EP1753888A1 - Höherfester multiphasenstahl mit verbesserten eigenschaften - Google Patents

Höherfester multiphasenstahl mit verbesserten eigenschaften

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Publication number
EP1753888A1
EP1753888A1 EP05743538A EP05743538A EP1753888A1 EP 1753888 A1 EP1753888 A1 EP 1753888A1 EP 05743538 A EP05743538 A EP 05743538A EP 05743538 A EP05743538 A EP 05743538A EP 1753888 A1 EP1753888 A1 EP 1753888A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
content
carbon
weight
phosphorus
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP05743538A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Johann Szinyur
Robert Sierlinger
Sabine Ritsche
Sandra Traint
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Voestalpine Stahl GmbH filed Critical Voestalpine Stahl GmbH
Publication of EP1753888A1 publication Critical patent/EP1753888A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • the invention relates to a high-strength multi-phase steel with improved properties and in particular to a higher-strength steel material with improved welding suitability for use as sheet metal in automobile construction.
  • the structure of the so-called dual-phase steels essentially consists of ferrite with a martensite content of up to about 20%.
  • cold-rolled or hot-rolled so-called residual austenite steels were developed, which are based on a ferritic / bainitic basic matrix. contain residual austenite.
  • the peculiarity of this type of steel is that the residual austenite is converted into hard martensite during the forming process.
  • These residual austenite steels are also referred to as TRIP steels, the abbreviation TRIP stands for "transformation induced plasticity".
  • TRIP steels have strengths of 600 to 800 MPa.
  • Multi-phase steels are known for example from WO 03/010351 AI, the multi-phase steel presented there having a carbon content of 0.03 to 0.15%, a phosphorus content of not more than 0.010%, a sulfur content of not more than 0.003% and Si and / or AI in a total amount of 0.5 to 4%.
  • Mn, Ni, Cr, Mo and Cu are contained in a total amount of 0.4 to 4%, the rest consists of iron and inevitable impurities.
  • the micro structure in a cross section of the steel strip is composed of residual austenite and martensite with amounts of about 3 to 30%.
  • the rest consists of ferrite and / or bainite, the maximum length of the crystal grains in the microstructure being no greater than 10 ⁇ and the number of inclusions with 20 ⁇ m or greater in a section of the steel strip being no greater than 0.3 pieces per square millimeter ,
  • a high-strength steel of the TRIP type is known from EP 1 170 391 A1, which is said to have improved processability, with 0.03 to 2% by weight of nitrogen being present and the contents of silicon and aluminum which should form nitrides preferably are each set to not more than 0.5% by weight or 0.3% by weight and additionally calcium, sodium rium and magnesium etc. are optionally added to control the formation of iron nitride, the volume fraction of the residual austenite phase in the metal structure being set to 3 to 20% by weight.
  • TRIP steels with dual-phase steels on its website, and states that TRIP steels have better formability in a given strength range than other modern high-strength steels. This improved formability comes from the transformation of residual austenite into martensite during the plastic deformation. Due to this improved formability, TRIP steels could be used to produce more complex components than with other high-strength steels. This gives the automotive engineer greater freedom in the design of parts to optimize weight and structural performance. In a comparison with the dual-phase steels, however, it is also pointed out that the welding processing is more difficult than with the dual-phase steels.
  • Residual austenite steels or TRIP steels are particularly suitable for structural parts of motor vehicles with particularly high demands on energy absorption, e.g. Columns, longitudinal and cross members, suitable.
  • TRIP steels have a very high energy absorption capacity, whereby the components made of these steels show a homogeneous, safe and reproducible deformation behavior.
  • TRIP steel is therefore ideally suited for the applications described in the automotive sector. There is therefore a considerable need in the automotive industry for the use of TRIP steels.
  • the joining of the high-strength steels can in principle be carried out using all methods that are also used when processing soft steel grades. However, the joining parameters must be adapted to the respective materials. It has been shown here that in resistance spot welding certain required properties of the welded connection in TRIP steels cannot be achieved with the required reproducibility.
  • Resistance spot welding is still the most frequently used joining process in the automotive industry. Accordingly, the automotive industry requires that the materials made available must be suitable for resistance spot welding. In addition, resistance spot welding must be able to produce components whose properties are the same from component to component, so that the deformation and energy absorption behavior of the component is always the same and reproducible from vehicle to vehicle.
  • the weld nugget formed between the parts to be joined depends mainly on the factors of welding current, welding time and the electrical resistances relevant for the heat development.
  • the total resistance of the system is made up of various individual resistances (electrode resistances, contact resistances between electrode and material or between material and material, material resistances).
  • the main factors influencing the material used in resistance welding are its chemical composition, physical and metallurgical properties and its surface finish.
  • the welding area of a material is the current area that ensures the production of welding spots of sufficient load-bearing capacity.
  • the lower limit of this range is defined by the definition of a minimum point diameter, the upper limit by the occurrence of interfacial splashes between the sheets.
  • the welding area can be determined either with a constant welding time or with a constant electrode force.
  • the individual weld spot diameters are determined, for example, by chiseling and measuring the weld spots in the so-called chisel test.
  • the welding area should be as wide as possible and its position reproducible. Given the welding conditions, the position and width of the welding area are primarily determined by the steel grade and type of coating.
  • the number of welding points that can be welded with a pair of electrodes is called the electrode life. In the case of coated metal sheets in particular, If the electrodes tend to alloy, a reduction in the electrode life (life span) can be observed.
  • Destructive test methods are mainly used to assess the performance characteristics of a spot welded joint. Static shear and head pull tests determine the forces required to separate the welded connection. Dynamic properties of spot welded joints are determined on rapid tensile tests or crash tests, and Wöhler diagrams are used to describe the cyclical properties (operational and fatigue strength). In all cases, the assessment of the properties is supplemented by appropriate metallographic examinations and hardness measurements.
  • the diameter of the weld nugget is a measure of the load-bearing capacity of the welded connection.
  • the breaking behavior (point appearance after the destructive test) of the welded point is documented. A distinction can be made between breaking out, mixing and shearing ( Figures 5-7).
  • the fracture behavior can be estimated using so-called carbon equivalents, in which the hardening potential of the material is shown as a function of weighted alloy elements.
  • the carbon equivalent can be calculated using various formulas. As an example, consider the (most common) carbon equivalent of International Institute of Welding (IIW) listed below:
  • CE IIW C + Mn / ⁇ + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15
  • the object of the invention is to create a high-strength multi-phase steel with improved properties and in particular a TRIP steel in such a way that the fracture behavior of the weld spots shows a predictable and reproducible behavior which enables optimal energy conversion and absorption of the components.
  • the invention is achieved with a cold-rolled, high-strength, multi-phase steel having the features of claim 1.
  • the fracture behavior in the area of the weld depends on the phosphorus content of the steel, predictable and reproducible results with respect to the fracture behavior being achieved only if a carbon-to-phosphorus ratio according to the invention is maintained within a certain range.
