EP2374910A1 - Stahl, Stahlflachprodukt, Stahlbauteil und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils - Google Patents

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EP2374910A1
EP2374910A1 EP10158923A EP10158923A EP2374910A1 EP 2374910 A1 EP2374910 A1 EP 2374910A1 EP 10158923 A EP10158923 A EP 10158923A EP 10158923 A EP10158923 A EP 10158923A EP 2374910 A1 EP2374910 A1 EP 2374910A1
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EP
European Patent Office
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steel
component
content
flat
product
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP10158923A
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English (en)
French (fr)
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Thomas Gerber
Ilse Heckelmann
Thomas Heller
Julia Dr.-Ing. Mura
Martin Norden
Nicolas Vives Diaz
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Publication date
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a steel, a flat steel product, a steel component produced therefrom and a method for producing a steel component.
  • Hot-formed, press-hardened components made of manganese-boron steels are particularly suitable for crash-relevant automotive components.
  • a typical example of this steel quality is the MnB steel known under the name "22MnB5" (material number 1.5528).
  • MnB steels Possible uses of MnB steels, Press-hardened components are eg B-pillar, B-pillar reinforcement and bumper of car bodies.
  • Combined hot forming and press hardening can be used to produce components with complex geometries and highest strengths (R m : approx. 1500 MPa, R P 0 , 2 : approx. 1100 MPa).
  • the components thus obtained are characterized by a predominantly martensitic structure.
  • Their high strength basically allows a significant reduction in wall thickness and thus a significantly reduced weight of the component.
  • hot-press hardened components typically have only a low ductility from MnB steels (A 80 : approx. 5 - 6%).
  • the sheet thickness of hot-press-hardened components is therefore designed in practice much more pronounced for safety reasons, as would normally be necessary taking into account their strength in practice.
  • body components are made of so-called "tailored blanks".
  • These are sheet metal blanks, which are composed of blanks of different grades of steel.
  • a "tailored blank” is made available for the production of a B pillar of a car body, the area of which associated with the upper part of the B pillar consists of a 22MnB5 steel.
  • a steel grade is then provided which also after hot-press hardening indicates a higher ductility.
  • a suitable steel is known under the name H340LAD (material number 1.0933).
  • the areas made of the ductile material in the critical area of the respective component generally have to have a higher sheet thickness in order to achieve the same in normal operation To be able to absorb component loadings. This in turn has a correspondingly higher weight for the overall component.
  • a first development direction to meet this requirement is aimed at optimizing the manufacturing process.
  • a steel grade with a martensitic structure and improved elongation at break should be able to be produced.
  • An example of this procedure is in the EP 1 642 991 B1 described and provides for reaching the martensite stop temperature before a high and then a slower cooling rate. In this way, a self-tempered martensite is produced, which has an improved elongation at break.
  • An alternative development direction is the optimization of the process for producing a quality with a multi-phase structure by means of the so-called "semi-hot forming".
  • the flat steel product to be formed to the respective component is heated to a temperature between the A C1 and the A C3 temperature at which the steel has a two-phase structure.
  • the finished component has a lower martensite content and higher proportions of more ductile phases, such as ferrite or austenite, after cooling compared to conventionally austenitized and hardened components.
  • the components still have a comparably high strength.
  • tensile strengths R m of 800 - 1000 MPa are achieved with only slightly reduced elongation at break values (A 80 approx. 10-20%) compared to the initial condition.
  • Such a procedure is for example in the WO 2007/034063 A1 described.
  • the heating temperature is above the A C1 temperature and should be selected taking into account a possible grain growth and the evaporation of the Zn-based coating of the flat steel product from which the component is formed.
  • the processed flat steel product is composed according to different alloying concepts.
  • the steel in question in wt .-%) 0.15 - 0.25% C, 1.0 - 1.5% Mn, 0.1 - 0.35% Si, max. 0.8% Cr, in particular 0.1-0.4% Cr, max. 0.1% Al, up to 0.05% Nb, in particular max.
  • Nb up to 0.01% N, 0.01-0.07 Ti, ⁇ 0.05% P, especially ⁇ 0.03% P, ⁇ 0.03% S,> 0.0005 bis ⁇ 0.008% B, especially at least 0.0015% B, and the balance of unavoidable impurities and iron, wherein the Ti content is 3.4 times greater than the N content.
  • the object of the invention was to provide a steel in which it is ensured with high reliability that a component manufactured from it has in each case high strength values and an increased elongation at break.
  • a steel flat product made using this steel, a steel component made therefrom, and a method suitable for producing such a steel component should be given.
  • the solution according to the invention of the abovementioned object is that such a steel component is designed according to claim 9.
  • the invention is based on the recognition that, by selecting a suitable alloy and setting a suitable microstructure composition, it is possible to provide a steel having a high strength of at least 1000 MPa and an elongation at break A 80 after austenitization, thermoforming and hardening each safely above 6%.
  • the steel according to the invention contains (in% by weight) 0.15-0.40% C, 1.0-2.0% Mn, 0.2-1.6 Al, up to 1.4% Si, where the sum of the contents of Si and Al is 0.25 - 1.6%, up to 0.10% P, 0 - 0.03% S, up to 0.5% Cr, up to 1.0% Mo, up to 0.01% N, up to 2.0% Ni, 0.012-0.25% Nb, up to 0.40% Ti, and 0.0015-0.0050 B with the remainder iron and unavoidable impurities.
  • a flat steel product according to the invention has at least one region which consists of a steel according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention can be designed as a tailored blank, in which one region is produced from a steel according to the invention, while another region is produced from a different steel.
  • the area produced by the steel according to the invention of the tailored blanks according to the invention forms on the finished, from the steel flat product produced steel component then a high-strength area in which a high strength combined with a good elongation at break.
  • a steel component produced from such a flat steel product according to the invention then has at each point the advantageous combination of high strength and good extensibility achieved by the steel alloy according to the invention.
  • a steel component according to the invention is correspondingly characterized in that it consists of a steel according to the invention at least in one region and that its structure in the region of the high-strength steel according to the invention is composed of martensite, austenite and up to 20 area% ferrite.
  • a flat steel product according to the invention is first of all made available. This flat steel product is then heated through to an austenitizing temperature of 850-950 ° C. The required hold time is typically 2 to 10 minutes.
  • the flat steel product is usually transported to a thermoforming mold to be thermoformed there.
  • the transport time should be limited to 5 - 12 seconds.
  • the thermoforming itself can be carried out in a conventional manner as compression molding.
  • the steel component is cooled down so rapidly that the steel component obtained after cooling has a structure consisting of martensite, austenite and up to 20 area% of ferrite.
  • the typically required cooling rates are in the range of at least 25 ° C / s.
  • the hot forming and cooling can be carried out in one or two stages. In single-stage hot press hardening, hot forming and hardening are performed in one go together in one tool. In contrast, in the two-stage process, cold forming takes place first (up to 100%) and only then is the final hot forming, including the production of the hardened structure.
