EP2664682A1 - Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils, daraus bestehendes Stahlflachprodukt, daraus hergestelltes Bauteil und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

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EP2664682A1
EP2664682A1 EP12168384.1A EP12168384A EP2664682A1 EP 2664682 A1 EP2664682 A1 EP 2664682A1 EP 12168384 A EP12168384 A EP 12168384A EP 2664682 A1 EP2664682 A1 EP 2664682A1
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EP
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steel
flat
product
yes
component
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP12168384.1A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Thomas Gerber
Ilse Heckelmann
Maria KÖYER
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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Definitions

  • the invention relates to a steel for the production of a steel component, a flat steel product consisting at least in sections of such a steel, a steel component produced from such a steel flat product by hot forming and quenching and a method for producing such a steel component.
  • the present invention relates to the use of steels having a ferritic / pearlitic / bainitic structure in the delivery state with precipitation hardening, for the production of press-hardened components in the strength range of about 700 to 1150 MPa.
  • alloy contents are stated here only in “%”, this always means “% by weight”, unless expressly stated otherwise.
  • components which are produced by hot forming and subsequently hardening of flat steel products which consist of a manganese-boron steel have prevailed here for crash-relevant automotive components.
  • hot press hardening manufacturing components can be produced, which can be used with optimally thin wall thickness and concomitantly minimized weight, for example, as B-pillars, B-pillar reinforcement and bumpers.
  • a typical example of a manganese-boron steel of the type mentioned above is the steel known in the art as 22MnB5, which has been given the material number 1.5528.
  • Hot forming with subsequent press hardening makes it possible to produce components with complex geometries with optimum properties from steels of this type Create dimensional accuracy. Due to their predominantly martensitic structure, the components obtained by hot-pressing hardening have the highest strengths (Rm approx. 1500 MPa, R P0 , 2 approx. 1100 MPa) and thus have an optimized lightweight construction potential.
  • Rm approx. 1500 MPa, R P0 , 2 approx. 1100 MPa Due to their predominantly martensitic structure, the components obtained by hot-pressing hardening have the highest strengths (Rm approx. 1500 MPa, R P0 , 2 approx. 1100 MPa) and thus have an optimized lightweight construction potential.
  • Rm approx. 1500 MPa, R P0 , 2 approx. 1100 MPa Due to their predominantly martensi
  • Tailored blanks are blanks composed of at least two sheets. The sheets in question differ in at least one property.
  • a particularly high strength and at the same time comparatively low toughness can be provided, while in another section a reduced strength but increased toughness is available.
  • a Tailored Blank for a B-pillar may be designed so that, for example, the upper area associated with the roof of the vehicle to which high strength requirements apply is 22MnB5, while the area associated with the B-pillar foot is a steel grade exists, which has an increased ductility after curing.
  • An example of a suitable steel for this purpose is steel H340LAD, to which the material number 1.0933 has been assigned. This steel reaches a Tensile strength of about 500 to 650 MPa at an elongation of about 15% after hot working.
  • WO 2008/132303 Al Another development towards partner material for tailored blanks is in the WO 2008/132303 Al described.
  • This is a steel plate made of a microalloyed steel with an Al or Zn-based corrosion protection coating. After full austenitization and subsequent press hardening, it has a predominantly ferritic structure (> 75%) with lower levels of martensite (5-20%). and bainite ( ⁇ 10%). Restaustenitanteile in the structure are expressly undesirable.
  • Components made from 0.5 - 4 mm thick steel blanks produced by this hot forming process have tensile strengths in the range of 500-600 MPa at elevated elongation values (> 15%). The improved ductility ensures a higher energy absorption capacity in the event of a crash.
  • an apparatus and a method for press hardening of blanks of higher and ultrahigh - strength steels are known.
  • the known device allows the control of the tool temperature during the forming process, whereby tailored tempering and hot forging can be performed.
  • tailored tempering and hot forging only partially heats the dies during hot forming.
  • the targeted temperature control produces locally a mixed structure with reduced strengths but improved ductility.
  • the workpiece In warm forging, the workpiece is heated to a temperature below the recrystallization temperature.
  • the warming temperature for warm forging is typically in the range of 400-650 ° C.
  • An example of a steel which is particularly suitable for hot forging is the steel known as "CP-W 800", which according to DIN EN 10336 is assigned the designation HDT780C.
  • Conventional practice for the 22MnB5 steel subjected to phase transformation during press-hardening requires mold temperatures below 200 ° C to produce a martensitic structure after press-hardening.
  • the object of the invention was to provide a steel which is optimally suitable for the production of components by hot-press hardening, a steel flat product also optimally suitable for hot-press hardening, a steel component in which high strength and high ductility are optimally achieved combined, and to provide a method for producing such a component.
  • the solution according to the invention of the abovementioned object is that such a flat steel product consists of a steel according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention accordingly consists, at least in one section, of a steel according to the invention.
  • the flat steel product according to the invention consists of at least one section of a steel according to the invention includes, of course, the possibility that the flat steel product as a whole is made of a steel according to the invention.
  • the at least one section of the flat steel product consisting of the steel according to the invention may be formed from a hot-rolled sheet or a sheet produced by conventional cold-rolling.
  • the flat steel product according to the invention can be a tailored blank, which is composed of at least two sheet metal parts which are themselves in addition to possibly existing differences in their areal extent in at least one property, such as thickness, strength, toughness, elongation properties, etc., distinguish.
  • the steel component according to the invention is produced by hot forming and subsequent quenching of a flat steel product according to the invention.
  • the steel component has a tensile strength of at least 700 MPa in the region in which the steel obtained according to one of claims 1 to 5 has a structure consisting of a combination of finely divided hard phases (martensite / bainite ) and ductile phases (globular ferrite and dislocation-rich bainitic ferrite) and a residual austenite content of at most 5 area% in a fine-grained microstructure with additional precipitation hardening of titanium carbonitrides.
