EP2656187B1

EP2656187B1 - Verfahren zum erzeugen gehärteter bauteile

Info

Publication number: EP2656187B1
Application number: EP11811026.1A
Authority: EP
Inventors: Harald Schwinghammer; Thomas Kurz; Siegfried Kolnberger; Martin Rosner
Original assignee: Voestalpine Stahl GmbH
Current assignee: Voestalpine Stahl GmbH
Priority date: 2010-12-24
Filing date: 2011-12-22
Publication date: 2020-09-09
Anticipated expiration: 2031-12-22
Also published as: CN103392014A; EP2655673A2; KR20130132566A; WO2012085253A2; WO2012085248A3; HUE055049T2; ES2858225T8; ES2829950T3; CN103547686A; WO2012085247A2; EP2655673B1; US20140027026A1; ES2848159T3; WO2012085253A3; ES2829950T8; CN103415630A; US20140020795A1; ES2851176T3; CN103547686B; EP2655675B1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen gehärteter korrosionsgeschützter Bauteile mit den Merkmalen des Anspruchs 1.
Es ist bekannt, dass insbesondere in Automobilen sogenannte pressgehärtete Bauteile aus Stahlblech eingesetzt werden. Diese pressgehärteten Bauteile aus Stahlblech sind hochfeste Bauteile, die insbesondere als Sicherheitsbauteile des Karosseriebereichs verwendet werden. Hierbei ist es durch die Verwendung dieser hochfesten Stahlbauteile möglich, die Materialdicke gegenüber einem normalfesten Stahl zu reduzieren und somit geringe Karosseriegewichte zu erzielen.
Beim Presshärten gibt es grundsätzlich zwei verschiedene Möglichkeiten zur Herstellung derartiger Bauteile. Unterschieden wird in das sogenannte direkte und indirekte Verfahren.
Beim direkten Verfahren wird eine Stahlblechplatine über die sogenannten Austenitisierungstemperatur aufgeheizt und gegebenenfalls so lange auf dieser Temperatur gehalten, bis ein gewünschter Austenitisierungsgrad erreicht ist. Anschließend wird diese erhitzte Platine in ein Formwerkzeug überführt und in diesem Formwerkzeug in einem einstufigen Umformschritt zum fertigen Bauteil umgeformt und hierbei durch das gekühlte Formwerkzeug gleichzeitig mit einer Geschwindigkeit, die über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegt, abgekühlt. Somit wird das gehärtete Bauteil erzeugt.
Beim indirekten Verfahren wird zunächst, gegebenenfalls in einem mehrstufigen Umformprozess, das Bauteil fast vollständig fertig umgeformt. Dieses umgeformte Bauteil wird anschließend ebenfalls auf eine Temperatur über die Austenitisierungstemperatur erhitzt und gegebenenfalls für eine gewünschte erforderliche Zeit auf dieser Temperatur gehalten.
Anschließend wird dieses erhitzte Bauteil in ein Formwerkzeug überführt und eingelegt, welches schon die Abmessungen des Bauteils bzw. die Endabmessungen des Bauteils gegebenenfalls unter Berücksichtigung der Wärmedehnung des vorgeformten Bauteils besitzt. Nach dem Schließen des insbesondere gekühlten Werkzeuges wird somit das vorgeformte Bauteil lediglich in diesem Werkzeug mit einer Geschwindigkeit über der kritischen Härtegeschwindigkeit abgekühlt und dadurch gehärtet.
Das direkte Verfahren ist hierbei etwas einfacher zu realisieren, ermöglicht jedoch nur Formen, die tatsächlich mit einem einzigen Umformschritt zu realisieren sind, d.h. relativ einfache Profilformen.
Das indirekte Verfahren ist etwas aufwendiger, dafür aber in der Lage auch komplexere Formen zu realisieren.
Zusätzlich zum Bedarf an pressgehärteten Bauteilen entstand der Bedarf, derartige Bauteile nicht aus unbeschichtetem Stahlblech zu erzeugen, sondern derartige Bauteile mit einer Korrosionsschutzschicht zu versehen.