  • the component according to the invention When the respective processed flat steel product has been austenitized within the abovementioned temperatures, the component according to the invention, after hot forming and accelerated cooling in the region consisting of a steel according to the invention, has a structure which is characterized by a combination of a hard phase ( Martensite) and at least one more ductile phase (austenite and ferrite).
  • Martensite hard phase
  • austenite and ferrite ductile phase
  • the ferrite content is limited by the inventively given composition of the processed steel to 20 area%, since an improvement in the elongation values and an increase in the energy absorption by austenite are preferred.
  • austenite and a maximum of 20 area% ferrite are the mechanical technological properties of components according to the invention over the entire temperature range of the present invention carried out at 850 - 950 ° C austenitization reliably obtained.
  • the stability of the mechanical-technological properties of the component produced according to the invention is ensured by the analysis concept according to the invention.
  • the structure consisting of a combination of hard (martensite) and ductile (austenite and ferrite) phases of a component according to the invention ensures optimum behavior in the event of a crash load.
  • the austenite to martensite phase transformation that occurs during the deformation of the hot formed component causes the component to subsequently harden when deformed at high kinetic energy in the event of a crash.
  • the combination of high strength, good elongation at break and optimum crash behavior in the region of its high-strength region which is the aim of the invention is achieved with particular certainty if the martensite content of the microstructure in the high-strength region in question is at least 75 area% in a component according to the invention.
  • the required high elongation at break can be ensured by the fact that the austenite content of the structure of the component according to the invention is at least 2 area%.
  • the tensile strength of a component made from steel according to the invention should not be below 1000 MPa in the region of its high-strength range. So that the Martensithärte necessary for this purpose is achieved,
  • the steel alloy according to the invention contains a C content of at least 0.15 wt .-%. At the same time to ensure sufficient welding suitability for practice, the C content of the steel according to the invention is limited to 0.4% by weight at the top.
  • the alloying elements Mn, Si and Al of a steel used according to the invention are of particular importance, since they stabilize the austenite at room temperature.
  • the Mn present in amounts of at least 1.0% by weight in the steel of the invention serves as an austenite former by lowering the Ac 3 temperature of the steel.
  • the result is a microstructure consisting essentially of austenite and martensite after hot working.
  • the Mn content is limited to a maximum of 2% by weight.
  • Silicon is present in the steel of the present invention at levels of up to 1.4% by weight. It affects the hardenability and serves in the melting of the steel of the component according to the invention as a deoxidizer. At the same time, Si increases the yield strength, stabilizes the ferrite and austenite at room temperature, and prevents unwanted carbide precipitation in austenite during cooling. However, too high an Si content causes surface defects. Therefore, the Si content of a steel of the present invention is limited to 1.4% by weight.
  • Aluminum contributes to the stabilization of the ferrite and the austenite at room temperature in the steel according to the invention, similar to Si, and effects a grain size control. These effects are certainly achieved when the contents of Al in the inventive manner to 0.2 to 1.6 wt .-% are limited, with Al contents of at least 0.4 wt .-% particularly positive on the properties of an inventive Impact component.
  • the carbide formation is suppressed during the heat treatment and thus the inventively provided proportion of austenite of preferably at least 2 area% stabilized in the thermoformed structure.
  • phase constellation according to the invention Due to the phase constellation according to the invention, a reduction of the scattering of the mechanical properties of a steel according to the invention after its austenitization, hot working and cooling is achieved. Surprisingly, it has been shown here that the mechanical properties of a component produced according to the invention can be achieved with high reliability over a comparatively large temperature range of the austenitizing temperatures. Thus, despite the tolerances inevitably occurring in practice when setting the austenitizing temperature, the desired properties of components according to the invention can be ensured with high reliability and stability of the work result.
  • the sum of the Al and Si contents of a steel component according to the invention can be increased to at least 0.5 wt .-%.
  • Mo may be present in a steel of the invention at levels of up to 1.0% by weight.
  • the presence of Mo promotes martensite formation and improves the toughness of the steel.
  • an excessive Mo content may cause cold cracking.
  • the hardenability can be increased.
  • the Cr content should not be higher to avoid surface defects. Certainly, these effects can be achieved when the Cr content is limited to 0.1 wt%.
  • P can be alloyed in amounts of up to 0.10 wt .-% to increase the yield strength and thus to secure the mechanical properties. Too high a P content, however, damages the ductility and toughness of a steel made in accordance with the present invention.
  • Ti in amounts of up to 0.40 wt .-% increases the yield strength both dissolved and by precipitation formation (eg of Ti-carbonitrides).
  • Ti binds N to TiN, thus promoting the efficiency of B in terms of conversion behavior. This effect can be ensured by the Ti content of the steel according to the invention being the condition % Ti - 3 . 42 x % N > 0 . 005 weight , - % where% Ti is its respective Ti content and% N is its respective N content.
  • the hardenability of a steel according to the invention is improved by retarding the ferrite transformation during cooling towards longer transformation times.
  • the boron present in the steel according to the invention stabilizes the mechanical properties for a wide temperature range of the hot forming process.
  • N stabilizes the austenite and increases the yield strength of a steel according to the invention.
  • the nitrogen present in the alloy steel according to the invention is not completely bound by Ti, it reacts in combination with boron to give boron nitrides.
  • These boron nitrides cause a grain refining of the initial microstructure and thus a refining of the martensitic thermoformed microstructure. As a result, the susceptibility to cracking of a steel processed according to the invention is thus reduced.
  • the boron nitrides contribute significantly to increasing the strength of the steel according to the invention.
  • the N content which is not bound to Ti can be adjusted in a targeted manner such that, in the presence of Ti, the N content of the steel according to the invention is the condition 0 . 0015 ⁇ % N - % Ti / 3 . 42 ⁇ 0 . 0060 weight , - % where% Ti is its respective Ti content and% N is its respective N content.
  • Nb at levels of 0.012-0.25% by weight in a steel alloyed according to the invention promotes the combination of high tensile strength values with increased elongation at break, resulting overall in an increase in the energy absorption capacity of steel components according to the invention.
  • Nb in composite steel according to the invention increases the yield strength by means of carbide precipitation and, due to austenitic grain refinement, causes a fine martensite structure which has a high stability against crack propagation.
  • Nb precipitates may act as hydrogen traps, thereby reducing susceptibility to hydrogen-induced cracking.
  • the positive effect of niobium is particularly safe if the Nb content of the steel according to the invention is limited to 0.012-0.040% by weight.
  • Ni in amounts of up to 2.0% by weight contributes to increasing the yield strength and the elongation at break.
  • the S content of the steel of a component according to the invention is limited to max. 0.03 wt .-% limited, because S has a strong negative impact on the weldability and the possibilities of surface finishing. Also, this limitation is intended to prevent the formation of harmful, elongated MnS excretions.