  • the average grain diameter of the globular ferrite or of the bainitic ferrite is 1.5-4.0 ⁇ m and the proportion of ductile phases is at least 5 area%.
  • the structure consists of a combination of finely divided hard phases (martensite / bainite) and more ductile phases (bainitic ferrite and globular ferrite) and retained austenite with additional precipitation hardening by titanium carbonitrides.
  • the proportion of ductile phases depends thereby directly from the C content and amounts to at least 5 area%.
  • the ferrite structure of the steel component according to the invention is extremely fine.
  • the average grain diameter of the ferrite or bainitic ferrite here is 1.5-4.0 microns, which according to DIN EN 643 with a particle diameter of 4.0 microns a particle size index of at least 13 and with a particle diameter of 1.5 microns a grain size number> 15 corresponds.
  • the fine-grained microstructure means not only small grains but also a high number of phase boundaries in the steel component produced from the steel according to the invention by hot press hardening. These have a stronger effect on the tensile strength than the ferritic grain boundaries alone.
  • the bainitic ferrite also has a high dislocation density. The fine structure and the high dislocation density contribute to the special mechanical and technological properties of the steel according to the invention, of a steel flat product consisting thereof and of a steel component produced therefrom.
  • the transfer from the oven to the tool can be completed within 5 to 12 seconds.
  • the invention provides a steel and a flat steel product made therefrom which, after hot-pressing hardening, have a tensile strength which, at breaking elongation values A 80 of 6 to 15%, are typically in the range from 700 to 1200 MPa, in particular 700 to 1150 MPa. In this way, the invention closes the gap between the materials with relatively low tensile strength and higher elongation at break (eg H340LAD) and materials with high tensile strength values and low elongation at break (eg 22MnB5).
  • C is present in a steel according to the invention with a content of at least 0.05% by weight and at most 0.150% by weight, in particular 0.06-0.11% by weight, in order, on the one hand, to ensure that the final one Deterrence, the minimum tensile strength of 700 MPa required for steel components according to the invention forms necessary Martensithärte and on the other hand to avoid an excessive increase in hardness.
  • the C content is limited to a maximum of 0.150 wt .-%, so as not to affect the weldability of the steel component according to the invention.
  • the range of tensile strength prescribed for the steel components according to the invention can be achieved particularly reliably if the C content of the steel is at least 0.08% by weight.
  • Mn in contents of 0.50-2.0% by weight serves as austenite former in the steel according to the invention by reducing the A C3 temperature by its presence.
  • the result is a high austenite content even at relatively low heating temperatures.
  • To optimize the weldability of the Mn content can be lowered to a maximum of 1.20 wt .-%.
  • Si acts as an oxidizing agent in the steel according to the invention on the one hand on the other hand, it has a positive effect on the mechanical properties. This is the case in particular if at least 0.20% by weight of Si are present in the steel according to the invention.
  • the presence of Si in the limits specified by the invention increases the yield strength and stabilizes the ferrite and the austenite at room temperature.
  • Si prevents unwanted carbide precipitation in austenite during cooling. Excessive Si content causes surface defects.
  • the size of the grains forming in the microstructure of the steel according to the invention can be controlled via the Al content. Accordingly, the formation of a particularly fine-grained microstructure contributes when the Al content of the steel according to the invention is at least 0.020% by weight.
  • Ti increases the yield strength and causes the formation of precipitates, which are present, for example, as titanium carbonitrides in a steel according to the invention.
  • precipitation formation increases tempering resistance and improves toughness by inhibiting grain growth during furnace heating during hot working.
  • a steel according to the invention contains relatively high Ti contents of 0.08-0.14% by weight, in particular at least 0.09% by weight.
  • Cr is contained in the steel according to the invention in amounts of 0.15-0.5% by weight in order to promote through-hardenability and thereby minimize the dependence on the cooling rate. In this way, steel according to the invention becomes less sensitive to possible fluctuations of the hot working parameters. However, in order to avoid surface defects on the finished steel component according to the invention, the Cr content must not exceed 0.5% by weight. The positive effects of the presence of Cr in a steel according to the invention can be used particularly reliably if the Cr content is 0.3-0.4% by weight.
  • the S-content of the steel according to the invention must not exceed 0.010% by weight, because otherwise problems in welding, in surface finishing and in the formation of harmful, elongated MnS precipitates are to be expected.
  • the S content of the steel according to the invention is as low as possible.
  • a steel according to the invention may optionally contain one or more of the elements selected in the group "P, N, Cu, Ni, Mo, V, B, Nb, Ca "are summarized. Each of these elements can have a positive benefit, but is not a compulsory component and can be dispensed with as such in order to be able to produce a steel component with the properties prescribed according to the invention by hot forming and subsequent hardening.
  • P may be present in amounts of up to 0.1 wt .-%.
  • P increases the stability of austenite. Too high a P content, however, damages the ductility and toughness of the steel.
  • N stabilizes the austenite in the steel according to the invention and increases the yield strength.
  • the presence of N enables the desired formation of titanium carbonitrides according to the invention. If N is not completely bound by Ti and the steel according to the invention additionally contains B, N reacts in combination with boron to boron nitrides, which cause grain refining of the starting structure and thus a refining of the martensitic structure present in the finished steel component after hot working and hardening.
  • the N content of the steel according to the invention may be set to at least 0.0025% by weight.
  • Cu can be used in the steel according to the invention to increase the yield strength. However, at levels above 0.1% by weight, the presence of Cu may affect the hot workability of the steel.
  • Ni can improve the yield strength and elongation at break of the steel of the present invention. In addition, contents are avoided for cost reasons.
  • Mo is optionally present in the steel of the present invention at levels of up to 0.1% by weight. Mo promotes martensite formation and improves toughness. Over 0.1% by weight However, exceeding Mo content may cause cold cracking in the steel according to the invention.
  • V increases the yield strength of the steel of the invention by grain refining and improves weldability.
  • B By adding up to 0.001% by weight of B, the hardenability of the steel according to the invention can be improved.