Als Korrosionsschutzschicht kommen im Automobilbau lediglich das eher in geringem Maße verwendeter Aluminium oder Aluminiumlegierungen in Frage oder aber die erheblich häufiger verlangten Beschichtungen auf der Basis von Zink. Zink hat hierbei den Vorteil, dass Zink nicht nur eine Barriereschutzschicht wie Aluminium leistet, sondern einen kathodischen Korrosionsschutz. Zudem passen sich zinkbeschichtete pressgehärtete Bauteile besser in das Gesamtkorrosionsschutzkonzept der Fahrzeugkarosserien ein, da diese in heute gängiger Bauweise voll verzinkt sind. Insofern kann Kontaktkorrosion vermindert oder ausgeschlossen werden.
Bei beiden Verfahren konnten jedoch Nachteile aufgefunden werden, die auch im Stand der Technik diskutiert werden. Bei dem direkten Verfahren, d.h. der Warmumformung von presshärtenden Stählen mit Zinkbeschichtung kommt es zu Mikro- (10 µm bis 100µm) oder sogar Makrorissen im Material, wobei die Mikrorisse in der Beschichtung erscheinen und die Makrorisse sogar durch den vollständigen Blechquerschnitt reichen. Derartige Bauteile mit Makrorissen sind für die weitere Verwendung ungeeignet.
Beim indirekten Prozess, d.h. der Kaltumformung mit einer anschließenden Härtung und Restformung kann es ebenfalls zu Mikrorissen in der Beschichtung kommen, welche ebenfalls unerwünscht sind, aber bei weitem nicht so ausgeprägt.
Zinkbeschichtete Stähle werden bislang - bis auf ein Bauteil im asiatischen Raum - im direkten Verfahren, d.h. der Warmumformung nicht eingesetzt. Hier werden vielmehr Stähle mit einer Aluminium-Silizium-Beschichtung eingesetzt.
Einen Überblick erhält man in der Veröffentlichung "Corrosion resistance of different metallic coatings on press hardened steels for automotive", Arcelor Mittal Maiziere Automotive Product Research Center F-57283 Maiziere-Les-Mez. In dieser Veröffentlichung wird ausgeführt, dass es für den Warmumformprozess einen aluminierten Bor-Mangan-Stahl ergibt, der unter dem Namen Usibor 1500P kommerziell vertrieben wird. Zudem werden zum Zwecke des kathodischen Korrosionsschutzes zinkvorbeschichtete Stähle für das Warmumformverfahren vertrieben, nämlich der verzinkte Usibor GI mit einer Zinkbeschichtung, die geringe Anteile von Aluminium enthält und ein sogenannter galvanealed beschichteter Usibor GA, der eine Zinkschicht mit 10 % Eisen enthält.
Es wird darauf hingewiesen, dass das Zink-Eisen-Phasendiagramm zeigt, dass oberhalb von 782°C ein großer Bereich entsteht, der flüssiges Zink enthält, so lang der Eisengehalt geringer als 60 % ist. Dies ist jedoch auch der Temperaturbereich, in dem der austenitisierte Stahl warm umgeformt wird. Es wird aber auch darauf hingewiesen, dass, wenn die Umformung oberhalb von 782°C stattfindet, ein großes Risiko der Spannungskorrosion durch flüssiges Zink besteht, welches in die Korngrenzen des Basisstahls eindringt, welche zu Makrorissen im Basisstahl führt. Darüber hinaus ist bei Eisengehalten geringer als 30 % in der Beschichtung die Maximaltemperatur zum Umformen eines sicheren Produkts ohne Makrorisse niedriger als 782°C. Dies ist der Grund, warum hiermit kein direktes Umformverfahren betrieben wird, sondern dass indirekte Umformverfahren. Hiermit soll das geschilderte Problem umgangen werden.