  • the steel component according to the invention may be coated on its free surface with a protective coating against oxidation.
  • a protective coating against oxidation This is preferably already present on the flat steel product from which the component is thermoformed.
  • the protective cover can be designed so that it protects against scale formation during heating and thermoforming and / or corrosion during processing or in practical use.
  • metallic, organic or inorganic coatings as well as combinations of these coatings can be used.
  • the coating of the flat steel product can be carried out by conventional methods. A surface refinement in the hot-dip process is preferred.
  • the optional metallic coatings are based on the Zn, Al, Zn-Al, Zn-Mg, Al-Mg, Al-Si and Zn-Al-Mg systems and their unavoidable impurities. Coatings on an Al-Si basis have proven to be particularly useful.
  • the pre-oxidation can advantageously be preceded by the hot-dip process.
  • an oxide layer which is 10-1000 nm thick is selectively produced on the flat steel product, with particularly good coating qualities resulting when the oxide layer is 70-500 nm thick.
  • the adjustment of the oxide layer thickness takes place in an oxidation chamber, as for example from the WO 2007/124781 A1 is known.
  • the iron oxide layer is reduced by hydrogen of the annealing atmosphere. It can be on the surface as well as up to a depth of 10 microns oxides of the alloying elements are present.
  • the electrolytic coating is particularly suitable for applying the respective coating. Particularly good results are obtained when Zn, ZnFe, ZnMn, ZnNi systems or their combination are used as the coating material.
  • PVD Physical Vapor Deposition
  • CVD Chemical Vapor Deposition
  • an electroless or chemical deposition of metallic (alloy) coatings based on Zn, Zn-Ni, Zn-Fe and their combinations as well as organic / organometallic / inorganic coatings in coil coating systems in the coil coating, spraying or dipping method may be useful.
  • Typical thicknesses of the coatings which can be produced by the methods described here are in the range from 1 to 15 ⁇ m.
  • a steel sheet is produced in a similar manner from comparison steel V with a composition likewise indicated in Table 1, and a larger number of sheet metal plates have been divided from this steel sheet, which also consisted uniformly of comparative steel V.
  • the blanks consisting of the steels E1-E4 and V are each heated to an austenitizing temperature lying in the range of 880-925 ° C, then placed in a thermoforming mold and then hot-formed into a component. After thermoforming, the components thermoformed from the blanks each have been cooled down so rapidly at a cooling rate of at least 25 ° C./s, that hardened structures have formed in them.
  • the mechanical properties yield strength R p0.2 , tensile strength R m and elongation A 80 were determined for the components obtained.
  • the respective average values R p0,2 , R m and A 80 as well as the associated standard deviations ⁇ R p0,2 , ⁇ R m and ⁇ A 80 are given in Table 2 for the steel components produced from the steels E 1 -E 4 and V.
  • the components consisting of the steels E1-E4 according to the invention have a consistently high residual deformation capacity characterized by a high value of the product of tensile strength R m and elongation A 80 and, consequently, high energy absorption capacity.
  • the results of the tests show that the mechanical properties R p0,2 , R m and A 80 of the components produced from steels E1-E4 according to the invention can be reproduced with a significantly higher reliability characterized by small values of the respective standard deviation than this in the case of the components produced from the comparison steel V is the case.
  • Table 1 (in% by weight) stole C Si Mn P s al Cr Not a word N Ni Nb Ti B E1 0.217 0.39 1.63 0,003 ⁇ 0.001 1.08 0,038 0.0016 0.0011 0,014 0,025 0,036 0.0030 E2 0.217 0.41 1.64 0.005 0,002 0.62 0.027 0.0016 0.0023 0,008 0,029 0,022 0.0024 E3 0,205 0,203 1.64 ⁇ 0,10 ⁇ 0,10 0,690 ⁇ 0.1 0.0041 0,012 0.0010 0.0029 E4 0.211 0,203 1.65 ⁇ 0,10 ⁇ 0,10 0.662 ⁇ 0.1 0.0024 0,013 0.0020 0.0032 v 0.214 0.14 1.62 0.005 0,002 1,386 0.086 ⁇ 0.002 0.0015 0,006 0,006 0.0030 0.0004 stolen R p0.2 [MPa] OR p0.2 [MPa] R m [MPa] ⁇ R m [MPa] A 80 [%]

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Stahl, ein Stahlflachprodukt, ein daraus durch Warmumformung mit anschließender Härtung hergestelltes Stahlbauteil und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlbauteils. Um mit hoher Zuverlässigkeit zu gewährleisten, dass ein aus ihm hergestelltes Bauteil jeweils hohe Festigkeitswerte und eine erhöhte Bruchdehnung besitzt, enthält der erfindungsgemäße Stahl (in Gew.-%) C: 0,15 - 0,40 %, Mn: 1,0 - 2,0 %, Al: 0,2 - 1,6 %, Si: 0 - 1,4 %, Summe der Gehalte an Si und Al: 0,25 - 1,6 %, P: 0 - 0,10 %, S: 0 - 0,03 %, Cr: 0 - 0,5 %, Mo: 0 - 1,0 %, N: 0 - 0,01 %, Ni: 0 - 2,0 %, Nb: 0,012 - 0,25 %, Ti: 0 - 0,40 %, B: 0,0010 - 0,0050 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Bauteils wird ein aus einem erfindungsgemäßen Stahl bestehendes Stahlflachprodukt auf eine 850 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur erwärmt und anschließend zu dem Stahlbauteil warmgeformt. Das so erhaltene Stahlbauteil wird dann beschleunigt abgekühlt, so dass das nach dem Abkühlen erhaltene Stahlbauteil mindestens im Bereich des hochfesten Stahls ein Gefüge aufweist, das aus Martensit, Austenit und bis zu 20 Flächen-% Ferrit besteht.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen Stahl, ein Stahlflachprodukt ein daraus hergestelltes Stahlbauteil und ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils.
  • Die Anforderungen an die Automobilindustrie seitens des Gesetzgebers steigen in den letzten Jahren. Zum einen wird eine erhöhte Passagiersicherheit im Crashfall gefordert, zum anderen stellt der Leichtbau eine wichtige Voraussetzung für die Minimierung des CO2-Ausstoßes und des Kraftstoffverbrauchs dar. Gleichzeitig wachsen von Seiten des Nutzers die Komfortansprüche, was zur Gewichtszunahme des Automobils aufgrund des erhöhten Anteils von elektronischen Komponenten führt. Um diese widersprüchlichen Anforderungen zu erfüllen, setzt die Automobilindustrie und die Flachstahlindustrie stark auf den Fahrzeugleichtbau im Bereich der Karosseriestruktur.
