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Die
vorliegende Erfindung betrifft Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes,
insbesondere durch Presshärten, ein Werkstück,
insbesondere ein durch Presshärten hergestelltes Werkstück
sowie die Verwendung des Werkstücks.
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Derzeit
erfolgt das Presshärten standardmäßig
mit einem Vergütungsstahl, der hauptsächlich mit
den Elementen Kohlenstoff, Mangan und Bor legiert ist. Eine hochfeste
Stahllegierung ist beispielsweise in der
DE 10 2007 033 950 A1 beschrieben.
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Das
Material wird im Allgemeinen entweder direkt oder im indirekten
Warmformprozess zu Bauteilen verarbeitet. Dabei wird zunächst
aus dem Coil eine Platine geschnitten, die dann unter einer definierten
Atmosphäre und mit definierten Parametern durch einen Ofen
gefahren wird. Das Gefüge des Materials wandelt dabei von
einem ferritisch-perlitischen Gefüge in ein austenitisches
Gefüge um. Am Ofenausgang wird die so erhitzte Platine
von einem Roboter gegriffen und in die Umformpresse eingelegt. Diese
arbeitet mit einem gekühlten Werkzeugsatz, so dass bei
der darauf folgenden Umformung eine starke Abkühlung der
Platine im Werkzeug zum Tragen kommt. Das Material wandelt in dieser
Abkühlphase von Austenit in 100% Martensit um. Durch die
Entnahme des umgeformten Bauteils aus dem Werkzeug bei einer höheren
Temperatur wird ein Selbstanlasseffekt erzielt, der zu einer Ausscheidung
von Carbiden aus dem zu diesem Zeitpunkt noch sehr spröden
Martensit führt. Dieser Vorgang führt zu einer
Erhöhung der Zähigkeit im fertigen Bauteil. Das
Zielgefüge mit dem derzeit verwendeten Material unter Berücksichtigung
des beschriebenen Prozesses ist somit 100% angelassener Martensit.
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Als
problematisch wird seitens einiger Hersteller (OEMs) die geringe
Bruchdehnung im Bauteil angeführt. Eine geringe Restdehnung
im Bauteil kann bei einer Belastung unter hohen Umformgeschwindigkeiten zu
einer spröden Rissausbreitung führen. Daher wird
von einigen Herstellern die Erhöhung der Bruchdehnung im
Bauteil unter Beibehaltung der Vorgaben für die Festigkeitskennwerte
angestrebt.
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Aufgabe
der vorliegenden Erfindung ist es daher eine Lösung zu
schaffen mit der durch Presshärten Bauteile beziehungsweise
Werkstücke zur Verfügung gestellt werden können,
die zum einen eine optimale Kombination mechanischer Eigenschaften,
insbesondere der Bruchdehnung und der Festigkeit, besitzen und zum
anderen kostengünstig und zuverlässig hergestellt
werden können.
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Der
Erfindung liegt die Erkenntnis zugrunde, dass diese Aufgabe gelöst
werden kann, indem ein geeignetes Komplex-Phasengefüge
in dem Bauteil erzeugt wird.
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Gemäß einem
ersten Aspekt wird die Erfindung daher gelöst durch ein
Verfahren zum Herstellen eines Werkstücks durch Presshärten
eines Halbzeugs, bei dem das Halbzeug, aus einem Stahl besteht,
der einen hohen Siliziumgehalt von mindestens 0,9 Gew.-%, vorzugsweise
im Bereich von 1–2 Gew.-%, bei gleichzeitig geringem Mangangehalt
von weniger als 0,9 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von 0,65–0,8
Gew.-%, geringem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,25 Gew.-%,
vorzugsweise im Bereich von 0,19–0,22 Gew.-%, und hohem
Chromgehalt von mehr als 1,20 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von
1,3–1,5 Gew.-% aufweist. Dieses Halbzeug wird durch Erwärmen
in einen Zustand gebracht, in dem das Gefüge des verwendeten
Stahls zumindest teilweise austenitisiert ist und das so erwärmte
Halbzeug wird so warm umgeformt, dass nach dem Warmumformen ein
Gefüge in dem Werkstück vorliegt, das ein Komplex-Phasengefüge
mit überwiegend Martensitanteilen und Ferritanteilen aufweist.
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Als
Komplex-Phasengefüge wird im Sinne dieser Erfindung eine
Gefügestruktur verstanden, bei der ein Mischgefüge
aus zumindest zwei Gefügearten vorliegt. Besonders bevorzugt
besteht das Mischgefüge aus einem Anteil an Martensit und
dem Rest Ferrit. Es ist gemäß der Erfindung aber
auch möglich, dass weitere Gefüge, insbesondere
Restaustenit und Bainit in dem Komplex-Phasengefüge vorliegen.
