech bevorzugt so verarbeitet, dass es nicht nur ein feineres Mikrogefüge hat, sondern auch so weit wie möglich ein sprödes Gefüge vermieden wird. Dazu wird es stärker bevorzugt, dass die Zusammensetzung des Stahlblechs auf einen geeigneten Bereich reguliert und das Stahlblech auch unter Anwendung eines adäquaten Herstellungsverfahrens gefertigt wird.
Dazu ist die vorliegende Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungszusammensetzung des Stahlblechs so reguliert wird, dass sie innerhalb eines nachstehenden bestimmten Bereichs liegt, und dass eine Verfahrensbedingung für das Stahlblech der Erfindung auf geeignete Weise verbessert wird. Nachstehend wird der Zusammensetzungsbereich des Stahlblechs beschrieben.
Das Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist (in Gewichtsprozent) auf: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35% Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Box (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist,
[Formel 1]

Um die mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs weiter zu verbessern, weist dabei das Stahlblech ferner mindestens ein Element auf, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Bei dem Stahlblech, das die vorstehende Zusammensetzung hat, wird anstatt der Zugabe eines Elements wie Cr oder dergleichen der Gehalt an Mn, das eine deutliche Verzögerung der Umwandlung von Austenit zu Ferrit bewirkt, gegenüber dem bekannten Stand der Technik weiter erhöht, und die Gehalte der anderen Elemente werden so reguliert, dass beim Abkühlen die Umwandlungstemperatur von Austenit zu Ferrit verringert wird. Dadurch wird bei der Wärmebehandlung bzw. Vergütung eine Abnahme der Festigkeit infolge der Umwandlung zu Ferrit verhindert, obwohl die Temperatur bei Entnahme aus einem Wärmeofen nicht hoch ist. Außerdem wird es dadurch möglich, einen oberhalb eines bestimmten Werts liegenden ausreichenden Martensitanteil in einem Produkt zu haben, das durch das Warmpressumformen hergestellt wird, da ein sogenanntes Härtbarkeitsverbesserungselement beigefügt wird, das die Bildung des Martensits beim Abühlen erleichtert. Außerdem dient Stickstoff, der nach der Bildung von Nitrid verbleibt, zum weiteren Erhalt der Festigkeit, wenn das hergestellte Produkt nachbearbeitet wird.
Anschließend folgt eine Beschreibung der Grenzwerte in der Zusammensetzung des Stahlblechs.
Kohlenstoff: 0,15 bis 0,35 Gew.-%
Kohlenstoff (C) ist ein repräsentatives Element für die Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs. Insbesondere hat die Festigkeit eines Martensitgefüges, das beim Abschrecken nach Wärmebehandlung wie etwa beim Warmpressumformen erhalten wird, eine starke Tendenz dahingehend, zu der Kohlenstoffmenge proportional zu sein. Wenn der Kohlenstoffgehalt abnimmt, steigt ferner die Temperatur Ac3. Außerdem wird durch das Niedrigtemperaturerwärmen gemäß der vorliegenden Erfindung die vollständige Austenitisierung begrenzt. Aus diesem Grund ist eine Untergrenze des Kohlenstoffs 0,15 Gew.-%. Wenn ferner der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-% überschreitet, wird die Schweißbarkeit verschlechtert, und die Festigkeit eines warmgewalzten Stahlblechs, eines kaltgewalzten Stahlblechs und eines beschichteten Stahlblechs wird 750 MPa oder höher, was in einer Verkürzung der Standzeit eines Vorform- oder eines Stanzwerkzeugs resultiert. Somit ist eine Kohlenstoffobergrenze auf 0,35 Gew.-% beschränkt.
Silicium: 0,5 Gew.-% oder weniger
Silicium (Si) ist ein mischkristallbildendes Element, das zur Festigkeitserhöhung wirksam ist. Da jedoch Si die Temperatur Ac3 erhöht und somit die Aufheiztemperatur unweigerlich ansteigt, ist eine Obergrenze von Si auf 0,5 Gew.-% begrenzt. Dabei braucht eine Untergrenze an Si nicht speziell in Betracht gezogen zu werden. Wenn jedoch der Si-Gehalt zu stark verringert wird, um Si aus dem Stahl zu entfernen, steigen die Herstellungskosten. Unter Berücksichtigung dieser Einschränkung wird die Untergrenze bevorzugt mit 0,01 Gew.-% vorgegeben.
Mangan: 1,5 bis 2,2 Gew.-%
Mangan (Mn) ist ein mischkristallbildendes Element zur Festigkeitssteigerung und ein repräsentatives Element, das einen großen Beitrag zur Festigkeitssteigerung und zur Herabsetzung der Temperatur Ar3 leistet. Außerdem hat Mn eine ausgezeichnete Wirkung auf die Verbesserung der Härtbarkeit von Stahl, da es die Umwandlung von Austenit zu Ferrit inhibiert, so dass bei der vorliegenden Erfindung ein sehr wichtiges Element ist. Da die Wirkung besonders signifikant ist, wenn der Gehalt an Mn 1,5 Gew.-% oder höher ist, ist die Mn-Untergrenze auf 1,5 Gew.-% begrenzt. Wenn dagegen Mn 2,2 Gew.-% überschreitet, wird die Schweißbarkeit verschlechtert, und die Festigkeit eines warm- oder eines kaltgewalzten Stahlblechs und eines beschichteten Stahlblechs wird 750 MPa oder höher. Das führt zu einer Herabsetzung der Standzeit eines Vorform- oder eines Stanzwerkzeugs. Somit ist eine Obergrenze an Mn auf 2,2 Gew.-% beschränkt.
Phosphor: 0,025 Gew.-% oder weniger
Phosphor (P) dient wie Silicium der Erhöhung der Festigkeit. Außerdem erhöht P die Temperatur Ar3, trägt im Fall von Stranggießen zur Brammenentmischung bei und verschlechtert die Schweißbarkeit. Daher ist P auf 0,025 Gew.-% oder weniger begrenzt.
Schwefel: 0,01 Gew.-% oder weniger
Schwefel (S) dient als Verunreinigungselement in Stahl. Wenn S mit Mangan in Stahl gebunden ist und dadurch in Form von Sulfid existiert, verschlechtert dieses Sulfid nicht nur die Warmumformbarkeit, was zu Oberflächenfehlern führt, sondern verschlechtert möglicherweise auch die Schweißbarkeit. Daher ist der Gehalt an S auf 0,01 Gew.-% oder weniger begrenzt.