  • Für crashrelevante Automobilbauteile eignen sich insbesondere warmumgeformte, pressgehärtete Bauteile aus Mangan-Bor-Stählen. Ein typisches Beispiel für diese Stahlqualität ist der unter der Bezeichnung "22MnB5" bekannte MnB-Stahl (Werkstoffnummer 1.5528). Einsatzmöglichkeiten von aus MnB-Stählen erzeugten, pressgehärteten Bauteile sind z.B. B-Säule, B-Säulenverstärkung und Stoßfänger von PKW-Karosserien. Durch eine kombinierte Warmumformung und Presshärtung lassen sich Bauteile mit komplexen Geometrien und höchste Festigkeiten (Rm: ca. 1500 MPa; RP 0,2: ca. 1100 MPa) herstellen.
  • Die so erhaltenen Bauteile sind durch ein überwiegend martensitisches Gefüge charakterisiert. Ihre hohe Festigkeit erlaubt grundsätzlich eine deutliche Verminderung der Wandstärken und damit ein ebenso deutlich reduziertes Gewicht des Bauteils. Allerdings weisen aus MnB-Stählen warmpressgehärtete Bauteile typischerweise nur eine geringe Duktilität auf (A80: ca. 5 - 6%). Um ein Versagen im Crashfall zu vermeiden, wird daher in der Praxis die Blechdicke warmpressgehärteter Bauteile aus Sicherheitsgründen in der Regel deutlich stärker ausgelegt, als dies unter Berücksichtigung ihrer Festigkeit eigentlich nötig wäre.
  • Um einerseits das Leichtbaupotenzial von Bauteilen aus Stählen der in Rede stehenden Art auszuschöpfen, andererseits aber auch das bei einem Crash erforderliche Umformverhalten zu gewährleisten, werden Karosseriebauteile aus so genannten "Tailored Blanks" gefertigt. Dabei handelt es sich um Blechplatinen, die aus Zuschnitten unterschiedlicher Stahlgüten zusammengesetzt sind. So wird für die Herstellung einer B-Säule einer PKW-Karosserie beispielsweise ein "Tailored Blank" zur Verfügung gestellt, dessen dem oberen Teil der B-Säule zugeordneter Bereich aus einem 22MnB5-Stahl besteht. Im dem Fuß der B-Säule zugeordneten Bereich des Tailored Blanks ist dann eine Stahlgüte vorgesehen, die auch nach dem Warmpresshärten eine höhere Duktilität ausweist. Ein hierfür in Frage kommender Stahl ist unter der Bezeichnung H340LAD (Werkstoffnummer 1.0933) bekannt.
  • Auch wenn sich durch die Verwendung von Tailored Blanks wesentliche Gewichtseinsparungen bei gleichzeitig optimierten Gebrauchseigenschaften der daraus hergestellten Bauteile erzielen lassen, müssen die aus dem duktileren Werkstoff bestehenden Bereiche im kritischen Bereich des jeweiligen Bauteils in der Regel eine höhere Blechdicke besitzen, um die im Normalbetrieb auf dem Bauteil lastenden Belastungen aufnehmen zu können. Dies hat wiederum ein entsprechend höheres Gewicht für das Gesamtbauteil zur Folge.
  • Es besteht daher allgemein der Wunsch, hochbelastete Bauteile, wie sie insbesondere in KFZ-Karosserien verbaut werden, aus einem Stahlblechmaterial zu fertigen, bei dem hohe Festigkeiten mit guten Dehnungseigenschaften kombiniert sind.
  • Eine erste Entwicklungsrichtung, diese Anforderung zu erfüllen, zielt auf eine Optimierung des Herstellprozesses ab. So soll durch eine Regelung der Abkühlgeschwindigkeit eine Stahlgüte mit martensitischem Gefüge und verbesserter Bruchdehnung erzeugt werden können. Ein Beispiel für diese Vorgehensweise ist in der EP 1 642 991 B1 beschrieben und sieht bis zum Erreichen der Martensitstop-Temperatur eine hohe und anschließend eine langsamere Abkühlgeschwindigkeit vor. Auf diese Weise wird ein selbst angelassener Martensit hergestellt, der eine verbesserte Bruchdehnung aufweist. Eine alternative Entwicklungsrichtung besteht in der Optimierung des Prozesses zur Herstellung einer Güte mit mehrphasigem Gefüge mittels der so genannten "Halb-Warmumformung". Bei diesem Verfahren wird das zu dem jeweiligen Bauteil zu formende Flachstahlprodukt auf eine zwischen der AC1- und der AC3-Temperatur liegende Temperatur erwärmt, bei der der Stahl ein Zweiphasengefüge aufweist. Wird das so erwärmte Bauteil warmpressgehärtet, weist das fertige Bauteil nach der Abkühlung gegenüber konventionell austenitisierten und gehärteten Bauteilen einen geringeren Martensitanteil und höhere Anteile an duktileren Phasen, wie Ferrit oder Austenit auf. Gleichzeitig besitzen die Bauteile noch eine vergleichbar hohe Festigkeit. So werden bei halb-warmgeformten Bauteilen Zugfestigkeiten Rm von 800 - 1000 MPa bei nur geringfügig verminderten Bruchdehnungswerten (A80 ca. 10-20%) im Vergleich zum Ausgangszustand erreicht. Ein solches Vorgehen ist beispielsweise in der WO 2007/034063 A1 beschrieben.
  • Ein vergleichbares Konzept, jedoch mit besonderer Betonung auf der Ausbildung einer zum Schutz vor Korrosion aufgebrachten Beschichtung, verfolgt die Patentanmeldung WO 2008/102012 . Bei diesem Stand der Technik ist lediglich vorgegeben, dass die Erwärmungstemperatur oberhalb der AC1-Temperatur liegt und unter Berücksichtigung eines möglichen Kornwachstums und der Verdampfung der Zn-basierten Beschichtung des Stahlflachproduktes gewählt werden soll, aus dem das Bauteil geformt wird. Das jeweils verarbeitete Stahlflachprodukt ist dabei nach unterschiedlichen Legierungskonzepten zusammengesetzt. So kann der betreffende Stahl (in Gew.-%)0,15 - 0,25 % C, 1,0 - 1,5 % Mn, 0,1 - 0,35 % Si, max. 0,8 % Cr, insbesondere 0,1 - 0,4 % Cr, max. 0,1% Al, bis zu 0,05 % Nb, insbesondere max. 0,03 % Nb, bis zu 0,01 % N, 0,01 - 0,07 Ti, < 0,05 % P, insbesondere < 0,03 % P, < 0,03 % S, >0,0005 bis <0,008 % B, insbesondere mindestens 0,0015 % B, und als Rest unvermeidbare Verunreinigungen und Eisen enthalten, wobei für den Ti-Gehalt gilt, dass er um das 3,4-fache größer ist als der N-Gehalt.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl zu schaffen, bei dem mit hoher Zuverlässigkeit gewährleistet ist, dass ein aus ihm hergestelltes Bauteil jeweils hohe Festigkeitswerte und eine erhöhte Bruchdehnung besitzt. Ebenso sollten ein unter Verwendung dieses Stahls hergestelltes Stahlflachprodukt, ein daraus hergestelltes Stahlbauteil und ein zur Herstellung eines solchen Stahlbauteils geeignetes Verfahren angegeben werden.