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Durch
die Verwendung eines Stahls, der einen hohen Siliziumgehalt aufweist,
kann eine gezielte Veränderung des martensitischen Gefüges
erzielt werden. Zum anderen hat es sich gezeigt, dass durch den gleichzeitig
erhöhten Chromgehalt, der unter anderem für die
Erhöhung des Zunderschutzes zulegiert wird, insbesondere
die abgesenkten Gehalte an Mangan und Kohlenstoff hinsichtlich der
erforderlichen Härtbarkeit ausgeglichen werden. Somit kann
mit einem Stahl der die genannten Verhältnisse an Legierungselementen aufweist,
die gewünschte Kombination der mechanischen Eigenschaften
erzielt werden. Durch eine alleinige Erniedrigung des Kohlenstoffgehaltes,
die im Allgemeinen zu einer erhöhten Duktilität
führt, würden hingegen die Festigkeiten zu stark
reduziert. Weiterhin hat sich gezeigt, dass bei dem hohen Siliziumgehalt
die Menge von gegebenenfalls zu verwendendem Aluminium gering gehalten
werden kann und so die Dauerfestigkeit erhöht werden kann.
Weiterhin dient das Silizium in der erfindungsgemäßen
Legierung auch als Zunderschutz.
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Zur
zuverlässigen Einstellung dieser Eigenschaften, wird das
Ausgangsgefüge des Halbzeugs auf eine Temperatur erwärmt,
in der dieses zumindest teilweise in Austenit umwandelt. Diese Temperatur
wird im Folgenden auch als Erwärmungstemperatur bezeichnet.
Gemäß einer Ausführungsform liegt die
Erwärmungstemperatur zwischen der Ac1 und der Ac3 Temperatur
des Stahls, das heißt zwischen der Temperatur, bei der die
Umwandlung in Austenit beginnt und der Temperatur, bei der die Umwandlung
in Austenit abgeschlossen ist. In diesem interkritischen Bereich
erfolgt eine Ausscheidung der Alpha- und der Gamma-Phase, ein vollständiges
Austenitisieren des gesamten Gefüges erfolgt in diesem Temperaturbereich
allerdings in der Regel nicht. Das so erwärmte und für
eine vorgegebene Zeit auf der Erwärmungstemperatur gehaltene
Halbzeug kann anschließend einem Presswerkzeug zugeführt
werden. Durch das Zuführen zu dem Presswerkzeug erfolgt
eine gewisse Abkühlung des Halbzeuges. Durch die Zusammensetzung
des gemäß des ersten Aspekts der Erfindung verwendeten
Stahls, kann ein gezieltes Einstellen eines überwiegend
aus Martensit und Ferrit bestehenden Komplexgefüges realisiert
werden.
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Durch
die Warmumformung des in das Werkzeug eingebrachten Halbzeuges folgt
eine beschleunigte Abkühlungsphase, die zur Umwandlung
des Austenits in Martensit führt. Erfindungsgemäß kann
aber auch Restaustenit, insbesondere lamellarer Restaustenit in
dem Komplex-Phasengefüge vorliegen. In Abhängigkeit der
Abkühlungsgeschwindigkeit, die während der Umformung
erzielt wird und beispielsweise durch gekühlte Werkzeuge
oder ungekühlte Werkzeuge beeinflusst wird, kann das Komplex-Phasengefüge
auch einen Anteil an Bainit umfassen.
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Zur
Erhöhung der Dehnungskennwerte bei Stahlwerkstoffen waren
bisher Mechanismen bekannt, wie beispielsweise die Kornfeinung,
das heißt Reduzierung der mittleren Korngrenze. Weiterhin
wurden Mehrphasengefüge aus nicht umwandelnden Gefügebestandteilen
(Dualphasenstähle) und Mehrphasengefüge aus teilweise
umwandelnden Gefügebestandteilen (TRIP-Stähle)
vorgeschlagen. Die für die Herstellung von Werkstücken
mit verbesserten Dehnungskennwerten verwendeten Stahlsorten mit
Mehrphasengefüge werden im normalen Stahlherstellungsprozess
(entweder als Warmband oder als Kaltband) bereits industriell hergestellt und
für die Kaltumformung von Bauteilen verwendet. Die Legierungskonzepte
sind teilweise recht kompliziert und die Herstellung des jeweiligen
Bandes nur in sehr engen Prozessfenstern möglich. Eine
Anwendung dieser Legierungskonzepte auf die Warmumformung ist nicht
möglich, da diese Konzepte an die Warm- und Kaltbanderzeugungslinien
der Stahlhersteller angepasst sind, die sich hinsichtlich der im
Warmformprozess auftretenden Parameter größtenteils
deutlich unterscheiden.
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Bei
der vorliegenden Erfindung ist insbesondere von Vorteil, dass die
Eigenschaften, die das fertige Werkstück aufweisen soll,
in einem Herstellungsprozess mit minimalem Arbeitsaufwand erzielt
werden können. Insbesondere ist eine Wärmebehandlung,
die sich dem Bauteilfertigungsprozess bei den Verfahren des Standes
der Technik anschließen muss, nicht erforderlich. Somit
ist der Herstellungsprozess des Werkstückes insgesamt rentabler.