Eine weitere Möglichkeit dieses Problem zu umgehen, soll darin liegen, galvannealed beschichteten Stahl zu verwenden, was daran liegt, dass der zu Beginn schon bestehende Eisengehalt von 10 % und die Abwesenheit einer Fe₂Al₅-Sperrschicht den kritischen Wert von 60 % Eisen in der Beschichtung beim Erhitzen schnell überschreitet, was die Anwesenheit von flüssigem Eisen während des Warmumformprozesses vermeidet.
Aus der EP 1 439 240 B1 ist ein Verfahren zum Warmumformen eines beschichteten Stahlproduktes bekannt, wobei Stahlmaterial eine Zink- oder Zinklegierungsbeschichtung aufweist, die auf der Oberfläche des Stahlmaterials ausgebildet ist und das Stahlbasismaterial mit der Beschichtung auf einen Temperatur von 700°C bis 1000°C erwärmt und warm umgeformt wird, wobei die Beschichtung eine Oxidschicht besitzt, die hauptsächlich aus Zinkoxid besteht, bevor das Stahlbasismaterial mit der Zink- oder Zinklegierungsschicht erwärmt wird, um dann ein Verdampfen des Zinks beim Erwärmen zu verhindern. Hierfür wird ein spezieller Verfahrensablauf vorgesehen. Aus der EP 2 159 292 ist auch ein Verfahren zum Warmumformen eines beschichteten Stahlproduktes bekannt.
Aus der EP 1 642 991 B1 ist ein Verfahren zum Warmumformen eines Stahles bekannt, bei dem ein Bauteil aus einem gegebenen Bor-Mangan-Stahl auf eine Temperatur am Ac₃-Punkt oder höher erhitzt wird, bei dieser Temperatur gehalten wird und dann das erhitzte Stahlblech zum fertigen Bauteil umgeformt wird, wobei das geformte Bauteil durch Kühlung von der Formgebungstemperatur während des Formens oder nach dem Formen in einer solchen Weise abgeschreckt wird, dass die Abkühlrate zum MS-Punkt zumindest der kritischen Abkühlrate entspricht und dass die durchschnittliche Abkühlrate des geformten Bauteils vom MS-Punkt zu 200°C sich im Bereich von 25°C/s bis 150°C/s befindet.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen von mit einer Korrosionsschutzschicht versehenen Stahlblechbauteilen zu schaffen, bei dem die Rissbildung vermindert oder beseitigt wird und dennoch ein ausreichender Korrosionsschutz erzielt wird.
Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in Unteransprüchen gekennzeichnet.
Der vorbeschriebene Effekt der Rissbildung durch flüssiges Zink, welches den Stahl im Bereich der Korngrenzen penetriert, ist auch als sogenanntes "liquid metal embrittlement" bekannt.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe dadurch gelöst, dass erkannt wurde, dass die Kombination des Grundwerkstoffes in der austenitisierten Form, d.h. bei hohen Temperaturen, die Anwesenheit in diesem Zustand von flüssigen Zinkphasen und der Eintrag von Spannung durch Umformung vermieden werden müssen, um die hierdurch induzierten Spannungen und damit Risse zu vermeiden.
Dies wird erfindungsgemäß dadurch erreicht, dass zwischen dem austenitisierten Grundwerkstoff und den flüssigen Zinkphasen eine Sperrschicht angeordnet wird. Die Sperrschicht zwischen dem Grundwerkstoff (Austenit) und den in diesem Temperaturbereich flüssigen Zinkphasen puffert einerseits Mikrorisse ab, wobei die Entstehung einer dickeren Sperrschicht zusätzlich flüssige Phasen verbraucht.
Eine solche Sperrschicht ist beispielsweise eine Zinkferritsperrschicht aus der Reaktion zwischen Zink und Eisen, welche über eine Festphasenlösung reines Zink löst, wobei die hierdurch wachsende Schicht Zink aufbraucht und einen stabilen Zinkferrit-Mischkristall bildet.