  • In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe erfindungsgemäß durch einen gemäß Anspruch 1 legierten Stahl gelöst worden.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt ist die oben genannte Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solches Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 7 ausgebildet ist.
  • In Bezug auf das Stahlbauteil besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass ein solches Stahlbauteil gemäß Anspruch 9 ausgebildet ist.
  • Schließlich ist die oben genannte Aufgabe in Bezug auf das Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils erfindungsgemäß durch das in Anspruch 14 angegebene Verfahren gelöst worden.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden wie der Gegenstand der unabhängigen Ansprüche nachfolgend im Einzelnen erläutert.
  • Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, dass sich durch Wahl einer geeigneten Legierung und Einstellung einer geeigneten Gefügezusammensetzung ein Stahl zur Verfügung stellen lässt, der nach einer Austenitisierung, Warmformung und Härtung eine hohe Festigkeit von mindestens 1000 MPa und eine Bruchdehnung A80 aufweist, die jeweils sicher oberhalb von 6 % liegt. Der erfindungsgemäße Stahl enthält dazu (in Gew.-%) 0,15 - 0,40 % C, 1,0 - 2,0 % Mn, 0,2 - 1,6 Al, bis zu 1,4 % Si, wobei die Summe der Gehalte an Si und Al 0,25 - 1,6 % beträgt, bis zu 0,10 % P, 0 - 0,03 % S, bis zu 0,5 % Cr, bis zu 1,0 % Mo, bis zu 0,01 % N, bis zu 2,0 % Ni, 0,012 - 0,25 % Nb, bis zu 0,40 % Ti sowie 0,0015 - 0,0050 B und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist dementsprechend zumindest einen Bereich auf, der aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht. So kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt als Tailored Blank ausgebildet sein, bei dem ein Bereich aus einem erfindungsgemäßen Stahl erzeugt ist, während ein anderer Bereich aus einem anderen Stahl hergestellt ist. Der aus dem erfindungsgemäßen Stahl hergestellte Bereich des erfindungsgemäßen Tailored Blanks bildet am fertigen, aus dem Stahlflachprodukt hergestellten Stahlbauteil dann einen hochfesten Bereich, in dem eine hohe Festigkeit mit einer guten Bruchdehnung kombiniert ist. Genauso ist es selbstverständlich ebenso möglich, ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt in Form eines aus einem Stahlblech oder Stahlband abgeteilten Platinenzuschnitts einheitlich aus dem erfindungsgemäßen Stahl zu fertigen. Ein aus einem solchen erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt gefertigtes Stahlbauteil weist dann an jeder Stelle die durch die erfindungsgemäße Stahllegierung erzielte vorteilhafte Kombination aus hoher Festigkeit und guter Dehnbarkeit auf.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlbauteil ist in entsprechender Weise dadurch gekennzeichnet, dass es zumindest in einem Bereich aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht und dass sein Gefüge im Bereich des hochfesten erfindungsgemäßen Stahls aus Martensit, Austenit und bis zu 20 Flächen-% Ferrit zusammengesetzt ist.
  • Im Zuge eines erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlbauteils wird dementsprechend zunächst ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zur Verfügung gestellt. Dieses Stahlflachprodukt wird dann auf eine 850 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur durcherwärmt. Die dafür erforderliche Haltezeit beträgt typischerweise 2 - 10 Minuten.
  • Anschließend wird das Stahlflachprodukt üblicherweise zu einem Warmformwerkzeug transportiert, um dort warmgeformt zu werden. Um während des Transports eine zu starke Abkühlung zu vermeiden, sollte die Transportzeit auf 5 - 12 Sekunden beschränkt werden. Die Warmformgebung selbst kann in an sich bekannter Weise als Pressformen durchgeführt werden.
  • Im Anschluss an die Warmformgebung wird das Stahlbauteil so schnell abgekühlt, dass das nach dem Abkühlen erhaltene Stahlbauteil ein Gefüge aufweist, das aus Martensit, Austenit und bis zu 20 Flächen-% Ferrit besteht. Die dazu typischerweise erforderlichen Abkühlgeschwindigkeiten liegen im Bereich von mindestens 25 °C/s. Die Warmformgebung und Abkühlung kann dabei einstufig oder zweistufig durchgeführt werden. Beim einstufigen Warmpressformhärten werden die Warmformgebung und die Härtung in einem Zuge gemeinsam in einem Werkzeug durchgeführt. Dagegen erfolgt beim zweistufigen Verfahren zunächst eine Kaltumformung (bis zu 100 %) und erst anschließend die endgültige Warmformgebung einschließlich der Erzeugung des Härtegefüges.
  • Wenn das jeweils verarbeitete Stahlflachprodukt innerhalb der oben genannten Temperaturen austenitisiert worden ist, weist das erfindungsgemäß beschaffene Bauteil nach der Warmformgebung und der beschleunigten Abkühlung in dem Bereich, der aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht, ein Gefüge auf, das durch eine Kombination von einer harten Phase (Martensit) und mindestens einer duktileren Phase (Austenit und Ferrit) gekennzeichnet ist. Der Ferritanteil ist dabei durch die erfindungsgemäß vorgegebene Zusammensetzung des verarbeiteten Stahls auf 20 Flächen-% begrenzt, da eine Verbesserung der Dehnungswerte und eine Erhöhung der Energieabsorption mittels Austenit bevorzugt sind. Durch die Kombination von Martensit, Austenit und maximal 20 Flächen-% Ferrit werden die mechanisch technologischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Bauteile über den gesamten Temperaturbereich der erfindungsgemäß bei 850 - 950 °C durchgeführten Austenitisierung zuverlässig erhalten.
  • Die Stabilität der mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Bauteils wird durch das erfindungsgemäße Analysenkonzept sichergestellt. Das aus einer Kombination von harten (Martensit) und duktilen (Austenit und Ferrit) Phasen bestehende Gefüge eines erfindungsgemäßen Bauteils gewährleistet ein optimales Verhalten bei einer Crashbelastung. Die Phasenumwandlung von Austenit in Martensit, die während der Verformung des warmumgeformten Bauteils auftritt, bewirkt eine nachträgliche Aufhärtung des Bauteils, wenn es im Crashfall mit hoher kinetischer Energie verformt wird.
  • Besonders sicher wird die erfindungsgemäß angestrebte Kombination aus hoher Festigkeit, guter Bruchdehnung und optimalem Crashverhalten im Bereich seines hochfesten Bereichs dann erreicht, wenn bei einem erfindungsgemäßen Bauteil der Martensit-Gehalt des Gefüges in dem betreffenden hochfesten Bereich mindestens 75 Flächen-% beträgt. Die geforderte hohe Bruchdehnung kann dadurch sichergestellt werden, dass der Austenit-Gehalt des Gefüges des erfindungsgemäßen Bauteils mindestens 2 Flächen-% beträgt.