  • the ratio range according to the invention it is very easy to reproduce the desired results. In this respect, it is no longer necessary to determine a large number of parameters and to find suitable areas through extensive tests.
  • the phosphorus content must not exceed 0.016% by weight, with the carbon content not exceeding 0.1% by weight if the phosphorus content is 0.016% by weight. With increasing carbon contents up to max. 0.35% by weight, preferably up to 0.3% by weight, the phosphorus content must be reduced and, for example, with 0.26% by weight of carbon may still be at most 0.008% by weight.
  • the ratio of phosphorus to carbon should in particular be above a carbon content of 0.15% by weight, in this case below a straight line area which is defined by the
  • y is the phosphorus content in M% based on the total steel composition
  • k the slope of the straight line
  • x the carbon content in M% based on the total steel composition
  • d the maximum permissible phosphorus content.
  • the ratio of phosphorus to carbon is preferably below a carbon content of 0.15% by weight, below a straight line range, that of the formula
  • the ratio of phosphorus to carbon is above a carbon content of 0.17% by weight, below a straight line range, that of the formula
  • the steel according to the invention preferably contains at least the following alloy elements in the stated ranges in% by weight based on the entire material, the carbon content being 0.10-0.35% by weight and the content of aluminum and silicon ⁇ 2.5 % By weight and the manganese content is ⁇ 2.5% by weight. Furthermore, the silicon content alone is a maximum of 2.35% by weight, regardless of whether it was alloyed or not.
  • the aluminum content is preferably 0.15-2.5% by weight
  • the manganese content is preferably 1.0-2.5% by weight.
  • the following elements which are usually not alloyed, should lie below the specified limit Cr + Mo 0 0.6% by weight, Nb + Ti ⁇ 0.2% by weight and V ⁇ 0.2% by weight.
  • Figure 1 a crash carrier for determining the fracture patterns
  • FIG. 2 another crash carrier for determining the vertical images
  • FIG. 3 a desired button break on a crash carrier
  • FIG. 4 shear fractures not according to the invention on a crash carrier
  • Figure 6 a mixed fracture
  • Figure 7 a shear fracture
  • FIG. 8 a deformation of a crash support according to FIG. 1 desired according to the invention
  • FIG. 9 a diagram showing the relationships according to the invention between phosphorus and carbon content and the achievable fracture patterns
  • FIG. 10 a diagram according to FIG. 9 in a refined form showing the relationships according to the invention between phosphorus and carbon content and the achievable fracture patterns with a curve according to FIG. 9 above 0.15% by weight of carbon and a second curve below 0.15 wt .-%;
  • FIG. 11 the chemical analysis of five example steels 1-5 corresponding to points 1-5 in FIG. 10;
  • Figure 12 Sample carrier made of steel according to Example 1 from Figure 11 after the test;
  • FIG 13 Sample carrier made of steel according to Example 2 in Figure 11 after the test;
  • FIG. 14 sample carrier made of steel according to example 3 from FIG. 11 after the test;
  • FIG 15 Sample carrier made of steel according to Example 4 in Figure 11 after the test;
  • Figure 16 Sample carrier made of steel according to Example 5 of Figure 11 after the test.
  • a melt is blown using the LD process to produce metal sheets. Secondary metallurgical measures then take place, with the melt then being carried out continuously Continuous casting is cast into slabs. The slabs are reheated in a pusher furnace, hot-rolled and then pickled and cold-rolled. After cold rolling, the sheets of an annealing treatment are carried out in a Conti annealing plant with subsequent electrolytic galvanizing or annealing treatment and galvanizing in hot-dip galvanizing plants.
  • the sheets used had a composition in% by weight of:
  • the phosphorus contents were set according to the diagram in FIG. 9.
  • Octagonal and double-hat profile crash beams were made from the corresponding sheets.
  • the octagonal crash beams were made from two half-shells, the half-shells being made on a press brake by die bending.
  • the geometry is shown in Figure 1.
  • the half-shells for the double hat profile are manufactured by deep drawing on a double-acting drawing press.
  • the geometry is shown in Figure 2.
  • the length of the wing flanges for both carrier geometries is 15 mm.
  • the carrier half-shells are joined on a stationary 50 Hz spot welding machine.
  • the dot spacing is 30 mm the welding current is 200 A below the spatter limit determined on the flat sheet for the respective connection.
  • the electrodes used had the specification F16 and a diameter of 5.5 mm, the electrode material being Cu (Cr, Zr).
  • the electrode force was adapted to the strength, sheet thickness and surface coating.
  • a pre-pressing time of 20 periods with a welding time of one period per 0.1 mm sheet thickness was observed and a post-pressing time of 10 periods was carried out. With double hat profiles, the end faces are machined after joining.
  • the crash carriers thus obtained were tested on a drop mechanism with a weight of 127 kg.
  • the test speed for the octagon is 56 km / h for the double hat profiles 45 km / h.
  • the test specimen is tested free-standing without fixation.
  • the forces that occur during the deformation of the test specimen are introduced into a pressure cell via a hemispherical cap.
  • the signals are stored in a transient recorder via a measuring amplifier.
  • the measured data distance, force and time are saved on a PC for further evaluation and graphic display.
  • the evaluation of the samples is based on the following criteria as an average of 3 measurements:
  • the deformation is determined by measuring the remaining sample height.
  • the mean deformation force corresponds to the energy absorption of the sample related to the deformation length.
  • a melt is blown using the LD process to produce a steel sheet. Secondary metallurgical measures then take place, the melt then being cast into slabs in continuous continuous casting. The slabs are reheated in a pusher furnace, hot-rolled and then pickled and cold-rolled. After cold rolling, the sheets of an annealing treatment are produced in a Conti annealing plant with subsequent electrolytic galvanizing or annealing treatment and galvanizing in hot-dip galvanizing plants.
  • the sheet metal used has a composition according to the chemical analysis for Example 1 in FIG. 12, the remainder being made up of 100% by weight of iron and impurities due to melting. Octagonal crash carriers are made from the sheet (FIG. 12).
  • the octagonal crash beams are made from two half-shells, the half-shells being manufactured on a press brake by die bending.
  • the geometry is again shown in FIG. 1.
  • the half-shells for the double goods profile are manufactured by deep drawing on a double-acting drawing press.
  • the geometry is shown in Figure 2.
  • the length of the wing flanges for both carrier geometries is 15 mm.
  • the carrier half-shells are joined on a stationary 50 Hz spot welding machine.
  • the point spacing is 30 mm, the welding current is 200 A below the spatter limit determined on the flat sheet for the respective connection.
  • the electrodes used have the specification F16 and a diameter of 5.5 mm, the electrode material being Cu (Cr, Zr).
  • the electrode force is adapted to the strength, sheet thickness and surface coating.