  • B prolongs the transformation times and stabilizes the mechanical properties for a wide temperature range of the hot working process in terms of early, homogeneous martensite formation.
  • amounts of B exceeding 0.0010% by weight markedly reduce the formability of the steel according to the invention.
  • Nb in amounts of up to 0.25% by weight increases the yield strength of the steel according to the invention by carbide precipitation and, by austenitic grain refining, produces a fine martensite structure which has a high resistance to crack propagation.
  • These positive properties can be used in particular when the Nb content is at least 0.001% by weight, in particular at least 0.005% by weight.
  • Ca is optionally alloyed to a steel of the invention at levels of 0.001-0.004 wt%, especially 0.001-0.003 wt%, to allow sulfide form control through the formation of spherical CaS over MnS. In this way, the isotropy of the mechanical properties is improved.
  • a Ca-treatment of the melt of the Steel according to the invention can also reduce the S content of the steel according to the invention.
  • the flat steel product according to the invention may have a surface finish for protection against scaling or corrosion.
  • the protective coating concerned can be applied by conventional methods.
  • the protective coating is applied in the hot dipping process and can contain zinc or aluminum in a conventional manner as a basic element.
  • the basic elements Zn and Al may optionally be alloyed with each other or additionally each with one or more oxygen-affine elements such as Mg, Si, Ti, Ca, boron, Mn.
  • Typical layer thicknesses of the protective coating are in the range 3-30 ⁇ m, preferably between 5-20 ⁇ m.
  • the hot dip coating can be preceded by a preoxidation in which a 10 to 1000 nm, preferably 70 to 500 nm, thick oxide layer is produced on the flat steel product to be coated.
  • the generation and adjustment of the oxide layer can take place in an oxidation chamber, as in the WO 2007/124781 A1 is described, the contents of which is included in the present application in this respect.
  • the complete reduction of the iron oxide layer thus formed takes place under a hydrogen-containing atmosphere and is carried out before immersion in the melt or before surface refinement.
  • Oxides of the alloying elements of the steel according to the invention can be present on the steel strip surface.
  • PVD / CVD processes processes with electrolytic or electroless or chemical deposition of metallic coatings, in particular coatings based on Zn, Zn-Ni, Zn-Fe and their combinations, as well as processes in which organic, organometallic, inorganic Coatings are applied in coil coating systems in the coil coating, spraying or dipping process can be used.
  • Steel flat products according to the invention can be produced by casting a molten steel composite according to the invention into slabs or thin slabs, which are subsequently brought to a temperature of 1050.degree.-1260.degree. C., at a hot rolling end temperature of 800.degree.-1000.degree. C. to form a hot strip having a hot strip thickness of to be hot rolled less than 4.5 mm.
  • the resulting hot strip is then coiled at a reel temperature of 450 - 700 ° C to form a coil.
  • Steel flat products according to the invention which are present as hot strip or sheet metal can produce steel components according to the invention in the same way as steel flat products according to the invention which are present as cold strip or sheet metal.
  • this can be done following the hot strip production explained above hot rolled strip obtained is cold rolled to a cold strip having a thickness of typically 0.5 to 2.85 mm.
  • blanks are separated from the flat steel product then present as a strip.
  • these boards can be welded to at least one other board.
  • the boards split off from the flat steel products produced according to the invention can also be processed as one piece into a steel component according to the invention.
  • the flat steel product which is now in the form of a single-piece blank or blanked blank, is heated to a heating temperature of 750-950 ° C.
  • a heating temperature 750-950 ° C.
  • the heating in accordance with the invention predetermined range of heating temperatures leads to a hot working and a press hardening to a microstructure, which consists of a combination of finely divided martensite and bainite phases, dislocation rich bainitic ferrite, globular ferrite and retained austenite.
  • an additional precipitation hardening by titanium carbonitrides is also used for the production of the steel component.
  • the result is a fine and homogeneous phase distribution, which causes an improvement in the elongation values and an increase in energy absorption at relatively high tensile strength values.
  • a small residual austenite content of up to 5% is achieved, which also contributes to the improvement in elongation values.
  • the proportion of ductile phases ferrite and bainitic ferrite is at least 5 area%.
  • the respective flat steel product is heated in the hot forming and curing preceding heating to heating temperatures of up to 900 ° C, in which there is only a partial Austenitmaschine.
  • the resulting component has further improved strengths, as is the case with a full austenitization, which with a heating in the temperature range> 900 ° C, in particular> 925 ° C. is reached.
  • This effect is due to the high Ti content of the steel according to the invention, which can be supported by the optionally additionally present contents of Nb and V. The presence of a larger amount of these micro-alloying elements, the grain size remains fine even during the heat treatment and hot working.
  • a particle size index of at least 13 determined according to DIN EN 643 is guaranteed here.
  • the holding time required for the heating on the heating temperature is typically 2 to 10 minutes, depending on the dimension of the flat steel product to be processed.
  • the heated steel flat product is transferred from the oven used for the heating to the tool in which the flat steel product is hot worked.
  • the thermoforming tool can be designed in such a way that the steel component thermoformed from the flat steel product is still quenched in the tool (single-stage process). Alternatively it is also possible to quench the resulting steel component outside the thermoforming tool in a separate workstation to produce the desired hardness structure (two-stage process). To avoid excessive cooling of the steel flat product between the heating furnace and the thermoforming tool, the transfer time should be limited to 5 - 12 seconds.
  • the cooling of the steel component formed from the respective flat steel product preferably takes place in the hot forming tool so rapidly that the component structure after cooling consists of a fine-grained structure of martensite, bainite, dislocation-rich bainitic ferrite, globular ferrite and retained austenite.
  • the required cooling rate is at least 25 ° C / s.
  • the molten steels E1 - E3 and V1 - V4 were cast into slabs, which were then hot rolled with a hot rolling end temperature WET to hot strip with a hot strip thickness WBD.
  • the hot strip obtained was then coiled at a reel temperature HAT to a coil.