Zudem kann auch eine mit einer solchen Wärmebehandlung
einhergehende Reduzierung der Festigkeiten verhindert werden und
Vorgaben somit auf einfache Weise erfüllt werden.
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Alternativ
zu der Erwärmung des Halbzeugs auf eine relativ niedrige
Temperatur zwischen der Ac1 und der Ac3 Temperatur des verwendeten
Stahls ist es auch möglich das Halbzeug auf eine Temperatur
oberhalb der Ac3 Temperatur des Stahls zu erwärmen. Hierbei
wird eine vollständige Austenitisierung des Halbzeugs erzielt.
Der Vorteil dieser Ausführungsform des Verfahrens besteht
darin, dass das Ausgangsgefüge für das erfindungsgemäße
Verfahren von geringerer Bedeutung ist. Die Anforderungen an die
Herstellung und insbesondere Wärmebehandlung des Ausgangsstoffes,
beispielsweise Warmbandes vor dem Verfahren des Presshärtens
sind daher verringert und einzelne Verfahrensschritte, wie ein Vorwärmen,
das mit hohen Kosten verbunden ist, können ausgespart werden.
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Durch
den bei dem Verfahren nach dem ersten Aspekt gewählten
Stahl des Halbzeuges, kann trotz der vollständigen Austenitisierung
auf einfache Weise sicher gestellt werden, dass ein erheblicher
Anteil des Gefüges vor, während oder nach der
eigentlichen Warmumformung in Ferrit umwandelt. Insbesondere ist
die Temperaturführung bei dieser Zusammensetzung des Stahls
vereinfacht. Es können allerdings auch von dem in dem Verfahren
gemäß dem ersten Aspekt verwendeten Stahl abweichende
Stahllegierungen verwendet werden.
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Gemäß einem
weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung daher ein Verfahren
zum Herstellen eines Werkstücks durch Presshärten
eines Halbzeugs. Das Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass
das Halbzeug auf eine Temperatur oberhalb der Ac3-Temperatur des
verwendeten Stahls erwärmt wird und das so erwärmte
Halbzeug so warm umgeformt wird, dass nach dem Warmumformen ein
Gefüge in dem Werkstück vorliegt, das ein Komplex-Phasengefüge
mit überwiegend Martensitanteilen und Ferritanteilen aufweist.
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Die
Temperaturführung zur Erzielung des gewünschten
Komplex-Phasengefüges kann der verwendeten Legierung angepasst
werden, insbesondere kann beispielsweise die Abkühlgeschwindigkeit
des Halbzeugs nach dem Erwärmen auf die Temperatur oberhalb
der Ac3 Temperatur verringert werden. Somit können auch
Stahllegierungen nach dem vorliegenden Verfahren behandelt werden,
deren Ferritbildungsbereich aufgrund einzelner Legierungselemente
zu höheren Zeiten verschoben ist.
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Gemäß einer
Ausführungsform umfasst das Erwärmen des Halbzeugs
ein Vorwärmen bei einer Temperatur, die geringer als die
Ac1-Temperatur des verwendeten Stahls ist. Diese Ausführungsform
ist insbesondere für die Verfahren der Erfindung gemäß dem
ersten Aspekt von Vorteil, bei denen gegebenenfalls in dem Erwärmungsschritt
keine vollständige Austenitisierung erfolgt. Durch das
Vorwärmen können Unregelmäßigkeiten
des Ausgangsgefüges bis zu einem gewissen Grad behoben
werden und so ein möglichst gleichmäßiges
teilweise Austenitisieren des Halbzeugs erreicht werden.
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Gemäß einer
Ausführungsform erfolgt das Warmumformen zum Beginn der
Ferritbildung. Als Beginn der Ferritbildung wird der Zeitpunkt verstanden,
bei dem die Temperaturkurve des Verfahrens in den Bildungsbereich
von Ferrit (in einem Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramm) eintritt.
Besonders bevorzugt wird dieser Zeitpunkt der Umformung bei den
Verfahren gewählt, bei denen das Halbzeug auf eine Temperatur
oberhalb der Ac3 Temperatur des Stahls erwärmt wurde und
so im Wesentlichen homogenes Austenitgefüge als Ausgangsgefüge
vorliegt. Da die Umformung zum Beginn der Ferritbildung erfolgt,
wird nur ein geringer Anteil des in dem Endgefüge vorliegenden
Ferrits durch die reine Temperaturführung des Halbzeugs
nach der Erwärmung erzielt. Der wesentliche Teil des Ferrits
wird bei dieser Ausführungsform vielmehr aufgrund verformungsinduzierter
Ferritbildung vorliegen. Besonders bevorzugt erfolgt bei dieser
Ausführungsform vor der Umformung eine Wärmebehandlung
in einem Ofen, der zu dem Ofen für die Erwärmung
des Halbzeugs unterschiedlich ist. In dem zweiten Ofen kann die
Temperatur des Halbzeuges nach dem Abkühlen von der Erwärmungstemperatur
gezielt eingestellt werden und somit dem Umwandlungsverhalten des
verwendeten Stahls angepasst werden. Zudem ist bei der Ausführungsform,
bei der die Warmumformung zu Beginn der Ferritbildung erfolgt, die
Umwandlungsdauer kurz.