  • Die Zugfestigkeit eines aus erfindungsgemäßen Stahl gefertigten Bauteils soll im Bereich seines hochfesten Bereichs nicht unterhalb von 1000 MPa liegen. Damit die für diesen Zweck notwendige Martensithärte erreicht wird, enthält die erfindungsgemäße Stahllegierung einen C-Gehalt von mindestens 0,15 Gew.-%. Um gleichzeitig eine für die Praxis ausreichende Schweißeignung zu sichern, ist der C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls nach oben auf 0,4 Gew.- % beschränkt.
  • Im Hinblick auf die erfindungsgemäße Einstellung des Gefüges kommt den Legierungselementen Mn, Si und Al eines erfindungsgemäß verwendeten Stahls eine besondere Bedeutung zu, da sie den Austenit bei Raumtemperatur stabilisieren.
  • Das in Gehalten von mindestens 1,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhandene Mn dient als Austenitbildner, indem es die Ac3-Temperatur des Stahls herabsetzt. Das Ergebnis ist ein Gefüge, das nach der Warmumformung im Wesentlichen aus Austenit und Martensit besteht. Um gleichzeitig eine für die jeweilige Verwendung optimale Schweißeignung zu sichern, ist der Mn-Gehalt auf maximal 2 Gew.-% beschränkt.
  • Silizium ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von bis zu 1,4 Gew.-% vorhanden. Es beeinflusst die Härtbarkeit und dient bei der Erschmelzung des Stahls des erfindungsgemäßen Bauteils als Desoxidationsmittel. Gleichzeitig steigert Si die Streckgrenze, stabilisiert den Ferrit und den Austenit bei Raumtemperatur und verhindert eine unerwünschte Karbidausscheidung im Austenit während der Abkühlung. Ein zu hoher Si-Gehalt verursacht jedoch Oberflächenfehler. Daher ist der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf 1,4 Gew.-% beschränkt.
  • Aluminium trägt im erfindungsgemäßen Stahl ähnlich wie Si zu Stabilisierung des Ferrits und des Austenits bei Raumtemperatur bei und bewirkt eine Korngrößenkontrolle. Diese Effekte werden sicher erreicht, wenn die Gehalte an Al in erfindungsgemäßer Weise auf 0,2 - 1,6 Gew.-% beschränkt sind, wobei sich Al-Gehalte von mindestens 0,4 Gew.-% besonders positiv auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Bauteils auswirken. Durch einen oberhalb von 0,4 Gew.-% liegenden Al-Gehalt wird die Karbidbildung während der Wärmebehandlung unterdrückt und so der erfindungsgemäß vorgesehene Anteil an Austenit von bevorzugt mindestens 2 Flächen-% im warmgeformten Gefüge stabilisiert.
  • Aufgrund der erfindungsgemäßen Phasenkonstellation wird eine Verringerung der Streuung der mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahls nach seiner Austenitisierung, Warmumformung und Abkühlung erzielt. Überraschend hat sich hier gezeigt, dass die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäß erzeugten Bauteils mit hoher Zuverlässigkeit über eine vergleichsweise große Temperaturspanne der Austenitisierungstemperaturen erzielt werden kann. So können trotz der in der Praxis unvermeidbar auftretenden Toleranzen bei der Einstellung der Austenitisierungstemperatur die angestrebten Eigenschaften erfindungsgemäßer Bauteile mit hoher Sicherheit und Stabilität des Arbeitsergebnisses gewährleistet werden.
  • Negative Einflüsse auf die Oberflächenbeschaffenheit, die Si und Al haben könnten, werden dadurch vermieden, dass die Summe der Al- und Si-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahls bzw. eines daraus hergestellten Bauteils auf 0,25 - 1,6 Gew.-% beschränkt sind. Um gleichzeitig die positiven Einflüsse der kombinierten Anwesenheit von Al- und Sibesonders sicher zu nutzen, kann die Summe der Al- und Si-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlbauteils auf mindestens 0,5 Gew.-% heraufgesetzt werden.
  • Mo kann in einem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-% vorhanden sein. Die Anwesenheit von Mo fördert die Martensitbildung und verbessert die Zähigkeit des Stahls. Ein zu hoher Mo-Gehalt kann jedoch Kaltrissbildung verursachen.
  • Durch Zugabe von Cr in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% zur Legierung eines erfindungsgemäßen Stahls kann die Härtbarkeit gesteigert werden. Jedoch sollte der Cr-Gehalt nicht höher liegen, um Oberflächenfehler zu vermeiden. Sicher können diese Effekte erzielt werden, wenn der Cr-Gehalt auf 0,1 Gew.-% beschränkt ist.
  • P kann in Gehalten von bis zu 0,10 Gew.-% zur Erhöhung der Streckgrenze und damit zur Sicherung der mechanischen Eigenschaften zulegiert werden. Ein zu hoher P-Gehalt schadet jedoch der Duktilität und der Zähigkeit eines erfindungsgemäß beschaffenen Stahls.
  • Ti in Gehalten von bis zu 0,40 Gew.-% erhöht die Streckgrenze sowohl gelöst als auch durch Ausscheidungsbildung (z.B. von Ti-Carbonnitriden). Ti bindet N zu TiN ab und fördert so die Wirksamkeit von B hinsichtlich des Umwandlungsverhaltens. Dieser Effekt kann dadurch gewährleistet werden, dass der Ti-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls die Bedingung % Ti - 3 , 42 x % N > 0 , 005 Gew . - %
    Figure imgb0001
    erfüllt, wobei mit %Ti sein jeweiliger Ti-Gehalt und mit %N sein jeweiliger N-Gehalt bezeichnet ist.
  • Durch 0,0010 - 0,0050 Gew.-% B ist die Härtbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahls durch Verzögerung der Ferritumwandlung während der Abkühlung in Richtung längerer Umwandlungszeiten verbessert. Gleichzeitig stabilisiert das im erfindungsgemäßen Stahl vorhandene Bor die mechanischen Eigenschaften für einen weiten Temperaturbereich des Warmumformprozesses.
  • Bis zu 0,01 Gew.-% N stabilisiert den Austenit und erhöht die Streckgrenze eines erfindungsgemäßen Stahls. Sofern der im erfindungsgemäß legiertem Stahl vorhandene Stickstoff nicht vollständig von Ti abgebunden ist, reagiert er in Kombination mit Bor zu Bornitriden. Diese Bornitride bewirken eine Kornfeinung des Ausgangsgefüges und damit eine Feinung des martensitischen warmumgeformten Gefüges. Im Ergebnis wird so die Rissanfälligkeit eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls verringert. Gleichzeitig tragen die Bornitride wesentlich zur Steigerung der Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei.