Aluminium: 0,01 bis 0,05 Gew.-%
Aluminium (Al) ist ein repräsentatives Element, das als Desoxidationsmittel eingesetzt wird, und hat im allgemeinen einen Gehalt von 0,01 Gew.-% oder mehr, was für die üblichen Zwecke genügt. Al erhöht jedoch die Temperatur Ar3 und somit die Aufheiztemperatur. Speziell verbindet sich überschüssiges Al, das in größerer Menge als für die Desoxidation erforderlich verbleibt, mit Stickstoff, wodurch die im Stahl gelöste Stickstoffmenge verringert wird und eine Erhöhung der Fließfestigkeit nach dem Aushärten, die auf die Zugabe von Stickstoff gemäß der vorliegenden Erfindung zurückzuführen ist, unterbunden wird. Daher wird der Gehalt an Al auf 0,05 Gew.-% oder weniger begrenzt.
Stickstoff: 50 bis 200 ppm
Stickstoff (N) ist ein Element, das zur Mischkristallhärtung wie im Fall von Kohlenstoff und Bake-Hardening beiträgt. Die vorliegende Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass N so hinzugefügt wird, dass grundsätzlich aufgelöster Stickstoff enthalten ist. N wird in einer Menge von 50 ppm oder mehr hinzugefügt unter Berücksichtigung der Auswirkungen einer Erhöhung der Festigkeit des Martensits, der nach dem Warmpressumformen erhalten wird, und einer Erhöhung der Fließfestigkeit nach dem Baking-Vorgang. Wenn dagegen zu viel N hinzugefügt wird, trägt N zur Verschlechterung der Stranggießleistung und zur Bildung von Kantenrissigkeit der Stranggießbramme bei. Somit ist seine Obergrenze auf 200 ppm, bevorzugt 50 bis 150 ppm und stärker bevorzugt 50 bis 100 ppm beschränkt.
Titan: 0,005 bis 0,05 Gew.-%
Titan (Ti) wird in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr zugefügt, um das Kornwachstum von Austenit im Aufheizverlauf des Warmpressumformens mit Hilfe von Titankarbonitrid einzuschränken. Wenn jedoch zu viel Ti zugefügt wird, wird die Menge an gelöstem Stickstoff verringert, was die Härtbarkeit, welche die vorliegende Erfindung erzielen möchte, verschlechtert, und die Menge an gelöstem Stickstoff, die für eine Erhöhung der Fließfestigkeit während der Baking-Wärmebehandlung wirksam ist, wird ebenfalls herabgesetzt. Daher ist die Obergrenze auf 0,05 Gew.-% beschränkt.
Wolfram: 0,005 bis 0,1 Gew.-%
Wolfram (W) ist ein Element, das zur Erhöhung der Festigkeit des Stahlblechs wirksam ist. Das Wolframkarbid begrenzt das Kornwachstum von Austenit und feint die Körner nach dem Warmpressumformen, wodurch die Zähigkeit erhöht wird. Somit ist W ein wichtiges Element bei der vorliegenden Erfindung. Wenn der Gehalt an W geringer als 0,005 Gew.-% ist, kann die vorgenannte Wirkung nicht erwartet werden. Wenn der Gehalt an W 0,1 Gew.-% überschreitet, erfolgt eine Sättigung der Zugabe, und die Herstellungskosten steigen. Somit ist die Obergrenze von W auf 0,1 Gew.-% beschränkt.
Bor: 1 bis 50 ppm
Bor (B) ist ein sehr wirksames Element in Bezug auf eine Erhöhung der Härtbarkeit von wärmebehandeltem Stahl. Selbst die kleinste Spur davon trägt erheblich zu einer Erhöhung der Festigkeit des wärmebehandelten Stahls bei. Daher ist die Untergrenze von B bevorzugt 1 ppm. Mit steigender Zugabemenge schwächt sich jedoch die Wirkung der Härtbarkeitserhöhung im Gegensatz zu der Zugabemenge ab, und an den Kanten der Stranggießbramme können Defekte auftreten. Ferner muss gemäß der vorliegenden Erfindung unter Berücksichtigung der Wirkungen einer Erhöhung der Festigkeit von Martensit, der nach dem Warmpressumformen erhalten wird, und einer Erhöhung der Fließfestigkeit nach denn Aushärten bzw. Baking Stickstoff aufgelöst werden. Somit ist die Obergrenze auf 50 ppm und bevorzugt 1 bis 30 ppm beschränkt.
Ferner wird unter Berücksichtigung der Auswirkungen auf mechanische Eigenschaften des Stahlblechs oder des thermodynamischen Verhaltens zwischen den jeweiligen Elementen bevorzugt, dass zusätzlich zu den Zusammensetzungen der oben angegebenen jeweiligen Elemente auch Ti/N, Ceq und Ar3 entsprechend den nachstehenden Bedingungen eingestellt werden.
Ti/N: unter 3,4 (wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist).
Wie oben ausgeführt wird, bilden Titan und Stickstoff Titan(karbo)nitrid zur Begrenzung des Kornwachstums, wodurch das Mikrogefüge des Stahlblechs feiner wird. Im allgemeinen wird die Gehaltssteuerung so durchgeführt, dass die Zusammensetzung aus überschüssigem Titan besteht, das in größerer Menge als erforderlich zugegeben wird, um das Präzipitat so, wie es ist, zu verwenden, um die Verwendung von Stickstoff im Festkörperzustand so weit wie möglich auszuschließen. In diesem Fall wird der Wert von Ti/N im allgemeinen 3,4 oder größer. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist jedoch das Atomverhältnis von Ti/N mit 3,4 oder kleiner vorgegeben, damit der wirksame gelöste Stickstoff enthalten ist und dieser dann für eine weitere Erhöhung der Festigkeit nach der Baking-Wärmebehandlung genutzt wird. Während also der herkömmliche Stahl mit Borzugabe so verarbeitet wird, dass der Stickstoffgehalt auf das Maximum reduziert wird, um das wirksame gelöste Bor zu erhöhen, arbeitet die vorliegende Erfindung mit dem Verfahren der Erhöhung des Stickstoffgehalts. Denn die Erfinder haben festgestellt, dass auch im Fall des Auftretens eines Anstiegs des Stickstoffgehalts dann, wenn die Zusammensetzung entsprechend der vorliegenden Erfindung gesteuert wird, restlicher gelöster Stickstoff existiert, so dass die Härtbarkeit zunimmt und zu einer Zunahme der Festigkeit des Produkts nach dem Warmpressumformen und zum Erhalt einer Glühhärtungswirkung dank des gelösten Stickstoffs im Verlauf der Glühbehandlung des Produkts führt.