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Alternativ
ist es allerdings auch möglich, dass das Warmumformen zum
Ende der Ferritbildung erfolgt. Als Ende der Ferritbildung wird
insbesondere der Zeitpunkt verstanden, bei dem die Temperaturkurve
des Verfahrens aus dem Bildungsbereich von Ferrit (in einem Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramm)
austritt. Besonders bevorzugt wird dieser Zeitpunkt der Umformung
bei den Verfahren gewählt, bei denen das Halbzeug auf eine
Temperatur oberhalb der Ac3 Temperatur des Stahls erwärmt
wurde und so im Wesentlichen homogenes Austenitgefüge als
Ausgangsgefüge vorliegt. Bei dieser Ausführungsform
wird die Ferritbildung im Wesentlichen durch die Temperaturführung
bestimmt. Das Gefügebild lässt sich daher unabhängig
von der Form des Werkstücks genauer einstellen und reproduzieren.
Zudem wird ein Ferrit erhalten, der eine erhöhte Streckgrenze
aufweist. Die Umformung und damit verbundene Abkühlung
des Halbzeugs führt bei dieser Ausführungsform
im Wesentlichen dazu, dass der verbleibende Austenit gezielt in
Martensit umgewandelt wird und eine Bainitbildung weitestgehend
unterbunden wird.
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Das
Halbzeug kann gemäß der vorliegenden Erfindung
vor dem Warmumformen einer Luftkühlung unterzogen werden.
Diese kann durch Transport des Halbzeuges zu einem Werkzeug oder
auch im Ofen, der zum Erwärmen des Halbzeuges verwendet
wurde oder in einem Ofen, der dem Ofen für die Erwärmung
des Halbzeuges nachgeschaltet ist, erzielt werden. Es sind allerdings
auch andere Kühlungsmechanismen anwendbar, so kann eine
Gaskühlung oder Wasserkühlung erfolgen. Durch
die gezielte Kühlung des Halbzeuges gemäß der
vorliegenden Erfindung ist insbesondere bei Halbzeugen, die im Wesentlichen
vollständig austenitisiert sind und insbesondere auf eine
Temperatur oberhalb der Ac3 Temperatur erwärmt wurden,
das Durchlaufen der Abkühlkurve durch den Ferritbereich,
insbesondere der Eintrittspunkt in diesen Bereich der Ferritbildung
einstellbar. Hierdurch kann das Gefüge gezielt den Anforderungen
entsprechend eingestellt werden.
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Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform wird auch bei dem Verfahren
des zweiten Aspektes der Erfindung, bei dem das Halbzeug vor der
Warmumformung auf eine Temperatur oberhalb der Ac3 Temperatur erwärmt
wird, ein Stahl verwendet, der einen hohen Siliziumgehalt von mindestens
0,9 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von 1–2 Gew.-%, bei
gleichzeitig geringem Mangangehalt von weniger als 0,9 Gew.-%, vorzugsweise
im Bereich von 0,65–0,8 Gew.-%, geringem Kohlenstoffgehalt
von weniger als 0,25 Gew.-%, vorzugsweise im Bereich von 0,19–0,22
Gew.-%, und hohem Chromgehalt von mehr als 1,20 Gew.-%, vorzugsweise im
Bereich von 1,3–1,5 Gew.-% aufweist.
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Auch
hierbei hat die Erhöhung des Siliziumgehalts allgemein
einen Einfluss auf die Erhöhung der Streckgrenze des herzustellenden
Werkstückes. Der erhöhte Siliziumgehalt bewirkt
zudem bei dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept
eine erfindungsgemäße Veränderung des
martensitischen Gefüges. Lamellarer Restaustenit ist für
eine erhöhte Duktilität verantwortlich. Darüber
hinaus wird der Ferrit-Bereich insbesondere durch den erhöhten
Siliziumgehalt zu höheren Temperaturen verschoben, so dass
eine Dualphasen-Wärmebehandlung oder Komplex-Phasenbehandlung
besser möglich wird. Es hat sich gezeigt, dass durch den
gleichzeitig erhöhten Chromgehalt insbesondere die abgesenkten
Gehalte an Mangan und Kohlenstoff hinsichtlich der erforderlichen
Härtbarkeit ausgeglichen werden.
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Gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform enthält der Stahl
neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen folgende Legierungselemente
(in Gew.-%):
C: 0,19–0,22
Si: 1,0–2,0
Mn:
0,65–0,80
B: 0,002–0,003
Cr: 1,30–1,50
Nb:
0,02–0,04.