  • a pre-pressing time of 20 periods with a welding time of one period per 0.1 mm sheet thickness is observed and a post-pressing time of 10 periods is carried out.
  • the crash carriers thus obtained were tested on a drop mechanism with a weight of 127 kg.
  • the test speed for the octagon is 56 km / h for the double hat profiles 45 km / h.
  • the test specimen is tested free-standing without fixation.
  • the forces that occur during the deformation of the test specimen are introduced into a pressure cell via a hemispherical cap.
  • the signals are stored in a transient recorder via a measuring amplifier.
  • the measured data distance, force and time are saved on a PC for further evaluation and graphic display.
  • the evaluation is carried out on the samples, as already stated above, the number of welding points failing due to a button break (FIG. 5) or a shear break (FIG. 7) being determined. For example 1, nine crash samples are produced, in which shear fractures occur in three crash samples, six shear fractures in one sample carrier, eight shear fractures in a next sample carrier and four shear fractures with a total of 17 welding points in another sample carrier.
  • Octagon crash carriers are produced in accordance with Example 1 (FIG. 13), the sheet thickness being 1.3 mm.
  • the crash samples are profiles that show some shear fractures after being destroyed.
  • the steel used has a composition that corresponds to Example 2 in FIG. Example 3
  • Octagon crash carriers (FIG. 14) and hat profiles are produced from a steel which has a chemical analysis according to Example 3, FIG. 12, in accordance with Example 1 or the preceding description, ten octagon profiles and eight hat profiles being formed. The samples are tested according to example 1. No shear fracture occurs in any of the samples.
  • the fracture behavior of a high-strength multi-phase steel in the area of the welding points can be reproducibly achieved at any time, so that the invention succeeds in a simple manner and without a large number of attempts adjust a material so that it meets the requirements after processing.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Höherfesten Multiphasenstahl, insbesondere Stahl des Trip-Typs, wobei sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff unterhalb eines Geradenbereiches befindet, der durch die Formel y= -k*x+d gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k=0,051, d=0,0211 ist und wobei der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 Gew.-% nicht übersteigt, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Description

Höherfester Multiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften
Die Erfindung betrifft einen höherfesten Multiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften und insbesondere einen höherfesten Stahlwerkstoff mit einer verbesserten Schweißeignung für die Verwendung als Blech im Automobilbau.
Im Automobilbau bestehen weiterhin Bestrebungen den Kraftstoffverbrauch und die Emissionen zu reduzieren. Dies soll neben vielen anderen Maßnahmen auch dadurch erreicht werden, dass bei verbesserter Ausstattung der Fahrzeuge das Fahrzeuggesamtgewicht abgesenkt wird. Bei Gewichtszunahme durch verbesserte Ausstattungen und eine erhöhte Anzahl von Hilfsaggregaten in modernen Fahrzeugen bedeutet dies, dass insbesondere das reine Karosseriegewicht zu Gunsten dieser verbesserten Ausstattung abgesenkt werden soll oder muss. Da die Sicherheitsanforderungen an Kraftfahrzeuge in der vergangenen Zeit jedoch kontinuierlich gestiegen sind, sind Reduzierungen des Karosseriegewichts bei gleicher Sicherheit nur dann möglich, wenn die Gewichtseinsparnis dadurch ausgeglichen wird, dass die Stabilität und Steifigkeit moderner Karosserien gesteigert wird. Dies bedeutet aber auch, dass der Karosseriewerkstoff zumindest in sicherheitsrelevanten Bereichen in der Lage sein muss, erheblich höhere Kräfte sicher aufzunehmen und eine zuverlässige nachvollziehbare Verformung oder Versteifung zu gewährleisten. Um die gegensätzlichen Forderungen verringertes Gewicht einerseits und erhöhte Steifigkeit/Stabilität andererseits zu erfüllen, müssen Werkstoffe höherer Festigkeit eingesetzt werden. Der in der Automobilindustrie am meisten verwendete Karosseriewerkstoff ist nach wie vor Stahl. Nur der Werkstoff Stahl bietet die Möglichkeit relativ kostengünstig mechanische Eigenschaften in weiten Bereichen wiederholgenau einzustellen und (sicher) zu gewährleisten. Um die gestiegenen Anforderungen an die mechanisch-technologischen Eigenschaften erfüllen zu können, werden im Karosseriebau heute sogenannte höherfeste Stähle eingesetzt. Bei vergleichbaren Festigkeitsniveaus werden bei den neuen Stählen beispielsweise höhere Dehnungswerte und damit eine verbesserte Kaltumformbarkeit erreicht. Ferner ist der Bereich der darstellbaren Festigkeiten nach oben erweitert worden, wodurch das Ziel der Gewichtsverringerung durch eine Blechdickenreduzierung erreicht werden kann und gleichzeitig eine Erhöhung der Festigkeit am Bauteil ermöglicht wird. Hierbei ist es jedoch notwendig, die Umform- und Verbindungstechnologie und die Konstruktion an die verbesserten Werkstoffe anzupassen.
Bei konventionellen höherfesten Stählen können Festigkeitssteigerungen zum Beispiel durch Mischkristallverfestigung, Ausscheidungshärtung und das sogenannte "Bake-Hardening" erzielt werden. Eine weitere Festigkeitssteigerung kann durch sogenannte harte Phasen erzielt werden. Die Festigkeitssteigerung wird hierbei dadurch erzielt, dass harte Phasen neben weichen Phasen in das Gefüge eingebracht werden.
Bei den sogenannten Dualphasestählen besteht das Gefüge im Wesentlichen aus Ferrit mit einem Martensitanteil bis zu etwa 20 %. Ausgehend von diesen Dualphasestählen wurden kalt- beziehungsweise warmgewalzte sogenannte Restaustenitstählen entwickelt, die in ferritisch/bainitischer Grundmatrix als Beson- derheit Restaustenit enthalten. Die Besonderheit bei dieser Stahlsorte ist, dass bei der Umformung der Restaustenit in harten Martensit umgewandelt wird. Diese Restaustenitstähle werden auch als TRIP-Stähle bezeichnet, wobei die Abkürzung TRIP für "Transformation induced plasticity" (durch Umformung induzierte Plastizität) steht. Derartige TRIP-Stähle erreichen Festigkeiten von 600 bis 800 MPa . Oberhalb von 800 MPa gibt es sogenannte Komplexphasenstähle mit sehr feinkörnigen Gefügen, in denen homogen verteilt Bainit, Martensit, angelassener Martensit und Ferrit vorliegen. Höchste Festigkeiten lassen sich mit sogenannten Martensitphasenstählen erreichen.