Dieser Effekt tritt sowohl bei reinen Zink-Schichten, Zink-Aluminium-Legierungsschichten, als auch Zink-Magnesium-Legierungsschichten auf, welche somit ebenfalls geeignet sind.
Erfindungsgemäß ist darüber hinaus möglich Zink-Nickel-Schichten als erste oder alleinige Korrosionsschutzschicht aufzubringen, da eine Zink-Nickel-Schicht keine flüssigen Zink-Phasen während des Prozesses entwickelt.
Erfindungsgemäß kann die Verminderung an flüssigem Zink bzw. der rasche Aufbau einer wirksamen Sperrschicht dadurch ausgebildet werden, dass die Bildung der Sperrschicht durch die Reduktion der verfügbaren Menge an Zink rasch abgeschlossen wird und somit eine verbleibende flüssige Phase an Zink vermieden wird. Dies kann u.a. durch eine Reduktion der Zinkauflagendicke erzielt werden.
Erfindungsgemäß kann in diesem Fall aber auch eine Beschleunigung der Zink-Eisen-Reaktion und damit eine schnellere und größere Sperrschichtdicke erzielt werden, wenn in die Chemie der Zinkschicht eingriffen wird. Herkömmliche Zinkschichten, die im Schnelltauchverzinkungsprozess aufgebracht werden, besitzen einen gewissen Anteil von Aluminium, das eine Hemmschicht zwischen dem Trägermaterial (Stahl) einerseits und der Zinkschicht andererseits bildet und dadurch eine starke Reaktion von Substrat und Beschichtung verhindert. Die Zugabe von Aluminium kann gezielt vermindert werden, um genau dieses rasche Ausbilden einer dicken Zink-Eisen-Schicht zu befördern. Hierfür wird Aluminium in der flüssigen Zinkbeschichtung reduziert und gegebenenfalls die Beschichtung vor dem Umformen einer Galvanealing-Reaktion zur Ausbildung von Zink-Eisen-Phasen zugeführt, um diese Hemmschicht aufzulösen. Eine solche Beschichtung verursacht dann beim direkten Umformen keine flüssigen Zinkschichten, die mit dem Austenit in schädlicher Interaktion treten können.
Darüber hinaus ist es möglich, schon bei der Herstellung eine herkömmliche Zinkschicht mit geringen Gehalten an Aluminium länger als üblich wärmezubehandeln, um über eine verlängerte Glühdauer eine dickere Sperrschicht, die das Material beim direkten Umformprozess schützt, auszubilden.
Die Erfindung wird lediglich beispielhaft anhand einer Zeichnung erläutert. Es zeigen dabei:

Figur 1:: eine Tabelle mit der typischen chemischen Zusammensetzung der untersuchten Stahlproben;
Figur 2:: ein Diagramm zeigend den Zusammenhang zwischen Risstiefe und Ofenverweildauer bei einer vor dem Umwandlung stehenden Glühbehandlung;
Figur 3:: ein Diagramm zeigend die kritischen Intervalle der Ofenverweildauer;
Figur 4:: eine Tabelle zeigend die Ofenverweildauer zusammen mit Bildern, zeigend die Rissausbildung abhängig von der Ofenverweildauer;
Figur 5:: Proben gemäß Figur 4 in einem Querschnitt zeigend die Risstiefe abhängig von der Ofenverweildauer;
Figur 6:: die Ferrit-Schichtausbildung durch längere Ofenverweildauer;
Figur 7:: das Zink-Eisen-Zustandsdiagramm.

Erfindungsgemäß kann mit einer längeren Ofenverweildauer und damit einhergehend einer längeren Glühbehandlung einer Zinkbeschichtung eine Zink-Ferrit-Schicht ausgebildet werden, die wirksam das "liquid metal embrittlement" verhindert, auch wenn einerseits Austenit vorliegt und Spannungen eingetragen werden.
Hierdurch ist es erfindungsgemäß möglich, anstelle des Ausweichens auf den aufwendigeren, indirekten Prozess auch das direkte Verfahren durchzuführen.