  • the hot strips obtained after the coiling or optional annealing and coating, which consisted of the steels E2, E3 and V1 - V4, were then cold rolled with a cold rolling grade KG to cold strip with a cold strip thickness KBD.
  • annealing took place at an annealing temperature GT.
  • the annealed cold strips E2 and V4 were then covered with an aluminum-silicon protective layer ("AS coating"), which protects the respective strip against corrosion.
  • AS coating aluminum-silicon protective layer
  • Table 2 shows the hot rolling end temperature WET, the hot strip thickness WBD, the reel temperature HAT, the cold rolling degree KWG, the cold strip thickness KBD and the annealing temperature GT, among the hot and cold strips produced from the steels E1-E3 and V1-V4.
  • the respective flat steel products were heated in an oven to a heating temperature EWT within a heating time EZ and then placed within a transfer time TZ in a thermoforming mold having a tool temperature WZT. Within the thermoforming tool, the flat steel products are each formed into a steel component and cooled at a cooling rate AKR.
  • Tables 3 to 8 indicate the heating temperature EWT, the heating time EZ, the transfer time TZ, the cooling rate AKR of the quenching in the thermoforming mold and the tool temperature WZT for the steel components produced in the above-described manner. In addition, it is indicated in Table 3a whether the respective component has been subjected to a cathodic dip coating.
  • the average mechanical-technological values yield strength R p0.2 , tensile strength R m , uniform elongation Ag, elongation A 80 , the content of the structure F / BF to ferrite and bainitic ferrite, the content of the structure RA of retained austenite, the content M of the microstructure of martensite, the content B of the microstructure of bainite and the ferrite grain size KG determined in accordance with DIN EN 643.
  • the respective grain size has not been determined or could not be determined due to the extremely fine structure, this is indicated by the entry "---".
  • Tables 3 and 4 relate to steel components produced from the steels E1 (Table 3), E2 and E3 (Table 4) according to the invention, while Tables 5 to 8 consist of the comparative steels V1 (Table 5), V2 (Table 6), V3 (FIG. Table 7) and V4 (Table 8) relate to steel components produced.

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Abstract

Ein erfindungsgemäßer Stahl weist neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,05 - 0,15 %, Mn: 0,5 - 2,0 %, Si: 0,01 - 0,70 %, Al: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,08 - 0,14 %, Cr: 0,15 - 0,50 %, S: ≤ 0,010 %, sowie jeweils optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "P, N, Cu, Ni, Mo V, B, Nb, Ca" mit der Maßgabe auf, P: ≤ 0,1 %, N: ≤ 0,01 %, Cu: ≤ 0,1 %, Ni: ≤ 0,1 %, Mo: ≤ 0,1 %, V: ≤ 0,1 %, B: ≤ 0,0010 %, Nb: ≤ 0,25 %, Ca: 0,001 - 0,0040 %. Ein solcher Stahl und daraus hergestellte Stahlflachprodukte sind für die Herstellung von Bauteilen durch Warmpressformhärten optimal geeignet. Aus erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten geformte Stahlbauteile besitzen eine hohe Festigkeit und hohe Duktilität. Hierzu gibt die Erfindung ein Verfahren an, mit dem sich derartige Bauteile aus erfindungsgemäßem Stahl herstellen lassen.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils, ein zumindest abschnittsweise aus einem solchen Stahl bestehendes Stahlflachprodukt, ein aus einem solchen Stahlflachprodukt durch Warmumformen und Abschrecken hergestelltes Stahlbauteil sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlbauteils.
  • Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung den Einsatz von Stählen, die ein ferritisch / perlitisch / bainitisches Gefüge im Auslieferungszustand mit Ausscheidungshärtung aufweisen, zur Herstellung von pressgehärteten Bauteilen im Festigkeitsbereich von ca. 700 bis 1150 MPa.
  • Unter dem Begriff "Stahlflachprodukt" werden hier durch einen Walzprozess erzeugte Stahlbleche oder Stahlbänder sowie davon abgeteilte Platinen und desgleichen verstanden.
  • Sofern hier Legierungsgehalte lediglich in "%" angegeben sind, ist damit immer "Gew.-%" gemeint, sofern nicht ausdrücklich etwas anderes angegeben ist.
  • 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 Einhaltung der gesetzlich vorgegebenen CO2-Grenzwerte und für die Minimierung des zum Antrieb des Fahrzeugs benötigten Energieeinsatzes dar. Gleichzeitig stellen die Nutzer von Fahrzeugen immer höhere Ansprüche an den Komfort, was zu einem erhöhten Anteil von elektronischen Komponenten im Fahrzeug und einem dadurch zunehmenden Fahrzeuggewicht führt. Um diese widersprüchlichen Anforderungen gleichzeitig zu erfüllen, streben die Automobilindustrie und die vorgeschaltete Flachstahlindustrie Leichtbauweisen bei der Fertigung der Karosseriestruktur an.
  • Für crashrelevante Automobilbauteile haben sich hier insbesondere Bauteile durchgesetzt, die durch Warmumformen und im Anschluss daran erfolgendes Härten von Stahlflachprodukten hergestellt werden, die aus einem Mangan-Bor-Stahl bestehen. Durch eine solche in der Fachsprache auch als "Warmpresshärten" bezeichnete Fertigung können Bauteile hergestellt werden, die sich bei optimal dünnen Wandstärken und damit einhergehend minimiertem Gewicht beispielsweise als B-Säulen, B-Säulenverstärkung und Stoßfänger verwenden lassen.