Da ferner BN-Präzipitat, das infolge von zu viel Stickstoff erzeugt wird, bei einer niedrigeren Temperatur als TiN abgebaut wird, wird das Material, das dem Warmpressumformen oder der Wärmenachbehandlung nach dem Kaltumformen wie bei der vorliegenden Erfindung unterzogen wird, während des Aufheizens in dem Stahl gelöst, so dass die Härtbarkeit des Stahls erhöht werden kann. Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14: 0,48 bis 0,58
Ceq bedeutet Kohlenstoffäquivalent, das als Wert von jeweiligen Legierungselementen in Bezug auf das Verhaken von Kohlenstoff als Einzelindex angegeben wird, wobei die jeweiligen Legierungselemente entsprechend dem Grad, in dem sie gleiches Verhalten wie Kohlenstoff zeigen, gewichtet werden. Ceq wird allgemein als Index der Schweißbarkeit verwendet. Es ist daher erforderlich, den Gehalt an Ceq zu steuern, da bei der vorliegenden Erfindung das durch Umformen hergestellte Produkt häufig nach dem Schweißen verwendet wird. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird jedoch innerhalb des Bereichs von Ceq, der zur Gewährleistung der Schweißbarkeit erforderlich ist, der Bereich von Ceq weiter eingeschränkt, um den geeigneten Festigkeitsbereich und einen hinreichend breiten Bereich von Austenit sicherzustellen. Wenn also der Gehalt an Ceq zu hoch ist, ist die Festigkeit des warm- oder kaltgewalzten Stahlblechs oder des beschichteten Stahlblechs so hoch, dass beim Umformen, speziell beim Herstellen eines Rohlings in einem Stanzvorgang, ein Werkzeug problematisch überlastet wird, so dass dessen Standzeit verkürzt wird. Wenn umgekehrt der Gehalt an Ceq zu gering ist, kann die Festigkeit eines Endprodukts eventuell für den Einsatzzweck unzureichend sein. Wie 1 zeigt, hat bei dem Legierungssystem der vorliegenden Erfindung Ceq auch eine starke Auswirkung auf die Temperatur Ar3, die bevorzugt innerhalb eines Bereichs von 670 bis 725°C liegt. Wenn jedoch der Bereich von Ceq so gesteuert wird, dass er innerhalb von 0,48 bis 0,58 liegt, ist es einfach, die Ar3-Temperatur so zu steuern, dass sie innerhalb des genannten bevorzugten Bereichs liegt. Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni: 670 bis 725°C
Wie bereits beschrieben wurde, ist Ar3 der Temperaturpunkt, bei dem, wenn das Stahlmaterial nach dem Erwärmen abgekühlt wird, sein Mikrogefüge mit der Umwandlung von Austenit zu Ferrit beginnt. Während die Ar3-Temperatur sinkt, wird der Temperaturbereich des Austenitbereichs des Stahlmaterials breiter und niedriger. Ar3 des herkömmlichen Stahlblechs zur Umformung ist ungefähr 760°C, was beim Warmpressumformen von Blechmaterial geringerer Dicke zu einer Verringerung seiner Festigkeit oder Güte führen kann. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird der Zusammensetzungsbereich der Legierung begrenzt, und der Temperaturbereich von Ar3 wird ebenfalls auf den vorgenannten Bereich von 670 bis 725°C begrenzt. Dabei wird es bevorzugt, dass der Temperaturbereich von Ar3 einstellbar ist, ohne dass wiederholte Experimente zu häufig durchzuführen sind. Daher bestimmt die vorliegende Erfindung den Wert unter Anwendung einer empirisch effektiven Formel aus der Beziehung zwischen Ar3 und der Legierungszusammensetzung. In der Formel bezeichnen C, Mn, Cu, Ni und dergleichen die Gehalte (Gew.-%) der jeweiligen entsprechenden Elemente.
Wie ebenfalls oben angegeben wurde, kann zur weiteren Verbesserung der Eigenschaften des Stahlblechs das Stahlblech außerdem zusätzlich zu der vorgenannten Zusammensetzung mindestens eines der folgenden Legierungselemente aufweisen.
Niob: 0,005 bis 0,1 Gew.-%
Niob (Nb) ist ein Element, das zur Erhöhung der Festigkeit und Zähigkeit des Stahlblechs und zur Kornfeinung wirksam ist. Außerdem begrenzt Nb das Kornwachstum beim Wiedererwärmen und ist daher für die Verzögerung einer Umwandlung zwischen Austenit und Ferrit im Verlauf des Abkühlens wirksam. Wenn jedoch der Gehalt unter 0,005 Gew.-% liegt, kann die vorstehende Wirkung nicht erwartet werden. Wenn umgekehrt der Gehalt von 0,1 Gew.-% überschritten wird, kann möglicherweise die Umformbarkeit verschlechtert und ein verzögerter Bruch infolge der übermäßigen Bildung von Karbonitrid erzeugt werden. Daher ist die Obergrenze von Nb auf 0,1 Gew.-% beschränkt.
Vanadium: 0,005 bis 0,1 Gew.-%
Vanadium (V) bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit und Härtbarkeit des Stahlblechs sowie eine Kornfeinung. Wenn jedoch der Gehalt an V unter 0,005 Gew.-% liegt, kann die erwähnte Wirkung nicht eintreten. Wenn ferner der Gehalt an V 0,1 Gew.-% überschreitet, wird eventuell die Umformbarkeit verschlechtert und ein verzögerter Bruch infolge der übermäßigen Bildung von Karbonitrid verursacht werden. Somit ist die Obergrenze von V auf 0,1 Gew.-% beschränkt.
Kupfer: 0,1 bis 1,0 Gew.-%
Kupfer (Cu) ist ein Element, das zur Erhöhung der Festigkeit sowie der Härtbarkeit des Stahlblechs wirksam ist. Bei der Durchführung eines Anlassvorgangs nach dem Warmpressformen zum Zweck der Erhöhung der Zähigkeit wird ferner übersättigtes Kupfer als Epsilonkarbid ausgeschieden, was eine Aushärtung bewirkt. Wenn jedoch der Gehalt an Cu unter 0,1 Gew.-% liegt, kann keine Wirkung erwartet werden, daher ist die Untergrenze von Cu auf 0,1 Gew.-% beschränkt. Da die Ac3-Temperatur mit dem Anstieg der zugefügten Cu-Menge abnimmt, kann Cu die Aufheiztemperatur beim Warmpressumformen verringern, und außerdem ist zu erwarten, dass der Effekt einer Aushärtung erhalten wird. Wenn jedoch der Gehalt an Cu 1,0 Gew.-% überschreitet, erfolgt eine Sättigung der vorstehenden Tendenz, und die Herstellungskosten werden unwirtschaftlich, so dass die Obergrenze von Cu auf 1,0 G beschränkt ist.
Nickel: 0,05 bis 0,5 Gew.-%
Nickel (Ni) bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit des Stahlblechs. Außerdem bewirkt Ni auch eine Abnahme der Anfälligkeit für Warmbruch, der durch die Zugabe von nur Kupfer verursacht wird. Da der Fehler vermeidbar ist, wenn Nickel im allgemeinen in halber Menge wie die zugefügte Menge an Cu zugefügt wird, sind die Unter- und Obergrenzen von Ni auf 0,05 Gew.-% bzw. 0,5 Gew.-% beschränkt.