  • Soll N in Kombination mit B durch Bildung von Bornitriden zur Kornfeinung und Festigkeitssteigerung genutzt werden, kann der dazu benötigte nicht an Ti gebundene N-Gehalt dadurch gezielt eingestellt werden, dass bei Anwesenheit von Ti der N-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls die Bedingung 0 , 0015 ≤ % N - % Ti / 3 , 42 ≤ 0 , 0060 Gew . - %
    Figure imgb0002
    erfüllt, wobei mit %Ti sein jeweiliger Ti-Gehalt und mit %N sein jeweiliger N-Gehalt bezeichnet ist.
  • Die zusätzliche Zugabe von Nb in Gehalten von 0,012 - 0,25 Gew.-% unterstützt bei einem erfindungsgemäß legierten Stahl die Kombination hoher Zugfestigkeitswerte mit erhöhter Bruchdehnung, was insgesamt in einer Erhöhung des Energieabsorptionsvermögens erfindungsgemäß beschaffener Stahlbauteile resultiert. Nb erhöht in erfindungsgemäß zusammengesetztem Stahl die Streckgrenze mittels Karbidausscheidung und bewirkt durch Austenitkornfeinung ein feines Martensitgefüge, das eine hohe Stabilität gegenüber Rissausbreitung aufweist. Zudem können Nb-Ausscheidungen als Wasserstofffallen wirken, wodurch die Anfälligkeit gegenüber wasserstoffinduzierter Rissbildung herabgesetzt werden kann. Besonders sicher tritt die positive Wirkung von Niob ein, wenn der Nb-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 0,012 - 0,040 Gew.-% beschränkt ist.
  • Ni in Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-% trägt zur Erhöhung der Streckgrenze und der Bruchdehnung bei.
  • Der S-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Bauteils ist auf max. 0,03 Gew.-% beschränkt, weil S einen stark negativen Einfluss auf die Schweißbarkeit und die Möglichkeiten der Oberflächenveredelung hat. Auch soll durch diese Beschränkung die Bildung schädlicher, gestreckter MnS-Ausscheidungen verhindert werden.
  • Das erfindungsgemäße Stahlbauteil kann an seiner freien Oberfläche mit einem vor Oxidation schützenden Überzug beschichtet sein. Dieser ist bevorzugt bereits auf dem Stahlflachprodukt vorhanden, aus dem das Bauteil warmgeformt wird. Der Schutzüberzug kann dabei so ausgelegt sein, dass er gegen Zunderbildung während der Erwärmung und Warmformgebung und/oder Korrosion während der Verarbeitung oder im praktischen Einsatz schützt. Dazu können Überzüge auf metallischer, organischer oder anorganischer Basis sowie Kombinationen dieser Überzüge verwendet werden.
  • Die Beschichtung des Stahlflachprodukts kann durch konventionelle Verfahren erfolgen. Bevorzugt wird eine Oberflächenveredelung im Schmelztauchprozess. Die optional aufgebrachten metallischen Überzüge basieren auf den Systemen Zn, Al, Zn-Al, Zn-Mg, Al-Mg, Al-Si und Zn-Al-Mg und ihren nicht vermeidbaren Verunreinigungen. Überzüge auf einer Al-Si-Basis haben sich dabei besonders bewährt.
  • Zur Verbesserung der Oberflächenqualität und der Anbindung des Überzugs an die Stahloberfläche kann dem Schmelztauchprozess vorteilhafterweise eine Voroxidation vorgeschaltet werden. Dabei wird auf dem Stahlflachprodukt gezielt eine Oxidschicht erzeugt, die 10 - 1000 nm dick ist, wobei sich besonders gute Beschichtungsqualitäten ergeben, wenn die Oxidschicht 70 - 500 nm dick ist. Die Einstellung der Oxidschichtdicke erfolgt in einer Oxidationskammer, wie es beispielsweise aus der WO 2007/124781 A1 bekannt ist. Vor dem Eintauchen in die Schmelze bzw. vor einer Oberflächenveredelung wird die Eisenoxidschicht durch Wasserstoff der Glühatmosphäre reduziert. Dabei können an der Oberfläche sowie bis zu einer Tiefe von 10 µm Oxide der Legierungselemente vorliegen.
  • Des Weiteren ist es möglich, das erfindungsgemäß verarbeitete Stahlflachprodukt in kontinuierlichen Glühanlagen oder in einer Haubenglühanlagen zu glühen und mittels einer nachgeschalteten offline Oberflächenveredelungsanlage zu beschichten. Hierzu können unterschiedliche Verfahren eingesetzt werden.
  • Besonders eignet sich die elektrolytische Beschichtung zum Aufbringen des jeweiligen Überzugs. Besonders gute Ergebnisse stellen sich dabei dann ein, wenn als Überzugsmaterial Zn-, ZnFe-, ZnMn-, ZnNi-Systeme oder deren Kombination eingesetzt werden.
  • Jedoch ist es auch möglich, den Überzug durch PVD- (PVD = Physical Vapour Deposition) oder CVD- (CVD = Chemical Vapour Deposition) Beschichtungsverfahren aufzubringen. Genauso kann eine stromlose bzw. chemische Abscheidung von metallischen (Legierungs-)Überzügen auf Basis von Zn, Zn-Ni, Zn-Fe sowie deren Kombinationen sowie organische / metallorganische / anorganische Überzüge in Bandbeschichtungsanlagen im Coilcoating-, Spritz- oder Tauchverfahren zweckmäßig sein. Typische Dicken der mit den hier beschriebenen Verfahren erzeugbaren Überzügen liegen im Bereich von 1 - 15 µm.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Aus Stählen E1 - E4, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind, sind in konventioneller Weise kaltgewalzte Stahlbleche erzeugt worden. Von diesen Stahlblechen ist jeweils eine größere Zahl von Blechplatinen abgeteilt worden, die einheitlich aus dem jeweiligen Stahl E1 - E4 bestanden.
  • Zum Vergleich ist in entsprechender Weise aus Vergleichsstahl V mit einer in Tabelle 1 ebenfalls angegebenen Zusammensetzung ein Stahlblech erzeugt und von diesem Stahlblech eine größere Zahl von Blechplatinen abgeteilt worden, die ebenfalls einheitlich aus dem Vergleichsstahl V bestanden.
  • Die aus den Stählen E1 - E4 und V bestehenden Platinen sind jeweils auf eine im Bereich von 880 - 925 °C liegende Austenitisierungstemperatur durcherwärmt, anschließend in ein Warmformwerkzeug eingelegt und dann zu einem Bauteil warmverformt worden. Nach der Warmformgebung sind die aus den Platinen jeweils warmgeformten Bauteile jeweils mit einer mindestens 25 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit so schnell abgekühlt worden, dass sich in ihnen Härtegefüge gebildet haben.
  • Für die erhaltenen Bauteile sind die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm und Dehnung A80 bestimmt worden. Die jeweils gemittelten Werte Rp0,2, Rm und A80 sowie die zugehörigen Standardabweichungen σRp0,2, σRm und σA80 sind für die aus den Stählen E1 - E4 und V erzeugten Stahlbauteile in Tabelle 2 angegeben.