Multiphasenstähle sind beispielsweise aus der WO 03/010351 AI bekannt, wobei der dort vorgestellte Multiphasenstahl einen Kohlenstoffgehalt von 0,03 bis 0,15 %, einen Phosphorgehalt von nicht mehr als 0,010 %, einen Schwefelanteil von nicht mehr als 0,003 % und Si und/oder AI in einer Gesamtmenge von 0,5 bis 4 % aufweist. Mn, Ni, Cr, Mo und Cu sind in einer Gesamtmenge von 0,4 bis 4 % enthalten, der Rest besteht aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen. Die MikroStruktur in einem Querschliff des Stahlbandes ist aus Restaustenit und Martensit mit Mengen von etwa 3 bis 30 % zusammengesetzt. Der Rest besteht aus Ferrit und/oder Bainit, wobei die maximale Länge der Kristallkörner in der Mikrostruktur nicht größer als 10 μ ist und die Anzahl von Einschlüssen mit 20 μm oder größer in einem Schnitt des Stahlbandes nicht größer ist als 0,3 Stücke pro Quadratmillimeter.
Aus der EP 1 170 391 AI ist ein höherfester Stahl vom TRIP-Typ bekannt, der eine verbesserte Verarbeitbarkeit haben soll, wobei 0,03 bis 2 Gew.-% Stickstoff vorhanden sind und die Gehalte von Silizium und Aluminium, welche Nitride bilden sollen vorzugsweise auf jeweils nicht mehr als 0,5 Gew.-% beziehungsweise 0,3 Gew.-% eingestellt sind und zusätzlich Calcium, Nat- rium und Magnesium etc. optional zugesetzt werden, um die Bildung von Eisennitrid zu steuern, wobei der Volumenanteil der Restaustenitphase in der Metallstruktur auf 3 bis 20 Gew.-% eingestellt ist.
Die Firma United States Steel vergleicht auf Ihrer Internetrepräsentanz TRIP-Stähle mit Dualphasenstählen und führt dabei auf, dass TRIP-Stähle im Vergleich mit anderen modernen hoherfesten Stählen eine bessere Formbarkeit in einem gegebenen Festigkeitsbereich haben. Diese verbesserte Formbarkeit stamme aus der Umwandlung von Restaustenit in Martensit während der plastischen Deformation. Aufgrund dieser verbesserten Formbarkeit könnten TRIP-Stähle verwendet werden, um komplexere Bauteile als mit anderen höherfesten Stählen herzustellen. Dadurch stehen dem Kraftfahrzeugingenieur größere Freiheiten in der Konstruktion von Teilen zur Verfügung, um das Gewicht und die strukturelle Leistung zu optimieren. In einem Vergleich mit den Dualphasestählen wird jedoch auch darauf hingewiesen, dass die schweißtechnische Verarbeitung schwieriger ist als bei den Dualphasestählen.
Restaustenitstähle beziehungsweise TRIP-Stähle sind insbesondere für Strukturteile von Kraftfahrzeugen mit besonders hohen Anforderungen an das Energieaufnahmevermögen, wie z.B. Säulen, Längs- und Querträgern, geeignet. TRIP-Stähle weisen ein sehr hohes Energieaufnahmevermögen auf, wobei die Bauteile aus diesen Stählen ein homogenes sicheres und reproduzierbares Verformungsverhalten zeigen. TRIP-Stahl eignet sich also für die beschriebenen Anwendungen im Automobilbereich in hervorragender Weise. In der Automobilindustrie besteht somit ein erheblicher Bedarf nach der Verwendung von TRIP-Stählen.
Um in TRIP-Stählen den Restaustenit bei Raumtemperatur zu stabilisieren, wird eine spezielle zweistufige Wärmebehandlung in Kombination mit Legierungselementen, die die Karbidausscheidung behindern beziehungsweise verzögern, angewendet. Die Stabilisierung des Restaustenits erfolgt durch eine Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff, die Karbidbildung wird durch Legierungselemente wie zum Beispiel Silizium oder Aluminium unterdrückt. Das Gefüge niedriglegierter TRIP-Stähle nach der Wärmebehandlung besteht aus Ferrit, Bainit und Restaustenit mit eventuell geringen Mengen an Martensit.
Das Fügen der höherfesten Stähle kann grundsätzlich mit allen Verfahren, die auch bei der Verarbeitung weicher Stahlsorten angewendet werden, erfolgen. Die Fügeparameter müssen jedoch entsprechend an die jeweiligen Werkstoffe angepasst werden. Hierbei hat sich gezeigt, dass beim Widerstandspunktschweißen gewisse geforderte Eigenschaften der Schweißverbindung bei TRIP-Stählen nicht mit der geforderten Reproduzierbarkeit realisierbar sind.
Das Widerstandspunktschweißen ist immer noch das am häufigsten angewandte Fügeverfahren in der Automobilindustrie. Entsprechend verlangt die Automobilindustrie, dass die zur Verfügung gestellten Werkstoffe für das Widerstandspunktschweißen geeignet sein müssen. Zudem müssen mit dem Widerstandspunktschweißen Bauteile herstellbar sein, deren Eigenschaften von Bauteil zu Bauteil gleich sind, so dass das Verformungs- und Energieaufnahmeverhalten des Bauteils von Fahrzeug zu Fahrzeug immer gleich und reproduzierbar ist.
Beim Widerstandspunktschweißen wird die in die zu fügende Teile eingebrachte Energie durch den elektrischen Widerstand des gesamten Systems in Wärme umgewandelt. Die zwischen den Fügeteilen entstehende Schweißlinse hängt also hauptsächlich von den Faktoren Schweißstrom, Schweißzeit und den für die Wärmeentwicklung maßgeblichen elektrischen Widerständen ab. Der Ge- samtwiderstand des Systems setzt sich dabei aus verschiedenen Einzelwiderständen (Elektrodenwiderstände, Übergangswiderstände zwischen Elektrode und Werkstoff beziehungsweise zwischen Werkstoff und Werkstoff, Werkstoffwiderstände) zusammen.
Die Eignung eines Werkstoffes für das Widerstandspunktschweißen ist durch die Begriffe
Schweißbereich, Elektrodenstandmenge und Bruchverhalten definiert.
Als maßgebliche Werkstoffseitige Einflussfaktoren beim Widerstandsschweißen sind dessen chemische Zusammensetzung, physikalische und metallurgische Eigenschaften sowie seine Oberflächenbeschaffenheit zu nennen.
Der Schweißbereich eines Werkstoffs ist jener Strombereich, der die Herstellung von Schweißpunkten ausreichender Tragfähigkeit gewährleistet. Die Untergrenze dieses Bereichs ist durch die Festlegung eines Mindestpunktdurchmessers, die obere Grenze durch das Auftreten von Grenzflächenspritzern zwischen den Blechen definiert. Der Schweißbereich kann entweder bei konstanter Schweißzeit oder bei konstanter Elektrodenkraft ermittelt werden. Die Bestimmung der einzelnen Schweißpunktdurchmesser erfolgt z.B. durch Aufmeißeln und Vermessen der Schweißpunkte im sogenannten Meißeltest. Um hohe Prozesssicherheit zu gewährleisten soll der Schweißbereich möglichst breit und in seiner Lage reproduzierbar sein. Bei gegebenen Schweißbedingungen werden Lage und Breite des Schweißbereichs vor allem von der Stahlgüte und Beschichtungsart bestimmt. Als Elektrodenstandmenge wird die Anzahl von Schweißpunkten bezeichnet, die mit einem Elektrodenpaar geschweißt werden können. Gerade bei beschichteten Blechen ist aufgrund einer er- höhten Anlegierungsneigung der Elektroden eine Verkürzung der Elektrodenstandmenge (Lebensdauer) zu beobachten.