Das wie oben angegeben zusammengesetzte Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann als warm- oder kaltgewalztes Stahlblech verwendet werden, oder es kann erforderlichenfalls mit einer Oberflächenbeschichtung verwendet werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt, um eine Oberflächenoxidation des Stahlblechs zu verhindern und die Korrosionsfestigkeit eines durch Warmpressen geformten Teils zu verbessern. Das Stahlblech kann durch Feuerverzinken oder galvanisches Verzinken und Feueraluminieren erzeugt werden. Die Feueraluminierungs- und Verzinkungsschichten können Legierungselemente enthalten.
Außerdem wird es bevorzugt, dass das Stahlblech im Wesentlichen kein Niedrigtemperatur-Mikrogefüge wie etwa Martensit oder Bainit hat. Das heißt, es ist vorteilhaft, wenn das Stahlblech eine Festigkeit von 750 MPa oder weniger im Hinblick auf Vorformen oder Stanzen hat. Wenn das Stahlblech das Niedrigtemperatur-Mikrogefüge wie etwa Martensit oder Bainit enthält, ist die Festigkeit erhöht, so dass ein Werkzeug einschließlich eines Stanzwerkzeugs Verschleiß und Beschädigung erfährt. Es wird daher bevorzugt, dass das Stahlblech ein Mikrogefüge aus Ferrit und Perlit hat.
Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung, das den vorstehend angegebenen vorteilhaften Zustand hat, wild bevorzugt als warmgewalztes Stahlblech, kaltgewalztes Stahlblech, verzinktes Stahlblech oder aluminiertes Stahlblech nach denn folgenden Verfahren hergestellt.
Zuerst wird ein Verfahren zum Herstellen des warmgewalzten Stahlblechs beschrieben.
Das warmgewalzte Stahlblech wird durch die folgenden Schritte hergestellt: Aufheizen einer Stahlbramme, die dem vorgenannten Zusammensetzungsbereich genügt, auf einen Bereich von 1150 bis 1250°C; Walzen der erwärmten Stahlbramme in einem Grobwalzprozess und einem Fertigwalzprozess zur Bildung eines Stahlblechs, wobei der Fertigwalzprozess bei einer Temperatur oberhalb Ar3 durchgeführt wird; und Abkühlen des Stahlblechs auf einen Temperaturbereich von 600 bis 700°C und Aufwickeln desselben. Die übrigen Bedingungen, die vorstehend nicht beschrieben wurden, können entsprechend dem üblichen Fertigungsverfahren eingestellt werden, und diese Details werden nicht speziell beschrieben, da der Fachmann ohne weiteres eine Analogie ableiten kann, ohne häufige Experimente zu wiederholen, indem das Wissen des Stands der Technik genutzt wird.
Der Grund für die Erwärmung der Stahlbramme auf den Bereich von 1150 bis 1250°C ist die Homogenisierung des Brammengefüges, ein ausreichendes Wiederauflösen der Elemente wie Ti, Nb oder V, und das Verhindern eines übermäßigen Kornwachstums der Bramme.
Das Fertigwalzen erfolgt bevorzugt oberhalb der Ar3-Temperatur. Da das Warmwalzen in der Zweiphasenzone (einer gleichzeitig existierenden Zone, die Ferrit und Austenit umfasst) erfolgt, wobei ein Austenitanteil bereits in Ferrit umgewandelt worden ist, wird dann, wenn die Temperatur während des Fertigwalzens übermäßig niedrig ist, der Formänderungswiderstand inhomogen, wodurch das Einziehen zwischen die Walzen schlechter wird. Wenn außerdem die Beanspruchung auf das Ferrit konzentriert ist, kann eventuell Bruch in dem Band entstehen, was nicht bevorzugt wird. Um außerdem zu erreichen, dass das Stahlblech, das nur aus Ferrit und Perlit besteht, das bei niedriger Temperatur umgewandelte Mikrogefüge nicht aufweist, ist die Aufwickeltemperatur bevorzugt innerhalb des Bereichs von 600 bis 700°C. Wenn die Wickeltemperatur zu niedrig ist, entwickelt sich leicht das bei Niedrigtemperatur umgewandelte Mikrogefüge wie Martensit und/oder Bainit, was nicht zu bevorzugen ist.
Das warmgewalzte Stahlblech, das nach dem obigen Verfahren produziert wurde, kann für das Produkt des Warmpressumformens oder Nachvergütens nach dem Kaltumformvorgang verwendet werden, oder es kann anderweitig für die Herstellung eines kaltumgeformten Stahlblechs oder eines beschichteten Stahlblechs mittels eines anschließenden Kaltwalz- oder Beschichtungsvorgangs verwendet werden.
Dabei wird das kaltgewalzte Stahlblech mit den folgenden Schritten hergestellt: Beizen des warmgewalzten Stahlblechs, das nach dem obigen Prozess hergestellt ist; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zur Bildung eines durchgehärteten Stahlblechs; und Durchlaufglühen des durchgehärteten Stahlblechs, wobei beim Durchlaufglühen die Glühtemperatur so gesteuert wird, dass sie innerhalb eines Bereichs von 750 bis 850°C liegt, und die Temperatur der anschließenden Überalterungspartie so gesteuert wird, dass sie innerhalb eines Bereichs von 450 bis 600°C liegt.
Dabei gilt allgemein, dass das Durchlaufglühen mit den folgenden Schritten ausgeführt wird: Aufheizen des kaltgewalzten Stahlblechs (des durchgehärteten Materials) auf die Glühtemperatur, Durchführen eines langsamen Abkühlungsschritts zur Ausführung einer Primärabkühlung, und Durchführen einer Sekundärabkühlung auf Überalterungstemperatur, wobei die Glühtemperatur von 750 bis 850°C den Temperaturbereich zum Durchwärmen des Stahlblechs bedeutet und die Überalterungstemperatur die Temperatur bedeutet, die nach dem Sekundärabkühlen des Stahlblechs aufrechterhalten wird.
Wenn die Glühtemperatur zu niedrig ist, kann eine Rekristallisation, die der Zweck des Glühens ist, eventuell nicht ausreichend sein. Wenn umgekehrt die Glühtemperatur zu hoch ist, wird die durch die Präzipitate verursachte Verankerungswirkung verringert, so dass Austenitkörner eventuell vergrößert werden, was zur Erzielung eines gleichmäßigen feinen Mikrogefüges nicht zu bevorzugen ist.