  • Des Weiteren sind in Tabelle 2 für die aus den Stählen E1 - E4 und V bestehenden Stahlbauteile das Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Dehnung A80 sowie das Ergebnis eines 3-Punkt-Biegeversuchs eingetragen, bei dem die jeweilige Prüfprobe auf zwei beabstandet zueinander angeordnete Auflagen positioniert und in der Mitte mit einem Prüfstempel belastet worden sind. Ebenso sind in Tabelle 2 für die aus den Stählen E1, E2 und V hergestellten Bauteile die Gefügezusammensetzungen eingetragen.
  • Es zeigt sich, dass die aus den erfindungsgemäßen Stählen E1 - E4 bestehenden Bauteile ein durchweg hohes, durch einen hohen Wert des Produkts aus Zugfestigkeit Rm und Dehnung A80 gekennzeichnetes Restverformungsvermögen und damit einhergehend hohes Energieabsorptionsvermögen besitzen. Gleichzeitig zeigen die Ergebnisse der Versuche, dass sich die mechanischen Eigenschaften Rp0,2, Rm und A80 der aus den erfindungsgemäßen Stählen E1 - E4 erzeugten Bauteile mit einer deutlich höheren, durch geringe Werte der jeweiligen Standardabweichung gekennzeichneten Zuverlässigkeit reproduzieren lassen, als dies bei den aus dem Vergleichsstahl V erzeugten Bauteilen der Fall ist. Tabelle 1 (Angaben in Gew.-%)
    Stahl C Si Mn P s Al Cr Mo N Ni Nb Ti B
    E1 0,217 0,39 1,63 0,003 <0,001 1,08 0,038 0,0016 0,0011 0,014 0,025 0,036 0,0030
    E2 0,217 0,41 1,64 0,005 0,002 0,62 0,027 0,0016 0,0023 0,008 0,029 0,022 0,0024
    E3 0,205 0,203 1,64 ≤0,10 ≤0,10 0,690 <0,1 0,0041 0,012 0,0010 0,0029
    E4 0,211 0,203 1,65 ≤0,10 ≤0,10 0,662 <0,1 0,0024 0,013 0,0020 0,0032
    v 0,214 0,14 1,62 0,005 0,002 1,386 0,086 <0,002 0,0015 0,006 0,006 0,0030 0,0004
    Tabelle 2
    Stahl Rp0,2 [MPa] ORp0,2 [MPa] Rm [MPa] σRm [MPa] A80 [%] σA80 [%] Rm x A80 [MPa x %] Energie-aufnahme im 3-Punkt Biege-versuch [J] Ferrit [Fl. -%] Austenit [Fl. -%] Martensit [F1. -%]
    E1 966 81 1467 29 8,5 1,1 12470 80,4 10 4 86
    E2 1225 12 1525 5 8,1 0,4 12353 83,3 0 3 97
    E3 1128 22 1443 8 6,7 0,6 10101 73 0 2 98
    E4 1156 32 1479 12 6,5 0,5 10353 74 0 2 98
    V1 688 121 1231 55 9,6 2,6 11818 83,3 22 3 75

Claims (15)

  1. Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils durch Warmumformung mit anschließender Härtung, enthaltend (in Gew.-%) C: 0,15 - 0,40 %, Mn: 1,0 - 2,0 %, Al: 0,2 - 1,6 %, Si: 0 - 1,4 %, Summe der Gehalte an Si und Al: 0,25 - 1,6 %, P: 0 - 0,10 %, S: 0 - 0,03 %, Cr: 0 - 0,5 %, Mo: 0 - 1,0 %, N: 0 - 0,01 %, Ni: 0 - 2,0 %, Nb: 0,012 - 0,25 %, Ti: 0 - 0,40 %, B: 0,0010 - 0,0050 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe seiner Al- und Si-Gehalte mindestens 0,5 Gew.-% beträgt.
  3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mindestens 0,4 Gew.-% beträgt.
  4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt höchstens 0,040 Gew.-% beträgt.
  5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt die Bedingung % Ti - 3 , 42 x % N > 0 , 005 Gew . - %
    Figure imgb0003
    erfüllt, wobei mit %Ti sein jeweiliger Ti-Gehalt und mit %N sein jeweiliger N-Gehalt bezeichnet ist.
  6. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass bei Anwesenheit von Ti sein N-Gehalt die Bedingung 0 , 0015 ≤ % N - % Ti / 3 , 42 ≤ 0 , 0060 Gew . - % erf ⁢ u ¨ ⁢ llt , wobei mit % Ti sein jeweiliger Ti - Gehalt und
    Figure imgb0004
    erfüllt, wobei mit %Ti sein jeweiliger Ti-Gehalt und mit %N sein jeweiliger N-Gehalt bezeichnet ist.
  7. Stahlflachprodukt für die Herstellung eines Stahlbauteils dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens einen Bereich aufweist, der aus hochfestem, gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 beschaffenem Stahl besteht.
  8. Stahlflachprodukt nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass es einheitlich aus dem hochfesten Stahl besteht.
  9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
    gekennzeichnet, dass mindestens eine seiner Oberflächen mit einem vor Oxidation schützenden Überzug überzogen ist.
  10. Stahlbauteil hergestellt aus einem gemäß einem der Ansprüche 7 bis 9 beschaffenen Stahlflachprodukt, wobei sein Gefüge im Bereich des hochfesten, gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 beschaffenen Stahls aus Martensit, Austenit und bis zu 20 Flächen-% Ferrit besteht.
  11. Stahlbauteil nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass im Bereich des hochfesten Stahls der Martensit-Gehalt seines Gefüges mindestens 75 Flächen-% beträgt.
  12. Stahlbauteil nach einem der Ansprüche 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, dass im Bereich des hochfesten Stahls der Austenit-Gehalt seines Gefüges mindestens 2 Flächen-% beträgt.
  13. Stahlbauteil nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass seine Oberfläche mit einem vor Oxidation schützenden Überzug beschichtet ist.
  14. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 10 bis 13 beschaffenen Stahlbauteils umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Zurverfügungstellen eines gemäß einem der Ansprüche 7 bis 9 ausgebildeten Stahlflachproduktes,
    - Durcherwärmen des Stahlflachprodukts auf eine 850 - 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur,
    - Warmformen des Stahlflachprodukts zu dem Stahlbauteil,
    - beschleunigtes Abkühlen des Stahlbauteils, so dass das nach dem Abkühlen erhaltene Stahlbauteil mindestens im Bereich des hochfesten Stahls ein Gefüge aufweist, das aus Martensit, Austenit und bis zu 20 Flächen-% Ferrit besteht.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit bei der Abkühlung des Stahlbauteils mindestens 25 °C/s beträgt.
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