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Durch
diese Legierungszusammensetzung, die kostengünstig hergestellt
werden kann, kann auch das damit herzustellende Werkstück
kostengünstig erzeugt werden. Zudem hat sich gezeigt, dass
bei dieser Legierungszusammensetzung für die erfindungsgemäße
Herstellung des Werkstückes durch Warmumformen durch den
vorliegenden Niob-Gehalt eine verbesserte Feinkörnigkeit
des Warmbandes erzielt wird und zudem das Kornwachstum im Verarbeitungsprozess
vermindert wird. Schließlich ist durch den niedrigen Kohlenstoffgehalt,
der hinsichtlich der Härtbarkeit beispielsweise durch den
erhöhten Chromanteil ausgeglichen wird, eine gute Schweißbarkeit
des fertigen Werkstückes weiterhin gegeben.
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Der
in den Verfahren der vorliegenden Erfindung verwendete Stahl kann
weiterhin folgende optionalen Elemente (in Gew.-%) enthalten:
P:
max. 0,015
S: max. 0,010
Al: max. 0,010
Ti: max.
0,010
Mo: max. 0,08
Cu: max. 0,20
Ni: max. 0,20.
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Gemäß einem
weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung ein Werkstück
aus einer Stahllegierung, das durch Warmumformen, insbesondere Presshärten
eines Halbzeuges hergestellt wurde und ein Komplex-Phasengefüge
aufweist, das überwiegend aus Martensit und Ferrit besteht,
wobei der Martensitanteil größer ist als der Ferritanteil.
Ein solches erfindungsgemäßes Werkstück
weist eine optimale Kombination aus mechanischen Eigenschaften,
insbesondere Bruchdehnung und Festigkeit auf und ist zudem kostengünstig und
einfach herstellbar. Durch die Einstellung eines Komplex-Phasengefüges,
bei dem der Martensitanteil größer als der Ferritanteil
ist, kann insbesondere die für Werkstücke in der
Regel wesentliche Festigkeit zur Verfügung gestellt werden.
Eine Erhöhung der Dehnungskennwerte bei Stahlwerkstoffen
wurde bisher mit bekannten Mechanismen erreicht. Hierzu zählen
insbesondere Kornfeinung, das heißt Reduzierung der mittleren Korngrenze,
sowie Mehrphasengefüge aus nicht umwandelnden Gefügebestandteilen
(Dualphasenstähle) und Mehrphasengefüge aus teilweise
umwandelnden Gefügebestandteilen (TRIP-Stähle)
bekannt. Die für die Herstellung solcher Werkstücke
mit verbesserten Dehnungskennwerten verwendeten Stahlsorten mit
Mehrphasengefüge werden im normalen Stahlherstellungsprozess
(entweder als Warmband oder als Kaltband) industriell hergestellt
und für die Kaltumformung von Bauteilen verwendet. Die
Legierungskonzepte sind teilweise recht kompliziert und die Herstellung
des jeweiligen Bandes nur in sehr engen Prozessfenstern möglich. Eine
Anwendung dieser Legierungskonzepte auf die Warmumformung ist nicht
möglich, da diese Konzepte an die Warm- und Kaltbanderzeugungslinien
der Stahlhersteller angepasst sind, die sich hinsichtlich der im
Warmformprozess auftretenden Parameter größtenteils
deutlich unterscheiden.
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Das
erfindungsgemäße Werkstück hingegen,
das durch Warmumformen, insbesondere Warmpresshärten hergestellt
wird, kann großtechnisch hergestellt werden und einzelnen
Anforderungen an die Eigenschaften gezielt angepasst sein.
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Gemäß einer
Ausführungsform weist das Gefüge des Werkstückes
neben Martensit und Ferrit Restaustenit auf. Dieser liegt insbesondere
als lamellarer Restaustenit vor.
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Hierdurch
wird die Duktilität des Werkstücks erhöht
und dieses kann daher für Anwendungen dienen, bei denen
die Duktilität wesentlich ist.
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Das
erfindungsgemäße Werkstück besteht vorzugsweise
aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
folgende Legierungselemente (in Gew.-%) enthält:
C:
0,19–0,22
Si: 1,0–2,0
Mn: 0,65–0,80
B:
0,002–0,003
Cr: 1,30–1,50
Nb: 0,02–0,04.
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Besonders
bevorzugt weist der Stahl, aus dem das Werkstück besteht,
zusätzlich optional zumindest eines der und vorzugsweise
alle folgenden Legierungselemente (in Gew.-%) auf:
P: max.
0,015
S: max. 0,010
Al: max. 0,010
Ti: max. 0,010
Mo:
max. 0,08
Cu: max. 0,20
Ni: max. 0,20.