Für die Beurteilung der Gebrauchseigenschaften einer Punktschweißverbindung werden hauptsächlich zerstörende Prüfverfahren herangezogen. In statischen Scher- und KopfZugversuchen werden jene Kräfte ermittelt, die zum Trennen der geschweißten Verbindung benötigt werden. Dynamische Eigenschaften von Punktschweißverbindungen werden an Schnellzerreiß- oder Crashproben ermittelt, für die Beschreibung der zyklischen Eigenschaften (Betriebs-, Dauerfestigkeit) werden Wöhlerschaubilder herangezogen. In allen Fällen wird die Beurteilung der Eigenschaften durch entsprechende metallographische Untersuchungen und Härtemessungen ergänzt.
Der Durchmesser der Schweißlinse gilt als Maß für die Tragfähigkeit der geschweißten Verbindung. Als zusätzliches Kriterium wird neben der Bestimmung von Punktdurchmesser, sowie von Scher- und KopfZugkräften das Bruchverhalten (Punktaussehen nach der zerstörenden Prüfung) des geschweißten Punktes dokumentiert. Es kann zwischen Ausknöpf-, Misch- und Scherbruch unterschieden werden (Figuren 5-7).
Mit zunehmender Festigkeit des Stahles treten abhängig von der Belastung auch innerhalb des Schweißbereichs vermehrt Misch- und Scherbrüche auf.
Die Abschätzung des Bruchverhaltens kann über sogenannte Kohlenstoffäquivalente durchgeführt werden, in denen das Aufhärtungspotenzial des Werkstoffes in Abhängigkeit gewichteter Legierungselemente dargestellt wird. Das Kohlenstoffäquivalent kann nach verschiedenen Formeln berechnet werden. Als Beispiel sei das (am weitesten verbreitete) Kohlenstoffäquivalent des International Institute of Welding (IIW) nachstehend aufgeführt :
CEIIW = C+Mn/β+(Cr+Mo+V) /5+ (Ni+Cu) /15
Das für die Analyse eines TRIP-Stahls berechnete Kohlenstoffäquivalent führt in Verbindung mit hohen Abkühlgeschwindigkeiten beim Punktschweißen zu bestimmten Härten in Schweißgut und Wärmeeinflusszone .
Untersuchungen an verschiedenen TRIP-Stählen haben gezeigt, dass bei gleichem Kohlenstoffäquivalent und bei gleicher Härte bei KopfZugbeanspruchung alle genannten Brucharten auftreten.
Im Sinne der Reproduzierbarkeit ist dieses Verhalten nicht erwünscht. Misch- oder Scherbrüche führen dazu, dass ein gefügtes Bauteil beim Auftreten von dynamischen Belastungen (Crash) aufgrund von Scherbrüchen (in der Fügeebene) getrennt wird. Das Bauteil zerfällt im Extremfall somit in seine Bestandteile oder klafft zumindest über weite Bereiche des Fügeflanschs auseinander. Ein derartiges Werkstoffverhalten wird von der Automobilindustrie nicht akzeptiert, da die Bauteile eines Kraftfahrzeuges im Crashfall unbedingt zusammenhalten müssen, um eine Verformung zwischen den Fügestellen (Falten) zu ermöglichen. Weiter sollen auch die Fügepunkte zur Energieumwandlung einer Aufprallenergie beitragen.
Eine optimale Energieumwandlung ist nur dann gewährleistet, wenn die Bauteile nicht in ihre einzelnen Bestandteile getrennt werden, da auch die Verformungsberechnungen für das Fahrzeug auf dieser Basis erfolgen. Die Automobilindustrie fordert somit, dass ausschließlich Ausknöpfbrüche auftreten dürfen. Wie bereits ausgeführt lassen sich derartige Ausknöpfbrüche jedoch mit TRIP-Stählen nicht reproduzierbar erreichen. Vielmehr muss damit gerechnet werden, dass alle Brucharten nebeneinander stattfinden können.
Die hervorragenden mechanischen Eigenschaften von TRIP-Stahl konnten somit im Automobilbereich noch nicht effizient umgesetzt werden.
Aufgabe der Erfindung ist es, einen höherfesten Multiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften und insbesondere einen TRIP-Stahl derart zu schaffen, dass das Bruchverhalten der Schweißpunkte ein vorhersagbares und reproduzierbares Verhalten zeigt, welches eine optimale Energieumwandlung und - absorption der Bauteile ermöglicht.
Die Erfindung wird mit einem kaltgewalzten höherfesten Multiphasenstahl mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildung sind in Unteransprüchen gekennzeichnet .
Erfindungsgemäß wurde festgestellt, dass das Bruchverhalten im Bereich der Verschweißung vom Phosphorgehalt des Stahles abhängt, wobei vorhersagbare und jederzeit reproduzierbare Ergebnisse bezüglich des Bruchverhaltens nur dann erzielt werden, wenn innerhalb eines bestimmten Bereichs ein erfindungsgemäß festgelegtes Kohlenstoff- zu -Phosphor-Verhältnis eingehalten wird. In dem erfindungsgemäßen Verhältnisbereich ist es sehr leicht reproduzierbar die gewünschten Ergebnisse zu erzielen. Insofern müssen nicht mehr eine Vielzahl von Parametern ermittelt und durch aufwändige Versuche geeignete Bereiche herausgefunden werden. Erfindungsgemäß darf der Phosphorgehalt nicht über 0,016 Gew.-% liegen, wobei bei einem Phosphorgehalt von 0,016 Gew.-% der Kohlenstoffgehalt nicht größer als 0,1 Gew.-% sein darf. Mit steigenden Kohlenstoffgehalten bis max. 0,35 Gew.-%, vorzugsweise bis 0,3 Gew.-% muss der Phosphorgehalt abgesenkt werden und darf bei 0,26 Gew.-% Kohlenstoff beispielsweise noch höchstens 0,008 Gew.-% betragen.
Das Verhältnis des Phosphors zum Kohlenstoff soll sich insbesondere oberhalb eines Kohlenstoffgehaltes von 0,15 Gew.-%, dabei unterhalb eines Geradenbereiches befinden, der durch die
Formel
(1) y=-k*x+d
gekennzeichnet ist. In der Formel ist y der Gehalt des Phosphors in M-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in M-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt.