Ferner dient die Temperatur in der Überalterungspartie der Bestimmung eines Endgefüges des Stahlblechs. Wenn die Temperatur in der Überalterungspartie zu niedrig ist, kann eventuell das Niedrigtemperaturgefüge wie Martensit und Bainit gebildet werden, was nicht zu bevorzugen ist.
Wenn umgekehrt die Temperatur zu hoch ist, steigt der Energieverbrauch, was unwirtschaftlich ist. Die Temperatur und Abkühlungsrate im Abkühlungsschritt vor dem Überaltern kann innerhalb des Bereichs angewandt werden, der von einem Fachmann ohne weiteres geändert werden kann.
Das zinkbeschichtete bzw. verzinkte Stahlblech kann hergestellt werden durch Verzinken oder Glühverzinken des nach dem obigen Prozess kaltgewalzten Stahlblechs. Zum Verzinken können Schmelztauchverzinken und Elektroplattieren sämtlich angewandt werden. Insbesondere kann das Elektroplattieren mittels der Zn-Elektroplattier- oder der Zn-Fe-Elektroplattiermethode in einer Elektroplattierdurchlaufstraße erfolgen.
Ferner kann das aluminiumbeschichtete Stahlblech mit den folgenden Schritten hergestellt werden: Beizen des warmgewalzten Stahlblechs, das nach dem obigen Prozess erzeugt wurde; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zur Bildung von durchgehärtetem Stahlblech; Glühen des durchgehärteten Stahlblechs bei einer Temperatur von 750 bis 850°C; und Tauchen des geglühten Stahlblechs in ein heißes Aluminium- oder Aluminiumlegierungsbad und Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Abkühlungsrate innerhalb eines Bereichs von 5 bis 15°C/s.
Wenn dabei die Temperatur zum Aufheizen des durchgehärteten Stahlblech(material)s zu hoch ist, kann der Nachteil einer Kornvergrößerung auftreten. Wenn andererseits die Temperatur zu niedrig ist, ist die Rekristallisation nicht ausreichend, so dass der Glühungseffekt nicht erzielt werden kann.
Zur Steuerung der Abkühlungsrate des in die Aluminiumschmelze getauchten Stahlblechs derart, dass sie langsam ist, wird die Einlaufgeschwindigkeit des Stahlblechs verlangsamt, so dass die Produktivität verschlechtert wild, und ein Aufnahmeeffekt der aluminierten Schmelztauchschicht tritt an der Oberfläche des Stahlblechs infolge der langsamen Abkühlungsrate auf, was nicht zu bevorzugen ist. Wenn dagegen die Abkühlungsrate zu hoch ist, wird das Niedrigtemperaturgefüge wie Martensit und Bainit erzeugt, und dadurch wird die Festigkeit des beschichteten Stahlblechs erhöht, was einen Einfluss auf die Standzeit eines Werkzeugs wie etwa eines Stanzwerkzeugs hat, was nachteilig ist.
Das warmgewalzte Stahlblech, das kaltgewalzte Stahlblech, das verzinkte Stahlblech oder das aluminierte Stahlblech, das nach dem vorstehenden Verfahren hergestellt ist, kann mit dem nachstehenden Umformungsverfahren nach Bereitstellung eines geeigneten Rohlings zu Kraftfahrzeugteilen oder dergleichen gefertigt werden. Das Umformverfahren unter Verwendung des Stahlblechs wird nachstehend im Einzelnen beschrieben.
Das Warmpressumformverfahren weist die folgenden Schritt auf: Bereitstellen eines Rohlings aus denn zum Umformen bestimmten Stahlblech; Aufheizen des Rohlings auf eine Temperatur von 820 bis 950°C; Halten des erwärmten Rohlings für 60 s oder länger und Extrahieren desselben; Überführen des entnommenen Rohlings in eine Presse, die mit einem Warmpressumformwerkzeug ausgerüstet ist, und Durchführen des Warmpressumformens an dem überführten Rohling; und Abkühlen des warmumgeformten Teils auf eine Temperatur von 200°C oder weniger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr.
Wenn dabei die Temperatur zum Aufheizen des Rohlings unter 820°C liegt, kann sich an der Oberfläche des Rohlings leicht eine Ferritphase ausbilden infolge eines Temperaturabfalls unter Ar3 durch natürliches Abkühlen während des Zeitraums zwischen der Entnahme und der Überführung zu dem Werkzeug, wodurch die Festigkeit der Fertigteile nachteilig verringert wird. Wenn umgekehrt die Temperatur zu hoch ist, tritt eine Vergrößerung des Austenitkorns sowie ein hoher Energieverbrauch ein, der Effekt einer Korngrößenfeinung kann nicht mehr erwartet werden, und die Bildung von Zunderdefekten wie etwa Blasen an der Oberfläche oder eine Nichthomogenität infolge der zusätzlichen Oxidation der Beschichtung kann auftreten, was ein Problem darstellt.
Dabei wird der Rohling bevorzugt für 60 s oder länger auf der Aufheiztemperatur gehalten. Dies dient der Durchwärmungsbehandlung zur Homogenisierung der Temperatur des gesamten Rohlings. Wenn die Haltedauer zu kurz ist, ist es schwer, den Temperatur-Homogenisierungseffekt des Rohlings zu erreichen. Dagegen ist es nicht unbedingt notwendig, die Obergrenze der Haltedauer für die Zwecke der Temperatur-Homogenisierung des Rohlings festzulegen, da der Fachmann diese je nach der Situation auf geeignete Weise ändern und anpassen kann.
Die Abkühlungsrate dient der Entwicklung des Martensitgefüges bis zum Maximum in dem warmpressgeformten Teil, um so die Festigkeit des Stahlblechs sicherzustellen. Bei niedriger Abkühlungsrate wird nachteiligerweise ein unerwünschtes Mikrogefüge wie etwa Ferrit oder Perlit gebildet. Daher muss die Abkühlungsrate 20°C/s oder mehr sein. Da es mit steigender Abkühlungsrate leicht ist, das Martensitgefüge zu erzeugen, und die ultrahohe Festigkeit durch die gesamten Teile erhalten wird, ist es umgekehrt nicht erforderlich, die Obergrenze der Abkühlungsrate festzusetzen. Da jedoch die Realisierung einer Abkühlungsrate von 300°C/s oder mehr in der Praxis sehr schwierig ist, zusätzliche Ausrüstung erfordert und unwirtschaftlich ist, kann die Obergrenze der Abkühlungsrate mit 300°C/s festgelegt werden.
Ein anderes Verfahren zum Herstellen von Teilen aus dein umzuformenden Stahlblech kann ein auf das Kaltumformen folgendes Wärmenachbehandlungsverfahren sein. Das Verfahren weist die folgenden Schritte auf: Bereitstellen eines Rohlings oder eines Rohrs aus dem zum Umformen bestimmten Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung; Kaltumformen des vorbereiteten Rohlings oder Rohrs, um daraus ein Formteil herzustellen; Aufheizen des hergestellten Teils auf eine Temperatur von 820 bis 950°C; Halten des aufgeheizten Teils für 60 s oder länger und Extrahieren desselben; und Abkühlen des extrahierten Teils auf die Temperatur von 200°C oder niedriger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr.