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Besonders
bevorzugt besitzt das erfindungsgemäße Werkstück
eine Bruchdehnung A5 von mindestens 10%, vorzugsweise 13%. Diese
hohen Werte der Bruchdehnung werden bei dem erfindungsgemäßen Werkstück
durch das Herstellungsverfahren mit den darin enthaltenen Prozessschritten
und/oder durch die Legierung des für das Werkstück
verwendeten Stahls erzielt. Die Einstellung des Komplex-Phasengefüges,
die bei der vorliegenden Erfindung einfach vorgenommen werden kann,
ermöglicht das Erzielen dieser hohen Werte.
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Vorzugsweise
weist das Werkstück eine Zugfestigkeit Rm von mindestens
1300 MPa, vorzugsweise von 1300–1600 MPa und besonders
bevorzugt von 1450 MPa auf. Diese hohe Festigkeit wird zum größten
Teil durch den in dem Gefüge vorhandenen Martensit erzielt.
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Bevorzugt
wird das Werkstück nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren gemäß dem ersten oder zweiten Aspekt
der Erfindung hergestellt.
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Gemäß einem
weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung die Verwendung
eines erfindungsgemäßen Werkstücks als
Strukturteile der Karosserie eines Kraftfahrzeuges. Beispielsweise
kann das Werkstück als B-Säule, A-Säule,
Türaufprallträger oder Stoßfänger
eines Fahrzeuges verwendet werden. Weiterhin ist auch die Verwendung
des erfindungsgemäßen Werkstücks als
Chassisteil eines Kraftfahrzeuges, beispielsweise des Lenkers oder
von Torsionsprofilen Gegenstand der Erfindung. Ebenfalls ist die
Verwendung des erfindungsgemäßen Werkstücks
als Achsträger für Kraftfahrzeuge, wie beispielsweise
Längs- und Quertraversen aus Rohr oder aus Blech, sowie
als Fahrwerksteile wie beispielsweise Querlenker Gegenstand der
Erfindung. Schließlich kann das erfindungsgemäße
Werkstück als hochfestes Stahlrohr verwendet werden. Weitere Beispiele
der Anwendungen des erfindungsgemäßen Werkstücks
sind Stabilisatoren aus Rohr, Antriebswellen aus Rohr und Strukturteile.
Für all diese Verwendungen ist das erfindungsgemäße
Werkstück aufgrund der Kombination der mechanischen Eigenschaften,
insbesondere Festigkeit und Bruchdehnung, besonders geeignet. Auch
die durch die bevorzugten verwendeten Legierungen und Herstellungsverfahren
geringen Kosten sind für die Verwendung des Werkstücks
vorteilhaft.
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Vorteile
und Merkmale, die bezüglich des Verfahrens nach dem ersten
Aspekt der Erfindung beschrieben wurden, gelten – soweit
anwendbar – auch für das Verfahren nach dem zweiten
Aspekt der Erfindung, das erfindungsgemäße Werkstück
und die erfindungsgemäßen Verwendungen sowie jeweils
umgekehrt.
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Die
Erfindung wird im Folgenden erneut anhand möglicher Ausführungsbeispiele
unter Bezugnahme auf die beiliegenden Figuren beschrieben. Hierin
zeigen:
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1:
ein schematisches Zeit-Temperatur-Umwandlungsbild einer Legierung
mit einem Verfahrensverlauf einer ersten Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens nach dem ersten
Aspekt;
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2:
ein schematisches Zeit-Temperatur-Umwandlungsbild einer Legierung
mit einem Verfahrensverlauf einer zweiten Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens nach dem ersten
Aspekt;
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3:
ein schematisches Zeit-Temperatur-Umwandlungsbild einer Legierung
mit einem Verfahrensverlauf einer ersten Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens nach dem zweiten
Aspekt; und
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4:
ein schematisches Zeit-Temperatur-Umwandlungsbild einer Legierung
mit einem Verfahrensverlauf einer zweiten Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens nach dem zweiten
Aspekt.
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Bei
dem in 1 gezeigten Ausführungsbeispiel wird
das Halbzeug von einer Ausgangstemperatur auf eine Erwärmungstemperatur
gebracht, die beispielsweise im interkritischen Bereich, das heißt
zwischen der Temperatur Ac3 und der Temperatur Ac1 des Stahls liegt.
Auf dieser Temperatur wird das Halbzeug eine vorgegebene Zeitspanne
gehalten, um anschließend aus dem Ofen genommen und einem
Werkzeug zugeführt zu werden. Durch die Entnahme des Halbzeugs
aus dem Ofen kühlt das Halbzeug ab und besitzt beim Einlegen
in das Werkzeug insbesondere eine Temperatur, die unterhalb der
Temperatur Ac1 des verwendeten Stahls liegt. Ein weiterer Ofen ist
für diese Ausführungsform des Verfahrens nicht
erforderlich. Sobald das Halbzeug mit dem Werkzeug in Kontakt tritt
und auf das Halbzeug einwirkt, das heißt dieses umformt,
kommt es zu einem beschleunigten Temperaturabfall. Durch die Umformung
wird aus dem teilaustenitisierten Gefüge der Austenitanteil
weitestgehend in Martensit umgewandelt. Je nach der für
das Verfahren gewählten Legierung kann der Bainit-Bereich,
der in der 1 schematisch gezeigt ist, zu
geringeren Zeiten verschoben sein. Dies ist in der Figur mit der
strichpunktierten Linie angedeutet. Auch der Ferrit-Bereich kann
zu geringeren Zeiten verschoben sein.