Nach der Erfindung ergeben sich die nachfolgenden formelmäßigen Zusammenhänge:
(2) y = - 0,051 * x +0,0211
bzw,
(3) P[%] = - 0,051 * C[%] +0,0211
Hat der Stahl ein Phosphor/Kohlenstoffverhältnis unterhalb dieses Geradenbereichs werden in den entsprechenden Versuchen und bei den entsprechend belasteten Bauteilen lediglich Ausknöpfbrüche auftreten, so dass eine Trennung der Proben bezie- hungsweise eine Trennung der Bauteile entlang eines punktgeschweißten Flansches (Figur 3, 4) nicht stattfinden wird.
Bevorzugt befindet sich das Verhältnis des Phosphors zum Kohlenstoff unterhalb eines Kohlenstoffgehaltes von 0,15 Gew.-%, unterhalb eines Geradenbereichs, der der Formel
(4) y = -0,4319 * x + 0,0782
gehorcht, wobei hierbei y der Gehalt des Phosphors in M-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung ist, und x der Anteil des Kohlenstoffs in M-% auf die gesamte Stahlzusammensetzung ist.
Weiter bevorzugt befindet sich das Verhältnis des Phosphors zum Kohlenstoff oberhalb eines Kohlenstoffanteils von 0,17 Gew.-%, unterhalb eines Geradenbereichs, der der Formel
(5) y = -0,0231 * x + 0,0129
gehorcht und unterhalb eines Kohlenstoffgehalts von 0,17 Gew.- % der bereits genannten Formel
(4) y = -0,4319 * x + 0,0782) gehorcht .
Bevorzugt enthält der erfindungsgemäße Stahl zumindest die nachfolgenden Legierungselemente in den angegebenen Bereichen in Gew.-% bezogen auf den gesamten Werkstoff, wobei der Kohlenstoffgehalt 0,10 - 0,35 Gew.-% beträgt, der Gehalt von Aluminium und Silizium ≤ 2,5 Gew.-% ist und der Gehalt an Mangan < 2,5 Gew.-% ist. Weiter beträgt der Siliziumgehalt für sich alleine maximal 2,35 Gew.-%, gleich, ob er zulegiert wurde oder nicht zulegiert wurde. Der Aluminiumanteil beträgt vorzugsweise 0,15 - 2,5 Gew.-%, der Mangangehalt beträgt bevorzugt 1,0 - 2,5 Gew.
Die nachfolgenden üblicherweise nicht zulegierten Elemente sollen unterhalb der angegebenen Grenze liegen Cr + Mo ≤ 0, 6 Gew.-%, Nb + Ti < 0,2 Gew.-% und V < 0,2 Gew.-%.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1: einen Crash-Träger zur Ermittlung der Bruchbilder;
Figur 2 : einen weiteren Crash-Träger zur Ermittlung der Hochbilder;
Figur 3: einen gewünschten Ausknöpfbruch an einem Crashträger;
Figur 4 : nicht erfindungsgemäße Scherbrüche an einem Crash- Träger;
Figur 5: einen Ausköpfbruch;
Figur 6: einen Mischbruch;
Figur 7: einen Scherbruch;
Figur 8 : eine erfindungsgemäß gewünschte Verformung eines Crash-Trägers nach Figur 1; Figur 9: ein Diagramm zeigend die erfindungsgemäßen Zusammenhänge zwischen Phosphor- und Kohlenstoffgehalt und der erzielbaren Bruchbilder;
Figur 10: ein Diagramm nach Figur 9 in einer verfeinerten Form zeigend die erfindungsgemäßen Zusammenhänge zwischen Phosphor- und Kohlenstoffgehalt und den erzielbaren Bruchbildern mit einem Verlauf gemäß Figur 9 oberhalb von 0,15 Gew.-% Kohlenstoff und einem zweiten Verlauf unterhalb von 0,15 Gew.-%;
Figur 11: die chemische Analyse von fünf Beispielstählen 1 - 5 entsprechend der Punkte 1 - 5 in Figur 10;
Figur 12: Probenträger aus einem Stahl gemäß Beispiel 1 aus Figur 11 nach der Prüfung;
Figur 13: Probenträger aus einem Stahl gemäß Beispiel 2 in Figur 11 nach der Prüfung;
Figur 14: Probenträger aus einem Stahl gemäß Beispiel 3 aus Figur 11 nach der Prüfung;
Figur 15: Probenträger aus einem Stahl gemäß Beispiel 4 in Figur 11 nach der Prüfung;
Figur 16: Probenträger aus einem Stahl gemäß Beispiel 5 nach Figur 11 nach der Prüfung.
Die Erfindung wird anhand von Beispielen näher erläutert.
Zur Erzeugung von Blechen wird eine Schmelze im LD-Verfahren Verblasen. Anschließend finden sekundärmetallurgische Maßnahmen statt, wobei die Schmelze anschließend im kontinuierlichen Strangguss zu Brammen vergossen wird. Die Brammen werden in einem Stoßofen wieder aufgeheizt, warmgewalzt und anschließend gebeizt und kaltgewalzt. Nach dem Kaltwalzen werden die Bleche einer Glühbehandlung in einer Conti-Glühanlage mit anschließender elektrolytischer Verzinkung oder Glühbehandlung und Verzinkung in Feuerverzinkungsanlagen durchgeführt.
Die verwendeten Bleche hatten eine Zusammensetzung in Gew.-% von:
C: 0, 10 bis 0,35
AI + Si: £ 2,5
Mn : < 2,5
Cr + Mo < 0, 6
Nb + Ti > 0,2
V < 0,2
Rest Fe und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Die Phosphorgehalte wurden entsprechend dem Diagramm gemäß Figur 9 eingestellt.
Aus den entsprechenden Blechen wurden Achteck- und Doppelhutprofil-Crash-Träger gefertigt. Die achteckigen Crash-Träger wurden aus zwei Halbschalen gefertigt, wobei die Halbschalen an einer Abkantpresse durch Gesenkbiegen gefertigt werden. Die Geometrie ist in Figur 1 dargestellt.
Die Halbschalen für das Doppelhutprofil werden durch Tiefziehen an einer doppelwirkenden Ziehpresse gefertigt. Die Geometrie ist in Abbildung 2 ersichtlich.
Die Länge der Flügelflansche für beide Trägergeometrien liegt bei 15 mm. Die Trägerhalbschalen werden an einer stationären 50-Hz-Punkt-Schweißmaschine gefügt. Der Punktabstand beträgt 30 mm der Schweißstrom liegt 200 A unter der am ebenen Blech ermittelten Spritzergrenze für die jeweilige Verbindung.