Dabei sind die Aufheiztemperatur, die Haltedauer und die Abkühlungsrate von Teilen aus den gleichen Gründen wie beim Warmpressumformen begrenzt und werden nicht im Einzelnen beschrieben. Aber bei dem Vorgang der Wärmenachbehandlung kann anders als beim Warmpressumformen das Abschrecken im Werkzeug nicht durchgeführt werden, sondern es wird ein Verfahren angewandt, bei dem Teile mit Kühlmittel in Berührung gebracht werden, das eine adäquate Temperatur und spezifische Wärme hat. Die Bestimmung des Kühlmittels und die Methode des Kontakts mit dem Kühlmittel werden nicht erläutert, weil der Fachmann diese ohne weiteres aus dem Stand der Technik auswählen und anpassen kann.
Die Teile der vorliegenden Erfindung, die nach dem obigen Verfahren hergestellt sind (Warmpressumformen oder Wärmenachbehandlung nach dem Kaltumformen) haben ein Mikrogefüge, das flächenanteilig aus 90% oder mehr Martensit sowie aus Bainit oder Ferrit besteht. Dabei kann der Martensitgehalt bevorzugt 90% oder mehr sein, kann aber auch 100% sein, was eine vollständige Martensitphase bedeutet. Ferner haben die Teile eine ultrahohe Festigkeit (Zugfestigkeit) von bevorzugt 1470 MPa oder mehr. Ferner haben die Teile eine Bake-Härtbarkeit von ungefähr 100 MPa oder mehr nach der Baking-Behandlung entsprechend der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung.
Beispiele
Warmgewalzte Stahlbleche wurden vorbereitet durch Warmwalzen einer Stahlbramme, welche die Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 hatte, und zwar unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen, gefolgt von Aufwickeln bei 650°C. Aus den warmgewalzten Stahlblechen, die gebeizt und dann mit einem Reduktionsverhältnis von 50% kaltgewalzt wurden, wurden kaltgewalzte, aluminierte und galvanisierte Stahlbleche unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen hergestellt. In den Fertigproduktblöcken der Tabelle 2 bezeichnet HR warmgewalztes Stahlblech, CR bezeichnet kaltgewalztes Stahlblech, Al bezeichnet aluminiertes Stahlblech, und Zn bezeichnet glühverzinktes Stahlblech.
Die kaltgewalzten Stahlbleche wurden hergestellt durch Glühen bei einer in Tabelle 2 angegebenen Temperatur, gefolgt durch langsames Abkühlen auf 650°C mit einer Abkühlungsrate von 3 bis 6°C/s; Abkühlen auf einen Temperaturbereich von 400 bis 550°C mit einer Abkühlungsrate von 7°C/s und anschließendes Überaltern.
Die glühverzinkten Stahlbleche wurden hergestellt durch Glühen der kaltgewalzten Stahlbleche bei der vorstehenden Glühtemperatur, gefolgt von langsamem Abkühlen auf 650°C mit einer Abkühlungsrate von 3 bis 6°C/s, Abkühlen auf 500°C mit einer Abkühlungsrate von 7°C/s, Tauchen in ein Zinkschmelzbad, das auf 460°C gehalten wurde, und anschließende Legierungsbehandlung bei 490°C.
Separat von den glühverzinkten Stahlblechen wurden die aluminierten Stahlbleche hergestellt durch Glühen bei 810°C, gefolgt von Tauchen in ein auf 680°C gehaltenes Aluminiumschmelzbad und anschließendes Abkühlen mit einer Abkühlungsrate von 8 bis 15°C/s. Die Beschichtungsdicke war zwischen 26 und 33 μm mit einigen Schwankungen je nach dem Ort der Bleche. Tabelle 1
Bemerkung:

CS(A): herkömmlicher Stahl, IS: erfindungsgemäßer Stahl
CS(B): Vergleichsstahl

Tabelle 2
Bemerkungen:

SHT: Brammenaufheiztemperatur, FRT: Fertigwalztemperatur
T: Dicke
HRS: warmgewalztes Blech, CRS: kaltgewalztes Blech
AT: Glühtemperatur, OAT: Überalterungstemperatur
CRAP: Abkühlungsrate nach dem Tiegel
CS(A): herkömmlicher Stahl, CE(A): herkömmliches Beispiel
IS: Stahl nach der Erfindung, IE: Erfindungsbeispiel
CS(B): Vergleichsstahl, CE(B): Vergleichsbeispiel

In der vorstehenden Tabelle 1 bezeichnet herkömmlicher Stahl die Zusammensetzung von herkömmlichem CR-Stahl, Vergleichsstahl 1 bezeichnet Fälle, in denen der Mn-Anteil zu hoch ist, Vergleichsstahl 2 bezeichnet einen Fall, in dem der C-Anteil geringer als der durch die Erfindung definierte Bereich ist, Vergleichsstahl 3 bezeichnet einen Fall, in dem der Mn-Anteil außerhalb des durch die Erfindung definierten Bereichs ist, Vergleichsstahl 4 bezeichnet einen Fall, in dem der N-Anteil außerhalb der Obergrenze liegt, so dass das Ti/N-Atomverhältnis übermäßig groß ist, und Vergleichsstahl 5 bezeichnet Fälle, in denen der Mn-Anteil übermäßig hoch ist. Ferner hatten herkömmlicher Stahl, Vergleichsstahl 2 und Vergleichsstahl 3 einen Ceq-Wert unterhalb des durch die Erfindung definierten Werts, und Vergleichsstahl 1 hatte einen Ceq-Wert, der höher als der durch die Erfindung definierte Ceq-Bereich war. Die verbleibenden erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 9 haben eine Zusammensetzung, die dem durch die Erfindung definierten Zusammensetzungsbereich genügt, wobei den Bedingungen für das Ti/N-Atomverhältnis, den Ceq-Bereich und Ar3 genügt ist.
Die Warmpressumformsimulation wurde an warmgewalzten Stahlblechen HR, kaltgewalzten Stahlblechen Cr, aluminierten Stahlblechen Al und glühverzinkten Stahlblechen Zn unter den in der Tabelle 3 angegebenen Bedingungen durchgeführt, und die Zugfestigkeitseigenschaften vor und nach dem Pressen wurden untersucht. Die Zugfestigkeitseigenschaften wurden durch das Präparieren von Proben nach JIS #5 bewertet.