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Das
Endgefüge ist bei dieser Ausführungsform ein Mischgefüge,
das im Wesentlichen aus Martensit und Ferrit besteht. Geringe Bestandteile
an Restaustenit können ebenfalls vorliegen. Eine prozentuale
Verteilung von Martensit mit 60% und Ferrit mit 30% ist möglich.
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Bei
dem in 2 gezeigten zweiten Ausführungsbeispiel
des Verfahrens nach dem ersten Aspekt der Erfindung, wird das Halbzeug
von einer Ausgangstemperatur auf eine Vorwärmungstemperatur
gebracht, die unterhalb des interkritischen Bereiches des verwendeten
Stahls liegt. Auf dieser Vorwärmungstemperatur wird das
Halbzeug eine vorgegebene Zeit gehalten. Anschließend wird
das vorgewärmte Halbzeug auf eine Erwärmungstemperatur
weiter aufgeheizt, die in dem interkritischen Bereich, das heißt
zwischen der Temperatur Ac3 und der Temperatur Ac1, liegt. Auf dieser
Temperatur wird das Halbzeug ebenfalls eine vorgegebene Zeitspanne
gehalten, um anschließend aus dem Ofen genommen und einem
Werkzeug zugeführt zu werden. Durch die Entnahme des Halbzeugs
aus dem Ofen kühlt das Halbzeug ab und besitzt beim Einlegen
in das Werkzeug insbesondere eine Temperatur, die unterhalb der
Temperatur Ac1 des verwendeten Stahls ist. Sobald das Halbzeug mit
dem Werkzeug in Kontakt tritt und auf das Halbzeug einwirkt, das
heißt dieses umformt kommt es zu einem beschleunigten Temperaturabfall.
Durch die Umformung wird aus dem teilaustenitisierten Gefüge der
Austenitanteil weitestgehend in Martensit umgewandelt. Je nach der
für das Verfahren gewählten Legierung kann es
sein, dass der Bainit- und/oder der Ferrit-Bereich, die in der 2 schematisch
gezeigt sind, zu geringeren Zeiten verschoben sind. Für
den Bainit-Bereich ist dies in 2 schematisch
durch die strichpunktierte Linie angedeutet.
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Das
Endgefüge ist bei dieser Ausführungsform ebenfalls
ein Mischgefüge, das im Wesentlichen aus Martensit und
Ferrit besteht. Geringe Bestandteile an Restaustenit können
ebenfalls vorliegen. Eine prozentuale Verteilung von Martensit mit
60% und Ferrit mit 30% ist möglich.
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In 3 ist
der Verfahrensablauf einer ersten Ausführungsform des Verfahrens
nach dem zweiten Aspekt der Erfindung gezeigt. Bei dieser Ausführungsform
wird das Halbzeug von einer Ausgangstemperatur auf eine Temperatur
oberhalb der Ac3 Temperatur des verwendeten Stahls erwärmt.
Auf dieser Temperatur wird das Halbzeug eine vorgegebene Zeit gehalten.
Hierdurch wird ein im Wesentlichen homogenes Austenitgefüge
als Ausgangsgefüge für die nachfolgenden Behandlungsschritte
gebildet. Danach wird das Halbzeug kontrolliert abgekühlt.
Hierzu kann das Halbzeug einem weiteren Ofen zugeführt
werden. Durch das Überführen des Halbzeugs zu
dem weiteren Ofen fällt dessen Temperatur zunächst.
Vorzugsweise wird die Temperatur so eingestellt, dass diese unterhalb
der Ac3 Temperatur des verwendeten Stahls liegt. Von dieser Temperatur
aus erfolgt ein kontrolliertes Abkühlen, bei dem der Temperaturverlauf
so gesteuert wird, dass die Temperatur-Zeit-Kurve des Verfahrens
in den Ferritbereich eintritt und in diesem über eine gewisse
Zeit gehalten wird. Insbesondere bei Legierungen, bei denen der
Ferritbereich einen geringen Temperaturbereich abdeckt, muss die
Temperatur nahezu konstant gehalten werden. Hierdurch wird das in
der Erwärmungsphase bei der Erwärmungstemperatur
gebildete Austenitgefüge teilweise in Ferrit umgewandelt.