  • Ein typisches Beispiel für einen Mangan-Bor-Stahl der voranstehend erwähnten Art ist der in der Fachwelt unter der Bezeichnung 22MnB5 bekannte Stahl, der die Werkstoffnummer 1.5528 erhalten hat. Durch eine Warmumformung mit sich daran anschließendem Presshärten lassen sich aus Stählen dieser Art Bauteile mit komplexen Geometrien mit optimaler Maßhaltigkeit erzeugen. Die durch das Warmpresshärten erhaltenen Bauteile weisen aufgrund ihres überwiegend martensitischen Gefüges höchste Festigkeiten (Rm ca. 1500 MPa, RP0,2 ca. 1100 MPa) auf und besitzen so ein optimiertes Leichtbaupotenzial. Allerdings muss als Preis für die hohen Festigkeiten eine geringe Duktilität (A80 ca. 5-6 %) in Kauf genommen werden. Daher wird in der Praxis die Blechdicke der Bauteile häufig aus Sicherheitsgründen stärker ausgeführt als es nötig wäre, um ein Versagen im Crashfall zu vermeiden. Infolgedessen werden die Leichtbaupotenziale nicht vollständig ausgeschöpft.
  • Eine Möglichkeit, diese Nachteile zu umgehen, besteht in der Verwendung von so genannten "Tailored Blanks". Bei Tailored Blanks handelt es sich um Platinen, die aus mindestens zwei Blechen zusammengesetzt sind. Die betreffenden Bleche unterscheiden sich dabei in mindestens einer Eigenschaft. So lässt sich beispielsweise in einem bestimmten Abschnitt des aus dem jeweiligen Tailored Blank zu formenden Bauteils eine besonders hohe Festigkeit bei gleichzeitig vergleichbar geringer Zähigkeit bereitstellen, während in einem anderen Abschnitt eine demgegenüber verminderte Festigkeit, jedoch erhöhte Zähigkeit zur Verfügung steht. Beispielsweise kann ein Tailored Blank für eine B-Säule so ausgelegt werden, dass beispielsweise der obere, dem Dach des Fahrzeugs zugeordnete Bereich, an den hohe Festigkeitsanforderungen gestellt werden, aus 22MnB5 besteht, während der dem Fuß der B-Säule zugeordnete Bereich aus einer Stahlgüte besteht, die nach dem Härten eine erhöhte Duktilität aufweist. Ein Beispiel für einen zu diesem Zweck in Frage kommenden Stahl ist der Stahl H340LAD, dem die Werkstoffnummer 1.0933 zugeordnet worden ist. Dieser Stahl erreicht eine Zugfestigkeit von ca. 500 bis 650 MPa bei einer Dehnung von ca. 15 % nach der Warmumformung.
  • Nachteilig an der im voranstehenden Absatz erläuterten Lösung ist, dass im kritischen Bereich (beim hier gewählten Beispiel der B-Säule einer Fahrzeugkarosserie der untere Bereich der Säule) aufgrund der relativ niedrigen Festigkeit eine höhere Blechdicke notwendig ist, was ein entsprechend höheres Gewicht für das Gesamtbauteil zur Folge hat.
  • Eine weitere Entwicklung in Richtung Partnerwerkstoff für Tailored Blanks ist in der WO 2008/132303 Al beschrieben. Es handelt sich hierbei um eine aus einem mikrolegierten Stahl bestehende, mit einer auf Al oder Zn basierenden Korrosionsschutzbeschichtung versehene Stahlplatine, die nach einer Vollaustenitisierung und anschließendem Presshärten eine überwiegend ferritische Struktur (> 75 %) mit geringeren Anteilen von Martensit (5 - 20 %) und Bainit (< 10 %) aufweist. Restaustenitanteile im Gefüge sind dabei ausdrücklich unerwünscht. Nach diesem Warmumformungsverfahren aus 0,5 - 4 mm dicken Stahlplatinen hergestellte Bauteile weisen bei erhöhten Bruchdehnungswerten (> 15 %) Zugfestigkeiten auf, die im Bereich von 500 - 600 MPa liegen. Die verbesserte Duktilität sichert im Crashfall ein höheres Energieaufnahmevermögen.
  • Aus der DE 10 2006 019 395 Al sind zudem eine Vorrichtung und ein Verfahren zum Presshärten von Platinen aus höher - und höchstfesten Stählen bekannt. Die bekannte Vorrichtung ermöglicht die Steuerung der Werkzeugtemperatur während des Umformungsverfahrens, wodurch Tailored Tempering und eine Halbwarmumformung durchgeführt werden kann werden. Beim Tailored Tempering werden die Presswerkzeuge während der Warmumformung nur partiell erwärmt. Durch die gezielte Temperaturführung entsteht lokal ein Mischgefüge mit reduzierten Festigkeiten, aber verbesserter Duktilität. Somit kann im späteren Bauteil im Fall eines Crashs die dem jeweiligen Fahrzeug im Moment des Unfalls eigene kinetische Energie als Verformungsenergie abgebaut werden.
  • Beim Halbwarmumformen wird das Werkstück auf eine unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegende Temperatur erwärmt. Die Erwärmungstemperatur für das Halbwarmumformen liegt dabei typischerweise im Bereich von 400 - 650 °C. Ein Beispiel für einen Stahl, der sich besonders für das Halbwarmumformen eignet, ist der als "CP-W 800" bekannte Stahl, dem gemäß DIN EN 10336 die Bezeichnung HDT780C zugeordnet ist. Die herkömmliche Praxis für den Stahl 22MnB5, der einer Phasenumwandlung während des Presshärtens untergezogen wird, verlangt Werkzeugtemperaturen unter 200 °C, um ein martensitisches Gefüge nach dem Presshärten herzustellen.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen für die Herstellung von Bauteilen durch Warmpressformhärten optimal geeigneten Stahl, ein ebenso optimal für das Warmpressformhärten geeignetes Stahlflachprodukt, ein Stahlbauteil, bei dem hohe Festigkeit und hohe Duktilität in optimaler Weise kombiniert sind, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils anzugeben.
  • In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solcher Stahl die in Anspruch 1 angegebene Zusammensetzung aufweist.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben voranstehend genannten Aufgabe darin, dass ein solches Stahlflachprodukt aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht.
  • In Bezug auf das Bauteil ist die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass das Bauteil die in Anspruch 11 angegebenen Merkmale besitzt.