Die verwendeten Elektroden hatten die Spezifikation F16 und einen Durchmesser von 5,5 mm, wobei der Elektrodenwerkstoff Cu (Cr, Zr) war. Die Elektrodenkraft wurde an die Festigkeit, Blechdicke und Oberflächenbeschichtung angepasst. Es wurde eine Vorpresszeit von 20 Perioden bei einer Schweißzeit von einer Periode pro 0,1 mm Blechdicke eingehalten und eine Nach- presszeit von 10 Perioden vorgenommen. Bei den Doppelhutprofilen werden die Stirnflächen nach dem Fügen bearbeitet.
Die so erhaltenen Crash-Träger wurden an einem Fallwerk mit einer Masse des Fallgewichts von 127 kg geprüft. Die Prüfge- schwindigkeit beträgt für das Achteck 56 km/h für die Doppelhutprofile 45 km/h. Der Prüfkörper wird ohne Fixierung freistehend geprüft. Die während der Deformation des Prüfkörpers auftretenden Kräfte werden über eine halbkugelförmige Kalotte in eine Druckmessdose eingeleitet. Die Signale werden über ein Messverstärker in einem Transientenrecorder abgelegt. Die Messdaten Weg, Kraft und Zeit werden zur weiteren Auswertung und graphischer Darstellung auf einen PC gespeichert.
Die Auswertung erfolgt bei den Proben hinsichtlich folgender Kriterien als Mittelwert von 3 Messungen:
1. Deformation
Die Deformation wird durch Ausmessen der verbleibenden Probenhöhe ermittelt.
2. Maximalkraft Die beim Aufprall auftretende Maximalkraft wird über Kraft- Zeit-Verläufe ausgewertet.
3. Mittlere Deformationskraft
Die mittlere Deformationskraft entspricht der deformationslän- genbezogene Energieaufnahme der Probe.
4. Massenspezifische Energieaufnahme der deformierten Probenteile
5. Energieabbauzeit unter Berücksichtigung der Masse des Fallgewichtes
6. Beurteilung der Fügeverbindung
Anzahl der Schweißpunkte, die durch Ausknöpfbruch (Figur 5) oder Scherbruch (Figur 7) versagen.
Für die verschiedenen Phosphorgehalte wurden abhängig vom jeweiligen Kohlenstoffgehalt die Prüfungen durchgeführt, wobei im Diagramm (Figur 9) für die Proben eingetragen wurde, welche Bruchart auftritt. Man erkennt, dass oberhalb der erfindungsgemäß definierten Gerade mit der Gleichung y=-0,051*x+0,0211
ausschließlich Misch- und Scherbrüche auftraten. Oberhalb dieser Graden konnte festgestellt werden, dass durch die auftretenden Scherbrüche üblicherweise die Crash-Träger getrennt wurde bzw. aufklafften. Da dieses Verhalten unerwünscht und nicht toleriert wird, wurden derartige Proben als Ausfall gewertet . Unterhalb der soeben genannten Geraden traten ausschließlich Ausknöpfbrüche auf, so dass die Träger weder aufklafften noch sich teilbereichsweise trennten. Dieses Verhalten ist erwünscht, so dass derartige Ereignisse als Nicht-Ausfall gewertet wurden.
Beispiel 1 (nicht erfindungsgemäß)
Zur Erzeugung eines Stahlblechs wird eine Schmelze im LD- Verfahren verblasen. Anschließend finden sekundärmetallurgi- sche Maßnahmen statt, wobei die Schmelze anschließend im kontinuierlichen Strangguss zu Brammen vergossen wird. Die Brammen werden in einem Stoßofen wieder aufgeheizt, warmgewalzt und anschließend gebeizt und kaltgewalzt. Nach dem Kaltwalzen werden die Blechen einer Glühbehandlung in einer Conti- Glühanlage mit anschließender elektrolytischer Verzinkung oder Glühbehandlung und Verzinkung in Feuerverzinkungsanlagen hergestellt. Das verwendete Blech hat eine Zusammensetzung entsprechend der chemischen Analyse für das Beispiel 1 in Figur 12, wobei der Rest auf 100 Gew.-% aus Eisen und erschmelzungs- bedingten Verunreinigungen gebildet wird. Aus dem Blech werden Achteck-Crash-Träger gefertigt (Figur 12). Die achteckigen Crash-Träger werden aus zwei Halbschalen gefertigt, wobei die Halbschalen an einer Abkantpresse durch Gesenkbiegen gefertigt werden. Die Geometrie ist wiederum in Figur 1 dargestellt. Die Halbschalen für das Doppelgutprofil werden durch Tiefziehen an einer doppelwirkenden Ziehpresse gefertigt. Die Geometrie ist in Abbildung 2 ersichtlich. Die Länge der Flügelflansche für beide Trägergeometrien liegt bei 15 mm. Die Trägerhalbschalen werden an einer stationären 50-Hz-Punkt-Schweißmaschine gefügt. Der Punktabstand beträgt 30 mm der Schweißstrom liegt 200 A unter der am ebenen Blech ermittelten Spritzergrenze für die jeweilige Verbindung. Die verwendeten Elektroden haben die Spezifikation F16 und einen Durchmesser von 5,5 mm, wobei der Elektrodenwerkstoff Cu (Cr, Zr) ist. Die Elektrodenkraft wird an die Festigkeit, Blechdicke und Oberflächenbeschichtung angepasst. Es wird eine Vorpresszeit von 20 Perioden bei einer Schweißzeit von einer Periode pro 0,1 mm Blechdicke eingehalten und eine Nachpress- zeit von 10 Perioden vorgenommen. Bei den Doppelhutprofilen werden die Stirnflächen nach dem Fügen bearbeitet. Die so erhaltenen Crash-Träger wurden an einem Fallwerk mit einer Masse des Fallgewichts von 127 kg geprüft. Die Prüfgeschwindigkeit beträgt für das Achteck 56 km/h für die Doppelhutprofile 45 km/h. Der Prüfkörper wird ohne Fixierung freistehend geprüft. Die während der Deformation des Prüfkörpers auftretenden Kräfte werden über eine halbkugelförmige Kalotte in eine Druckmessdose eingeleitet. Die Signale werden über ein Messverstärker in einem Transientenrecorder abgelegt. Die Messdaten Weg, Kraft und Zeit werden zur weiteren Auswertung und graphischer Darstellung auf einen PC gespeichert. Die Auswertung erfolgt bei den Proben, wie bereits zuvor ausgeführt, wobei die Anzahl der Schweißpunkte, die durch Ausknöpfbruch (Figur 5) oder Scherbruch (Figur 7) versagen, ermittelt werden. Für das Beispiel 1 werden neun Crash-Proben hergestellt, bei den, bei drei Crash-Proben, Scherbrüche auftreten, bei einem Probenträger sechs Scherbrüche, bei einem nächsten Probenträger acht Scherbrüche und bei einem weiteren Probenträger vier Scherbrüche von insgesamt 17 Schweißpunkten.