In Figur 1 ist die Analyse eines typischen Stahles gezeigt, der für das erfindungsgemäße Verfahren verwendet wurde. Es versteht sich, dass der Rest der Analyse aus Eisen und verschmelzungsbedingten, unvermeidbaren Unreinigungen besteht.
In Figur 2 ist der Zusammenhang zwischen der Ofenverweildauer dem Vorhandensein flüssiger Phasen und der Risstiefe gezeigt.
Aus dem Diagramm ist ersichtlich, dass bei den unterschiedlichen Kurven nach einer gewissen Ofenverweildauer die Kurven stark ansteigen, was mit der Entstehung flüssiger Zinkphasen zusammenhängt. Hiermit wird gleichzeitig eine steigende Risstiefe induziert. Ebenfalls bei allen Kurven kann ein Abknicken gesehen werden, bei dem die Risstiefe nicht weiter ansteigt, sondern die beobachtete Risstiefe nach dieser Ofenverweildauer abnimmt. Sodann ergibt sich wiederum ein relativ scharfer Knick und ein Kurvenverlauf hin zu geringeren Risstiefen mit der steigenden Ofenverweildauer. Hierbei kann festgestellt werden, dass bei einer reinen Zinkauflage von 120 g/m² sehr lange Ofenverweildauern notwendig sind, während bei einer Zink-Eisen-Schicht mit 120 g Auflage sowohl die absolut erzielbare Risstiefe geringer ist, als auch in erheblich kürzerer Ofenverweildauer ein starkes Abnehmen der Risstiefe beobachtet werden kann.
Im Gegensatz zu einer Zink-Eisen-Auflage von 120 g/m² ist bei einer Zink-Eisen-Auflage von lediglich 80 g/m² die erzielbare Risstiefe gegenüber einer Zink-Eisen-Schicht von 120 g/m² in erheblicher Weise verringert und auch die Zeit bis zum Beobachten verringerter Risstiefen nochmal erheblich verkürzt.
Aus diesem Beobachtungen ergeben sich beobachtete kritische Intervalle der Ofenverweildauer, die bei einer Zinkauflage von 80 g/m² etwa 90 s bis 140 s, bei einer Zinkauflage von 100 g/m² etwa 100 s bis 155 s und bei einer Zinkauflage von 120 g/m² sogar 90 s bis über 200 s beträgt.
Im Gegensatz hierzu sind die kritischen Intervalle der Ofenverweildauer bei Zink-Eisen-Auflagen von 80 g/m², 100 g/m² und 120 g/m² deutlich geringer, wobei auch die kritischen Intervalle, insbesondere bei einer Zink-Eisen-Auflage von 80 g/m² zwischen 45 s und 70 s und einer Zink-Eisen-Auflage von 120 g/m² mit 50 s bis 105 s auch deutlich schmaler sind.
Dies ist daran zu sehen, dass bei den bereits vorreagierten Zink-Eisen-Auflagen, bei denen eine Eisenaluminatsperrschicht nicht vorhanden ist, die weitere Zink-Eisen-Reaktion so schnell stattfindet, dass nur wenige flüssige Phase für ein liquid metal embrittlement zur Verfügung stehen.
Den direkten Einfluss der Ofenverweildauern kann man in Figur 4 erkennen, wobei in der Tabelle abzulesen ist, dass drei gleichartige Zinkbeschichtungen mit 140 g/m² bei ähnlichen Temperaturen von 870°C bis max. 910°C für 185 s, 325 s und 475 s gehalten wurden. Bei diesem Versuch wurden die so erhitzten Bauteile mit einer Transferzeit von 3 s in ein Formwerkzeug überführt und dort direkt im heißen Zustand umgeformt.
Abhängig von der Ofenverweildauer ergeben sich unterschiedliche Risstiefen von max. 200 µm bei der geringsten Ofenverweildauer bis 20 µm bei der längsten Ofenverweildauer.
Die Bilder zeigen sehr deutlich die augenfällig erheblichen Unterschiede.