Die Warmpressumformsimulation wurde durchgeführt durch Aufheizen mit einer Aufheizrate von 10°C/s, gefolgt von Aufheizen auf eine in der Tabelle 3 angegebene Aufheiztemperatur, Halten auf der Aufheiztemperatur für 5 min, Luftkühlen für 14 s und dann Abkühlen mit einer mittleren Abkühlrate von 70°C/s. Zur Bewertung der erhöhten Fließfestigkeit nach denn Aushärten wurden Proben mit einer Warmpressumformungs-Wärmehistorie für 20 min bei 170°C wärmebehandelt, ohne verformt zu werden, und dann wurde die Bake-Härtbarkeit BHo bewertet. In der folgenden Tabelle 3 bezeichnet VS die Fließfestigkeit, TS bezeichnet die Zugfestigkeit, El bezeichnet die Dehnung, und BHo bezeichnet den Bake-Härtungswert, gemessen bei einer Vorspannung null. Dabei sind YS, TS und BHo jeweils als MPa und El als Prozent (%) ausgedrückt. Tabelle 3
Bemerkung:

HPF: Warmpressformen
CS(A): herkömmlicher Stahl, CB(A): herkömmliches Beispiel
IS: Stahl nach der Erfindung, IE: Erfindungsbeispiel
CS(B): Vergleichsstahl, CE(B): Vergleichsbeispiel

Entsprechend den in der obigen Tabelle 3 angegebenen Resultaten wurden in dem Fall, in dem herkömmlicher Stahl warmpressgeformt wurde, Teile mit einer Zugfestigkeit von 1470 MPa oder mehr durch Aufheizen auf 900°C erhalten (herkömmliches Beispiel). Wie bei dem herkömmlichen Beispiel 2 fiel jedoch die Zugfestigkeit stark ab, wenn die Aufheiztemperatur um einen sehr kleinen Betrag verringert wurde. Auch im Fall des Stahls der Erfindung, der entsprechend den Bedingungen der Erfindung hergestellt war, nahm die Zugfestigkeit ab, wenn eine Aufheiztemperatur vor dem Warmpressumformen wie bei dem Vergleichsbeispiel 1 gesenkt wurde. Dann war die Zugfestigkeit geringer als 1470 MPa, was nach der Erfindung verlangt wird. Im Fall des Vergleichsbeispiels 2 genügte dann, wenn die Kaltwalz-Überalterungstemperatur zu stark gesenkt wurde, die Festigkeit des kaltgewalzten Stahls nicht der Bedingung der Erfindung, dass eine Zugfestigkeit 705 MPa oder weniger sein soll.
Im Fall der Vergleichsstähle 1 und 5 mit übermäßig hohem Mn-Gehalt und einem Ceq-Wert oberhalb des Bereichs der Erfindung war dann, wenn eine Aufheiztemperatur vor dem Warmpressumformen innerhalb des Bereichs der Erfindung lag (Vergleichsbeispiele 3 und 4), die Zugfestigkeit der fertigen Teile viel besser als der Bereich der Erfindung. Aber die Zugfestigkeit des aluminierten Stahlblechs (Vergleichsbeispiel 3) und des kaltgewalzten Stahlblechs (Vergleichsbeispiel 4) vor dem Warmpressformen war zu hoch, so dass die Gefahr einer Beschädigung eines Stanzwerkzeugs oder eines Presswerkzeugs bestand. Ferner war das Vergleichsbeispiel 5 des Vergleichsstahls 1 mit niedriger Aufheiztemperatur ungeeignet, weil die Festigkeit des Rohlings hoch war und die Festigkeit eines fertigen Erzeugnisses geringer als 1470 MPa, wie von der Erfindung verlangt, war. Im Fall des Vergleichsstahls 2 (Vergleichsbeispiel 6), bei dem der C-Gehalt geringer als der Wert der Erfindung war, überschritt die Zugfestigkeit nicht den Wert der Erfindung, obwohl das Stahlblech nach dem Erwärmen auf eine hohe Temperatur umgeformt wurde. Ferner hatte der Vergleichsstahl 3 (Vergleichsbeispiel 7), dessen Mn-Gehalt relativ niedrig war, unzureichende Zugfestigkeit infolge einer schmalen Austenitzone und schlechter Härtbarkeit des Stahls, obwohl er durch Erwärmen auf eine ausreichende Temperatur umgeformt wurde. Im Fall des Vergleichsstahls 4 (Vergleichsbeispiel 8) mit geringem N-Gehalt war das Bake-Hardening von 77 MPa ungenügend. Im Fall des Vergleichsstahls 5 (Vergleichsbeispiele 9 und 10) mit übermäßigen Mn-Gehalt bestand die Gefahr von Verschleiß eines Werkzeugs infolge von übermäßig hoher Festigkeit der Stahlbleche.
Im Fall des aluminierten Stahlblechs erhöhte die rasche Abkühlungsrate des Stahlblechs nach dem Durchlaufen des Aluminiumschmelzbads die Festigkeit des Stahlblechs (Erfindungsbeispiele 4-1 und 4-2). Außerdem wurde die Festigkeit des Stahlblechs auch durch einen übermäßigen Mn-Gehalt wie bei Vergleichsstahl 1 erhöht, so dass eine Festigkeit von nicht mehr als 750 MPa, welche die Erfindung verlangt, nicht erreicht wurde (Vergleichsbeispiel 3).
Das Diagramm von 2 zeigt die Ergebnisse des Aufheizens von herkömmlichem Stahl, erfindungsgemäßem Stahl 1 und Vergleichsstahl 1 bei ihrer eigenen Aufheiztemperatur über 5 min, gefolgt von Entnahme, Abkühlen an Luft, Warmpressumformen und Abschrecken im Werkzeug. Wie das Diagramm zeigt, zeigte der herkömmliche Stahl eine Festigkeitsabnahme bei einer Aufheiztemperatur von nicht mehr als 870°C, wogegen der erfindungsgemäße Stahl 1 und der Vergleichsstahl 1 hohe Zugfestigkeit von 1470 MPa oder mehr hatten, obwohl sie bei einer um 50°C bzw. 70°C niedrigeren Temperatur als der Aufheiztemperatur von herkömmlichem Stahl aufgeheizt wurden. Im Fall des Vergleichsstahls 1, dessen Mn-Gehalt zu hoch war, während seine Zugfestigkeit nach dem Pressumformen 1470 MPa oder höher war, wie von der Erfindung gefordert wird, war die Festigkeit des Stahls vor dem Warmpressformen zu hoch, so dass die Gefahr einer Beschädigung des Werkzeugs bestand, wie oben beschrieben wurde.
Somit wurden die Auswirkungen des Zusammensetzungsbereichs und des Herstellungsverfahrens gemäß der Erfindung bestätigt.