  • Schließlich besteht die Lösung der oben angegebenen Aufgabe in Bezug auf das Verfahren erfindungsgemäß darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Bauteils die in Anspruch 13 angegebenen Arbeitsschritte durchgeführt werden.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils durch Warmumformung mit anschließender Härtung enthält dementsprechend neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    • C: 0,05 - 0,15 %,
    • Mn: 0,5 - 2,0 %,
    • Si: 0,01 - 0,70 %,
    • Al: 0,01 - 0,1 %,
    • Ti: 0,08 - 0,14 %,
    • Cr: 0,15 - 0,50 %,
    • S: ≤ 0,010 %,
    • sowie jeweils optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "P, N, Cu, Ni, Mo V, B, Nb, Ca" mit der Maßgabe
      • P: ≤ 0,1 %,
      • N: ≤ 0,01 %,
      • Cu: ≤ 0,1 %,
      • Ni: ≤ 0,1 %,
      • Mo: ≤ 0,1 %,
      • V: ≤ 0,1 %,
      • B: ≤ 0,0010 %,
      • Nb: ≤ 0,25 %,
      • Ca: 0,001 - 0,0040 %.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht dementsprechend mindestens in einem Abschnitt aus einem erfindungsgemäßen Stahl.
  • Die Maßgabe, dass das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt mindestens in einem Abschnitt aus einem erfindungsgemäßen Stahl besteht, schließt dabei selbstverständlich die Möglichkeit ein, dass das Stahlflachprodukt insgesamt aus einem erfindungsgemäßen Stahl hergestellt ist. Dabei kann der mindestens eine aus dem erfindungsgemäßen Stahl bestehende Abschnitt des Stahlflachprodukts aus einem warmgewalzten oder einem durch konventionelles Kaltwalzen erzeugten Blech gebildet sein.
  • Insbesondere kann es sich bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt um ein Tailored Blank handeln, das aus mindestens zwei Blechteilen zusammengesetzt ist, welche sich neben möglicherweise bestehenden Unterschieden in ihrer flächenmäßigen Ausdehnung in mindestens einer Eigenschaft, wie Dicke, Festigkeit, Zähigkeit, Dehnungseigenschaften etc., unterscheiden.
  • Das erfindungsgemäße Stahlbauteil ist durch Warmumformen und anschließendes Abschrecken eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts hergestellt. Dabei besitzt das Stahlbauteil in dem Bereich, in dem aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl besteht, eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa und weist in diesem Bereich ein Gefüge auf, das aus einer Kombination fein verteilter harter Phasen (Martensit/Bainit) und duktiler Phasen (globularer Ferrit und versetzungsreicher bainitischer Ferrit) sowie einem Restaustenitanteil von maximal 5 Flächen-% in einem feinkörnigen Gefügeaufbau mit zusätzlicher Ausscheidungshärtung aus Titankarbonitriden besteht. Gleichzeitig beträgt im Gefüge des aus dem erfindungsgemäßen Stahl bestehenden Bereich des Stahlbauteils der durchschnittliche Korndurchmesser des globularen Ferrits oder des bainitischen Ferrits 1,5 - 4,0 µm und der Anteil von duktilen Phasen mindestens 5 Flächen-%.
  • Beim durch Warmumformung und Härten eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erzeugten Stahlbauteils besteht das Gefüge aus einer Kombination von fein verteilten harten Phasen (Martensit/Bainit) und duktileren Phasen (bainitischer Ferrit und globularer Ferrit) sowie Restaustenit mit zusätzlicher Ausscheidungshärtung durch Titankarbonitride. Der Anteil von duktilen Phasen hängt dabei direkt vom C-Gehalt ab und beträgt mindestens 5 Flächen-%.
  • Die Ferritgefügestruktur des erfindungsgemäßen Stahlbauteils ist extrem fein. Der durchschnittliche Korndurchmesser des Ferrits bzw. bainitischen Ferrits beträgt hier 1,5 - 4,0 µm, was gemäß DIN EN 643 bei einem Korndurchmesser von 4,0 µm einer Korngrößenkennzahl von mindestens 13 und bei einem Korndurchmesser von 1,5 µm einer Korngrößenzahl > 15 entspricht.
  • Die feinkörnige Mikrostruktur bedeutet im aus erfindungsgemäßem Stahl durch Warmpressformhärten hergestellten Stahlbauteil nicht nur kleine Körner, sondern auch eine hohe Anzahl von Phasengrenzen. Diese haben eine stärkere Auswirkung auf die Zugfestigkeit als die ferritischen Korngrenzen alleine. Der bainitische Ferrit weist zudem eine hohe Versetzungsdichte auf. Das feine Gefüge und die hohe Versetzungsdichte tragen zu den besonderen mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls, eines daraus bestehenden Stahlflachprodukts und eines daraus hergestellten Stahlbauteils bei.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlbauteils umfasst den voranstehenden Erläuterungen entsprechend die Arbeitsschritte:
    • Bereitstellen eines gemäß einem der Ansprüche 6 bis 8 beschaffenen Stahlflachprodukts,
    • Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine 750 - 950 °C betragende Erwärmungstemperatur in einem Ofen,
    • Transfer des Stahlflachprodukts vom Ofen zu einem Werkzeug,
    • in dem Werkzeug erfolgendes Warmumformen des Stahlflachprodukts zu dem Stahlbauteil,
    • Abschrecken des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate von mehr als 25 °C/s.
  • Um sicher zu vermeiden, dass das in erfindungsgemäßer Weise auf die Erwärmungstemperatur erwärmte Stahlflachprodukt bei seinem Transport zum Warmumformwerkzeug einen zu großen Temperaturverlust erleidet, kann der Transfer vom Ofen zum Werkzeug innerhalb von 5 - 12 Sekunden absolviert werden.