Diese werden auch in Figur 5 noch einmal besonders deutlich, indem Querschliffe der unterschiedlichen Proben aus Figur 4 ersichtlich sind. Demnach ist nicht nur die Risstiefe sondern auch die Rissbreite in erheblicher Weise mit steigender Ofenverweildauer reduziert. Zudem kann man erkennen, dass bei der Probe mit der Ofenverweildauer die Risse lediglich in der Beschichtung vorhanden sind, während die Risse bei den übrigen Proben bis ins Grundmaterial reichen.
Somit kann gezeigt werden, dass es mit dem erfindungsgemäßen Verfahren möglich ist, den direkten Umformprozess beizubehalten und somit insbesondere in der Geometrie einfachere Bauteile kostengünstig herzustellen, wenn sichergestellt ist, dass im empfindlichen Temperaturintervall bei der Umformung so wenig wie möglich flüssiges Zink vorhanden ist. Die erfindungsgemäße Einhaltung bestimmter Temperaturzeitparameter ermöglicht somit mit bisherigen Verfahren weiter zu arbeiten.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines gehärteten Stahlbauteiles mit einer Beschichtung aus Zink oder einer Zinklegierung, wobei ein härtbares Stahlmaterial mit einer Zinkschicht oder einer Zinklegierungsschicht überzogen wird, aus dem härtbaren Stahlmaterial Platinen ausgestanzt werden, die Platinen auf eine Temperatur am AC3-Punkt oder darüber erhitzt werden und nach einer gewünschten Haltezeit in einem Umformwerkzeug im heißen Zustand umgeformt werden, wobei die umgeformte Stahlblechplatine durch das Formwerkzeug mit einer Geschwindigkeit über der kritischen Härtegeschwindigkeit abgekühlt und dadurch gehärtet wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Platine abhängig von der Dicke der Zinkschicht oder der Dicke der Zinklegierungsschicht vor dem Umformen so lange auf eine Temperatur von über 782°C gehalten wird, dass sich zwischen dem Stahl und der Beschichtung aus Zink oder einer Zinklegierung eine Sperrschicht aus Zinkferrit ausbildet und die sich ausbildende Zinkferritschicht flüssiges Zink aufnimmt und so dick ausgebildet wird, dass beim Umformen keine flüssigen Zinkphasen mit dem Stahl reagieren, wobei bei Zinkauflagen zwischen 80 g/m² und 120 g/m² die Ofenverweildauer 120 s bis 210 s nicht unterschreitet oder bei Zink-Eisen(Galvanealed)-Schichten bei Auflagen von 80 g/m² bis 120 g/m² die Ofenverweildauer 75 s bis 100 s nicht unterschreitet.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Zink-Ferrit-Sperrschicht eine aus der Reaktion zwischen Zink und Eisen resultierende Zink-Ferrit-Sperrschicht ist, welche über eine Festphasen-Lösung reines Zink löst, wobei die wachsende Schicht Zink aufbraucht und einen stabilen Zink-Ferrit-Mischkristall bildet.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung auf dem Stahl eine Zinkbeschichtung mit einem Aluminiumanteil von 0,1 % bis 5 % ist.
Verfahren nach einen der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung auf dem Stahl elektrolytisch und/oder durch Schmelztauchbeschichtung aufgebracht ist.
Verfahren nach einen der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung auf dem Stahl eine dünne elektrolytisch abgeschiedene Zinkschicht und eine darauf abgeschiedene Zinkschicht oder Zinkaluminiumschicht umfasst.
Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass vor dem Schmelztauchverzinken die elektrolytisch aufgebrachte Zinkschicht in eine Zink-Ferrit-Schicht umgewandelt wurde.
Verfahren nach einen der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung eine Zink-Nickel-Beschichtung, eine Zink-Aluminium-Beschichtung, eine Zink-Eisen-Beschichtung, eine Zink-Chrom-Beschichtung, eine Reinzinkbeschichtung oder eine Zink-Magnesium-Beschichtung ist.