Gegen Ende des Ferritbereiches, das heißt zu dem Zeitpunkt,
in dem die Verfahrenskurve sich dem Rand des Ferritbereichs bei
kontrollierter Abkühlung annähren würde,
erfolgt das Warmumformen des Halbzeuges. Durch die Umformung und
insbesondere das Werkzeug wird die Temperatur weiter verringert
und der noch nicht in Ferrit umgewandelte Austenit wird sich in
Martensit umwandeln. Bei der in 3 gezeigten
schematischen Darstellung der Bereiche von Martensit, Ferrit und
Bainit, wird es nicht zu einer Bildung von Bainit kommen. Es ist
allerdings auch möglich, dass, wie in der 3 durch
die strichpunktierte Linie angedeutet, der Bainit-Bereich zu geringeren
Zeiten verschoben ist. In diesem Fall kann das Mischgefüge,
das durch das erfindungsgemäße Verfahren erhalten wird,
auch gewisse Anteile an Bainit aufweisen. Weiterhin kann ein gewisser
Prozentsatz an Restaustenit vorliegen.
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In 4 ist
schließlich eine weitere Ausführungsform des Verfahrens
nach dem zweiten Aspekt der Erfindung gezeigt. Hierbei wird, wie
auch in dem in 3 gezeigten Ausführungsbeispiel
das Halbzeug auf eine Erwärmungstemperatur oberhalb der
Ac3 Temperatur erwärmt und auf dieser Temperatur gehalten,
bis ein im wesentlichen homogener Austenit in dem Halbzeug vorliegt.
Von dem Ofen wird das Halbzeug dann in einen zweiten Ofen überführt.
In dem zweiten Ofen wird die Temperatur für einen kürzeren
Zeitraum, als bei dem in 3 gezeigten Ausführungsbeispiel
annährend gleich gehalten. Hierdurch tritt die Verfahrenskurve
in den Ferritbereich des Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Diagramms ein.
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Vorzugsweise
tritt die Verfahrenskurve bei einer hohen Temperatur in diesen Bereich
ein. Durch ein auf den Eintritt in den Ferritbereich folgendes Umformen
wird dann eine verformungsinduzierte Ferritbildung hervorgerufen.
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Eine
mögliche Legierung die sich für die Verfahren
nach den Aspekten der vorliegenden Erfindung als geeignet herausgestellt
hat, weist die in Tabelle 1 gezeigte chemische Zusammensetzung auf.
| C | Si | Mn | B | Cr | Nb | P | S | Al | Ti | Mo | Cu | Ni |
| 0,19–0,22 | 1,0–2,0 | 0,65–0,80 | 0,0020–0,0030 | 1,30–1,50 | 0,02–0,04 | Max. 0,015 | Max. 0,010 | Max. 0,010 | Max. 0,010 | Max. 0,08 | Max. 0,20 | Max. 0,20 |
Tabelle 1
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Zusätzlich
kann in einer Legierung zur Verwendung in Verfahren gemäß der
vorliegenden Erfindung auch Stickstoff (N) enthalten sein. Auch
der Anteil von Aluminium kann über der in der Tabelle 1
gezeigten Angabe liegen.
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Mit
der in Tabelle 1 gezeigten Legierung konnten unter Anwendung der
im Warmformprozess, insbesondere dem Presshärten, erfindungsgemäß verwendeten
Prozessschritte die in Tabelle 2 dargestellten mechanischen Eigenschaften
erzielt werden.
| Zustand | Rp
0,2 (MPa) | Rm
(MPa) | A5
(%) |
| Pressgehärtet,
teilweise austenitisiert (erster Aspekt der Erfindung) | 1135 | 1624 | 13 |
| Pressgehärtet,
vollaustenitisiert (zweiter Aspekt der Erfindung) | 1000–1300 | 1500–1650 | 10 |
Tabelle
2
-
Mit
der vorliegenden Erfindung können somit eine Reihe von
Vorteilen erzielt werden. So wird insbesondere ein kostengünstiges
Legierungskonzept geschaffen, bei dem kaum Mehrkosten im Vergleich
zu bekannten Legierungen anfallen. Zudem ist die Legierung, die
für die vorliegende Erfindung vorzugsweise verwendet wird,
ein in allen Stahlwerken technisch herstellbarer Stahlwerkstoff.
Weiterhin kann eine weitere Erhöhung der Dehnungskennwerte
unter Berücksichtigung von Prozessänderungen ermöglicht
werden. Dies wird im Wesentlichen durch das erfindungsgemäß erzeugte
Mehrphasengefüge bedingt, wobei dennoch ein Erreichen der
gleichen Festigkeiten wie bei bekannten Stahlwerkstoffen möglich
bleibt. Schließlich ist die Schweißbarkeit des
Werkstückes in Folge des niedrigen Kohlenstoff-Gehaltes
beibehalten und die Anzahl der möglichen Anwendungen des
erfindungsgemäßen Werkstückes daher groß.
-
- V
- Verfahrenskurve
- A1
- Ac1
Temperatur
- A3
- Ac3
Temperatur
- F
- Ferrit-Bereich
- B
- Bainit-Bereich
- Ms
- Martensit-Start-Temperatur.
-
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- - DE 102007033950
A1 [0002]