  • Mit der Erfindung stehen ein Stahl und ein daraus hergestelltes Stahlflachprodukt zur Verfügung, die nach einer Warmpresshärtung eine Zugfestigkeit aufweisen, welche bei Bruchdehnungswerten A80 von 6 - 15 % typischerweise im Bereich von 700 - 1200 MPa, insbesondere 700 - 1150 MPa, liegen. Auf diese Weise schließt die Erfindung die zwischen den Werkstoffen mit relativ niedriger Zugfestigkeit und höherer Bruchdehnung (z. B. H340LAD) und Werkstoffen mit hohen Zugfestigkeitswerten und niedriger Bruchdehnung (z. B. 22MnB5) bestehende Lücke. Durch das erfindungsgemäß vorgegebene Legierungskonzept gelingt es dabei, auf konventionellem Fertigungsweg aus einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt durch Warmumformen mit anschließendem Härten ein Stahlbauteil herzustellen, das für die jeweilige Anforderung optimale mechanische Eigenschaften besitzt. Diese mechanischen Eigenschaften werden zuverlässig über das gesamte durch die Erfindung definierte Prozessfenster erzielt. Die Stabilität der mechanisch-technologischen Eigenschaften wird dabei durch das Analysenkonzept des erfindungsgemäßen Stahls sichergestellt.
  • C ist in einem erfindungsgemäßen Stahl mit einem Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% und höchstens 0,150 Gew.-%, insbesondere 0,06 - 0,11 Gew.-%, vorhanden, um einerseits sicherzustellen, dass sich bei der abschließenden Abschreckung die für erfindungsgemäße Stahlbauteile vorgegebene Mindestzugfestigkeit von 700 MPa notwendige Martensithärte bildet und um andererseits ein zu großes Ansteigen der Härte zu vermeiden. Auch ist der C-Gehalt auf maximal 0,150 Gew.-% beschränkt, um die Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlbauteils nicht zu beeinträchtigen. Besonders sicher lässt sich der für die erfindungsgemäßen Stahlbauteile vorgegebene Bereich der Zugfestigkeit erreichen, wenn der C-Gehalt des Stahls mindestens 0,08 Gew.-% beträgt.
  • Mn in Gehalten von 0,50 - 2,0 Gew.-% dient im erfindungsgemäßen Stahl als Austenitbildner, indem durch seine Anwesenheit die AC3-Temperatur herabgesetzt wird. Das Ergebnis ist ein hoher Austenitanteil bereits bei relativ niedrigen Erwärmungstemperaturen. Zur Optimierung der Schweißeignung kann der Mn-Gehalt auf maximal 1,20 Gew.-% abgesenkt werden.
  • In Gehalten von 0,01 - 0,70 Gew.-% wirkt Si im erfindungsgemäßen Stahl einerseits als Oxidationsmittel und wirkt sich andererseits positiv auf die mechanischen Eigenschaften aus. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn mindestens 0,20 Gew.-% Si im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. So steigert die Anwesenheit von Si in den erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen die Streckgrenze und stabilisiert den Ferrit sowie den Austenit bei Raumtemperatur. Gleichzeitig behindert Si eine unerwünschte Karbidausscheidung im Austenit während der Abkühlung. Ein zu hoher Si-Gehalt verursacht Oberflächenfehler.
  • Al in Gehalten von 0,01 - 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,07 Gew.-%, stabilisiert in erfindungsgemäßem Stahl den Ferrit und den Austenit bei Raumtemperatur. Gleichzeitig kann über den Al-Gehalt die Größe der sich im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls bildenden Körner kontrolliert werden. Zur Bildung eines besonders feinkörnigen Gefüges trägt dementsprechend bei, wenn der Al-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,020 Gew.-% beträgt.
  • Ti erhöht in einem erfindungsgemäßen Stahl die Streckgrenze und bewirkt die Entstehung von Ausscheidungen, die beispielsweise als Ti-Karbonitride in einem erfindungsgemäßen Stahl vorliegen. Zudem wird durch die Ausscheidungsbildung die Anlassbeständigkeit erhöht und durch die Behinderung des Kornwachstums während der Ofenerwärmung bei der Warmumformung eine Verbesserung der Zähigkeit erzielt. Um durch einen hohen Ausscheidungsanteil insbesondere an Karbonitriden mögliche Streuungen dieser positiven Einflüsse zu reduzieren, enthält ein erfindungsgemäßer Stahl verhältnismäßig hohe Ti-Gehalte von 0,08 - 0,14 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,09 Gew.-%.
  • Cr ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,15 - 0,5 Gew.-% enthalten, um die Durchhärtbarkeit zu fördern und dadurch die Abhängigkeit von der Abkühlgeschwindigkeit zu minimieren. Auf diese Weise wird erfindungsgemäßer Stahl unempfindlicher gegen mögliche Schwankungen der Warmumformparameter. Um Oberflächenfehler am fertigen erfindungsgemäßen Stahlbauteil zu vermeiden, darf der Cr-Gehalt jedoch 0,5 Gew.-% nicht überschreiten. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Cr in einem erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn der Cr-Gehalt 0,3 - 0,4 Gew.-% beträgt.
  • Der S-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls darf 0,010 Gew.-% nicht überschreiten, weil andernfalls Probleme beim Schweißen, bei der Oberflächenveredelung und im Hinblick auf die Bildung schädlicher, gestreckter MnS-Ausscheidungen zu erwarten sind. Vorzugsweise ist daher der S-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls so gering wie möglich.
  • Neben den voranstehend aufgezählten Pflichtbestandteilen C, Mn, Si, Al, Ti und Cr kann ein erfindungsgemäßer Stahl optional eines oder mehrere der Elemente enthalten, die in der Gruppe "P, N, Cu, Ni, Mo, V, B, Nb, Ca" zusammengefasst sind. Jedes dieser Elemente kann dabei einen positiven Nutzen haben, ist jedoch nicht zwingender Bestandteil und als solches verzichtbar, um ein Stahlbauteil mit den erfindungsgemäß vorgegebenen Eigenschaften durch Warmumformen und anschließendem Härten herstellen zu können.