Beispiel 2 (nicht erfindungsgemäß)
Achteck-Crash-Träger werden entsprechend Beispiel 1 hergestellt (Figur 13), wobei die Blechdicke 1,3 mm beträgt. Die Crash-Proben sind hierbei Profile, die nach der Zerstörung einige Scherbrüche zeigen. Der verwendete Stahl hat eine Zusammensetzung, die Beispiel 2 in Figur 12 entspricht. Beispiel 3 (erfindungsgemäß)
Aus einem Stahl, der eine chemische Analyse nach Beispiel 3, Figur 12 hat, werden entsprechend Beispiel 1 bzw. der vorangegangenen Beschreibung Achteck-Crash-Träger (Figur, 14) und Hutprofile erstellt, wobei zehn Achteck-Profile und acht Hutprofile gebildet wurden. Die Proben werden entsprechend Beispiel 1 geprüft. Bei keiner der Proben tritt ein Scherbruch auf .
Beispiel 4 (erfindungsgemäß)
Aus einem Stahl, der der chemischen Analyse des Beispiels 4, Figur 12 entspricht, werden drei Achteck-Profile (Figur 15) und zwei Hutprofile gemäß Beispiel 1 bzw. der vorangegangenen Beschreibung gebildet und geprüft. Bei keinem der geprüften Profile oder Träger sind Scherbrüche vorhanden.
Beispiel 5 (erfindungsgemäß)
Aus einem Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die für das Beispiel 5 in Figur 12 angegeben ist, werden acht Achteck- Profile (Figur 16) und sieben Hutprofile hergestellt. Diese werden wie in den vorangegangenen Beispielen geprüft, wobei keiner der Schweißpunkte durch Scherbruch versagt.
Zusammenfassend kann gesagt werden, dass es durch die erfindungsgemäße Steuerung des Phosphorgehalts zum Kohlenstoffge- halt gelingt, jederzeit reproduzierbar das Bruchverhalten eines höherfesten Mehrphasenstahls im Bereich der Schweißpunkte zu erreichen, so dass es mit der Erfindung in einfacher Weise und ohne eine Vielzahl von Versuchen gelingt, einen Werkstoff so einzustellen, dass er nach der Verarbeitung den Anforderungen genügt .
Bei der Erfindung ist somit von Vorteil, dass es erstmals gelingt, einen höherfesten Multiphasenstahl und insbesondere ei- nen TRIP-Stahl zur Verfügung zu stellen, der im Karosseriebau mit reproduzierbaren Ergebnissen bzgl. seines Crash-Verhaltens leicht herstellbar und anwendbar ist.

Claims

Patentansprüche
1. Höherfester Multiphasenstahl, insbesondere Stahl des TRIP-Typs, wobei sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff unterhalb eines Geradenbereiches befindet, der durch die Formel y=-k*x+d gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k=0,051, d=0,0211 ist und wobei der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 Gew.-% nicht übersteigt .
2. Multiphasenstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff bei Kohlenstoffgehalten von weniger als 0,15 Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung unterhalb eines Geradenbereichs befindet, der durch die Formel Y = -k * x + d gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamtes Stahlzu- sammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k = 0,4319 und d = 0,0782 ist.
3. Multiphasenstahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff befindet, der oberhalb eines Gehaltes von 0,17 Gew.-% Kohlenstoff bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung unterhalb eines Geradenbereichs befindet, der durch die Formel Y = -k * x + d gekennzeichnet ist, wobei y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k = 0,0231 und d = 0,0129 ist und unterhalb von 0,17 Gew.-% Kohlenstoff bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung durch die Formel y = -k * x + d gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k = 0,4319 und d = 0,0782.
4. Multiphasenstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl zumindest die nachfolgenden Legierungselemente in den angegebenen Bereichen in Gew.-% bezogen auf den gesamten Werkstoff besitzt:
C = 0, 10 - 0,35 AI + Si < 2,5 Mn < 2,5 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
5. Multiphasenstahl nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliziumgehalt alleine maximal 2,35 Gew.-% beträgt, gleich ob zulegiert oder nicht zulegiert.
6. Multiphasenstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Aluminiumanteil von 0,15 - 2,5 Gew.-% beträgt.
7. Multiphasenstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangangehalt 1,0 - 2,5 % beträgt .
8. Multiphasenstahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl die nachfolgenden nicht zulegierten Elemente enthält unterhalb der angegebenen Grenzen in Gew.-%:
Cr + Mo < 0, 6 Nb + Ti < 0,2 V < 0,2.
9. Verwendung eines hoherfesten Multiphasenstahls nach einem der vorhergehenden Ansprüche zur Herstellung von Strukturbauteilen im Karosseriebau.
10. Verfahren zum Herstellen eines höherfesten Multiphasenstahls, insbesondere Stahls vom TRIP-Typ dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis des Phosphors zum Kohlenstoff so eingestellt wird, dass sich das Verhältnis unterhalb eines Geradenbereiches befindet, der durch die Formel y=-k*x+d gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden, x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobei k=0,051, d=0,0211 ist und wobei der Kohlen- stoffgehalt 0,35 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 Gew.-% nicht übersteigt .
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis des Phosphors zum Kohlenstoff so eingestellt wird, dass sich das Verhältnis bei Kohlenstoffgehalten von weniger als 15 Gew.-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung unterhalb des Geradenbereichs befindet, der durch die Formel y = -0,4319 * x + 0,0782 gekennzeichnet ist, wobei y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% und x der Gehalt des Kohlenstoffs in Gew.-% ist.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, dass sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff unterhalb eines Geradenbereichs befindet, der oberhalb eines Gehaltes von 0,17 Gew.-% Kohlenstoff der Formel y = -0,0231 * x + 0,0129
Entspricht und unterhalb eines Kohlenstoffgehalts von 0,17 Gew.-% der Formel y = -0,4319 * x + 0,0782 entspricht, wobei y jeweils der Phosphorgehalt in Gew.-% und x jeweils der Kohlenstoffgehalt in Gew.-% ist.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass Kohlenstoff in einem Anteil von 0,10 - 0,35 Gew.-%, Aluminium und Silizium in einem Gehalt ≤ 2,5 Gew.-% und Mangan ≤ 2,5 Gew.-% zulegiert sind, wobei der Rest aus Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen gebildet wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliziumgehalt so eingestellt wird, dass er alleine maximal 2,35 Gew.-% beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Aluminiumanteil auf 0,15 bis 2,5 Gew.-% eingestellt ist.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass Mangangehalt auf 1,0 bis 2,5 Gew.-% eingestellt wird.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die nicht zulegierten Elemente Chrom und Molybdän auf einen Gehalt von ≤ 0,6 Gew.-%, die nicht zulegierten Elemente Niob und Titan auf einen Gehalt von ≤ 0,2 Gew.-% und das Element Vanadium auf einen Gehalt von ≤ 0,2 Gew.-% eingestellt werden.
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