Die vorliegende Erfindung wurde zwar im Zusammenhang mit beispielhaften Ausführungsformen gezeigt und beschrieben, für den Fachmann sind jedoch Modifikationen und Abwandlungen ersichtlich, die ohne Abweichung vom Umfang der Erfindung gemäß den beigefügten Patentansprüchen vorgenommen werden können.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

- KR 10-2008-0026975 [0001]
- GB 1490535 [0007]
- US 6296805 [0007]
- EP 1143029 [0007]
- KR 2002-0042152 [0007]
- JP 2003-073774 [0009]

Claims

Stahlblech zum Warmpressumformen, das folgendes aufweist (in Gewichtsprozent): Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%; Silicium (Si): 0,5% oder weniger; Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%; Phosphor (P): 0,025% oder weniger; Schwefel (S): 0,01% oder weniger; Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%; Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm; Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%; Wolfram (W): 0,005 bis 0,1%; und Bor (B): 1 bis 50 ppm, wobei Ti/N: kleiner als 3,4 wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist, und die Temperatur Ar3 zwischen 690°C und 725°C liegt; [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Stahlblech nach Anspruch 1, das mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus den folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Stahlblech ein Mikrogefüge hat, das Ferrit und Perlit hat.
Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs zum Warmpressumformen, das die folgenden Schritte aufweist: Erwärmen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1150°C bis 1250°C, wobei die Stahlbramme in Gew.-% die folgende Zusammensetzung hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05% Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und Walzen der erwärmten Stahlbramme in einem Grob- und einem Fertigwalzprozess zum Erzeugen des Stahlblechs, wobei der Fertigwalzprozess aufweist: Walzen des Stahlblechs bei einer Temperatur Ar3 oder höher; und Abkühlen und Aufwickeln des Stahlblechs bei einer Temperatur von 600°C bis 700°C; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Verfahren nach Anspruch 4, wobei die Stahlbramme ferner mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs zum Warmpressumformen, das die folgenden Schritte aufweist: Beizen eines warmgewalzten Stahlblechs, wobei das warmgewalzte Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35% Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2% Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05% Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zum Herstellen von durchgehärtetem Stahlblech; und Durchlaufglühen des durchgehärteten Stahlblechs, wobei, wenn die Durchlaufglühtemperatur auf einen Bereich von 750°C bis 850°C gesteuert wird, die Temperatur einer anschließenden Überalterungsstufe auf einen Bereich von 450°C bis 600°C gesteuert wird; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Verfahren nach Anspruch 6, wobei das warmgewalzte Stahlblech ferner mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus folgenden besteht (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Verfahren nach einem der Ansprüche 6 oder 7, das ferner das Beschichten des Stahlblechs mit Zink umfasst.
Verfahren nach Anspruch 8, wobei das Beschichten des Stahlblechs mit Zink nach einer Methode ausgeführt wird, die aus einer der folgenden ausgewählt ist: Feuerverzinken, galvanisches Verzinken und Aufbringen eines galvanischen Zink- oder Zink-Eisen-Überzugs.
Verfahren zum Herstellen eines aluminiumbeschichteten Stahlblechs zum Warmpressumformen, das die folgenden Schritte aufweist: Beizen eines warmgewalzten Stahlblechs, wobei das warmgewalzte Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05% Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Kaltwalzen des gebeizten Stahlblechs zum Herstellen von durchgehärtetem Stahlblech; und Glühen des durchgehärteten Stahlblechs bei einer Temperatur von 750°C bis 850°C; und Tauchen des geglühten Stahlblechs in ein Metallschmelzebad, das ein Aluminium oder eine Aluminiumlegierung enthält, um ein beschichtetes Stahlblech zu bilden, und anschließendes Abkühlen des beschichteten Stahlblechs auf Raumtemperatur mit einer Abkühlungsrate von 5°C/s bis 15°C/s; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Verfahren nach Anspruch 10, wobei das aluminiumbeschichtete Stahlblech ferner mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Verfahren zum Herstellen von Teilen, das die folgenden Schritte aufweist: Herstellen eines Rohlings aus einem Stahlblech zum Warmpressumformen, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; Erwärmen des Rohlings auf eine Temperatur von 820°C bis 950°C; Halten des erwärmten Rohlings für 60 s oder länger und Extrahieren des gehaltenen Rohlings; Überführen des extrahierten Rohlings in ein präpariertes Werkzeug und Durchführen des Warmpressumformens; und Abkühlen des durch Warmpressen umgeformten Teils im Werkzeug auf eine Temperatur von 200°C oder weniger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Verfahren zum Herstellen von Teilen, das die folgenden Schritte aufweist: Herstellen eines Rohlings oder eines Rohrs aus einem Stahlblech zur Nachvergütungsbehandlung, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und Kaltumformen des hergestellten Rohlings oder Rohrs zu einer Vorform des Teils; Erwärmen des hergestellten Teils auf eine Temperatur von 820°C bis 950°C; Halten des erwärmten Teils für 60 s oder länger und Extrahieren des gehaltenen Teils; und Abkühlen des extrahierten Teils auf eine Temperatur von 200°C oder weniger mit einer Abkühlungsrate von 20°C/s oder mehr; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.
Verfahren nach einem der Ansprüche 12 oder 13, wobei das Stahlblech zum Umformen ferner mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus (in Gew.-%): Niob (Nb): 0,005 bis 0,1%; Vanadium (V): 0,005 bis 0,1%; Kupfer (Cu): 0,1 bis 1,0%; und Nickel (Ni): 0,05 bis 0,5%.
Tragendes Bauteil für ein Kraftfahrzeug, das hergestellt ist durch Warmpressumformen; und Nachvergüten nach Kaltumformen, wobei: das Stahlblech die folgende Zusammensetzung (in Gew.-%) hat: Kohlenstoff (C): 0,15 bis 0,35%, Silicium (Si): 0,5% oder weniger, Mangan (Mn): 1,5 bis 2,2%, Phosphor (P): 0,025 oder weniger, Schwefel (S): 0,01% oder weniger, Aluminium (Al): 0,01 bis 0,05%, Stickstoff (N): 50 bis 200 ppm, Titan (Ti): 0,005 bis 0,05%, Wolfram (W): 0,005 bis 0,1% und Bor (B): 1 bis 50 ppm, mit Ti/N: kleiner als 3,4, wobei Ti/N das Atomverhältnis der jeweiligen Elemente ist, Ceq durch die folgenden Formelbereiche von 0,48 bis 0,58 ausgedrückt ist und die Temperatur Ar3 im Bereich von 670°C bis 725°C ist; und ein Endgefüge des Stahlblechs nach Flächenanteil 90% Martensit oder mehr, Rest mindestens eines von Bainit und Ferrit, aufweist; wobei [Formel] Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + V/14 und wobei C, Si, Mn, Ni, Cr und V die Gehalte (in Gew.-%) der jeweiligen Elemente bezeichnen.