  • Ebenso optional kann im erfindungsgemäßen Stahl P in Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% enthalten sein. In Kombination mit Si steigert P die Stabilität des Austenits. Ein zu hoher P-Gehalt schadet jedoch der Duktilität und der Zähigkeit des Stahls.
  • In Gehalten von bis zu 0,01 Gew.-% stabilisiert N im erfindungsgemäßen Stahl den Austenit und erhöht die Streckgrenze. Darüber hinaus ermöglicht die Anwesenheit von N die erfindungsgemäße erwünschte Bildung von Titankarbonitriden. Sofern N nicht vollständig von Ti abgebunden ist und der erfindungsgemäße Stahl zusätzlich B enthält, reagiert N in Kombination mit Bor zu Bornitriden, die eine Kornfeinung des Ausgangsgefüges und damit eine Feinung des beim fertigen Stahlbauteil nach der Warmumformung und Härtung vorhandenen martensitischen Gefüges bewirken. Um diese positiven Effekte der Anwesenheit von N sicher zu erreichen, kann der N-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf mindestens 0,0025 Gew.-% gesetzt werden.
  • Cu kann im erfindungsgemäßen Stahl zur Erhöhung der Streckgrenze genutzt werden. Bei über 0,1 Gew.-% hinausgehenden Gehalten kann jedoch die Anwesenheit von Cu die Warmumformbarkeit des Stahles beeinträchtigen.
  • In Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% kann Ni die Streckgrenze und die Bruchdehnung des erfindungsgemäßen Stahls verbessern. Darüber hinausgehende Gehalte werden aus Kostengründen vermieden.
  • Mo ist im erfindungsgemäßen Stahl optional in Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% vorhanden. Mo fördert die Martensitbildung und verbessert die Zähigkeit. Ein über 0,1 Gew.-% hinausgehender Mo-Gehalt kann im erfindungsgemäßen Stahl jedoch Kaltrissbildung verursachen.
  • In Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% steigert V die Streckgrenze des erfindungsgemäßen Stahls durch Kornfeinung und verbessert die Schweißbarkeit.
  • Durch die Zugabe von bis zu 0,001 Gew.-% B kann die Härtbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls verbessert werden. B verlängert hier durch Verzögerung der Ferritumwandlung während der Abkühlung die Umwandlungszeiten und stabilisiert die mechanischen Eigenschaften für einen weiten Temperaturbereich des Warmumformprozesses im Sinne früher, homogener Martensitbildung. Allerdings reduzieren über 0,0010 Gew.-% hinausgehende Gehalte an B die Umformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls deutlich.
  • Nb in Gehalten von bis zu 0,25 Gew.-% erhöht die Streckgrenze des erfindungsgemäßen Stahl durch Karbidausscheidung und bewirkt durch Austenitkornfeinung ein feines Martensitgefüge, das eine hohe Stabilität gegenüber Rissausbreitung aufweist. Diese positiven Eigenschaften können insbesondere dann genutzt werden, wenn der Nb-Gehalt mindestens 0,001 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,005 Gew.-% beträgt.
  • Ca wird einem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,001 - 0,004 Gew.-%, insbesondere 0,001 - 0,003 Gew.-%, optional zulegiert, um eine Sulfidformkontrolle durch die Bildung von kugelförmigen CaS gegenüber MnS zu ermöglichen. Auf diese Weise wird auch die Isotropie der mechanischen Eigenschaften verbessert. Durch eine Ca-Behandlung der Schmelze des erfindungsgemäßen Stahls lässt sich zudem der S-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls reduzieren.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt kann zum Schutz vor Verzunderung oder Korrosion eine Oberflächenveredelung aufweisen. Die betreffende Schutzbeschichtung kann mittels konventioneller Verfahren aufgebracht werden. Bevorzugt wird die Schutzbeschichtung im Schmelztauchprozess aufgetragen und kann in konventioneller Weise als Grundelement Zink oder Aluminium enthalten. Die Grundelemente Zn und Al können dabei wahlweise miteinander oder zusätzlich jeweils mit einem oder mehreren sauerstoffaffinen Elementen wie Mg, Si, Ti, Ca, Bor, Mn legiert sein. Typische Schichtdicken der Schutzbeschichtung liegen im Bereich 3 - 30 µm, bevorzugt zwischen 5 - 20 µm.
  • Zur Verbesserung der Oberflächenqualität und der Anbindung des Überzugs an die Stahloberfläche kann dem Schmelztauchbeschichten eine Voroxidation vorgeschaltet sein, bei der gezielt eine 10 - 1000 nm, bevorzugt 70 - 500 nm, dicke Oxidschicht auf dem zu beschichtenden Stahlflachprodukt erzeugt wird. Die Erzeugung und Einstellung der Oxidschicht kann dabei in einer Oxidationskammer erfolgen, wie sie in der WO 2007/124781 A1 beschrieben ist, deren Inhalt insoweit in die vorliegende Anmeldung einbezogen wird. Die vollständige Reduktion der so gebildeten Eisenoxidschicht erfolgt unter einer wasserstoffhaltigen Atmosphäre und wird vor dem Eintauchen in die Schmelze bzw. vor einer Oberflächenveredelung durchgeführt. Oxide der Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls können dabei an der Stahlbandoberfläche vorliegen.
  • Alternativ oder ergänzend ist es möglich, erfindungsgemäße Stahlflachprodukte in kontinuierlichen Glühanlagen und/oder in einer Haubenglühanlage zu glühen und mittels einer nachgeschalteten off-line Oberflächenveredelungsanlage zu beschichten. Hierzu können PVD-/ CVD-Prozesse, Prozesse mit elektrolytischer oder stromloser bzw. chemischer Abscheidung von metallischen Überzügen, insbesondere Überzügen auf Basis von Zn, Zn-Ni, Zn-Fe sowie deren Kombinationen, sowie Prozesse, bei denen organische, metallorganische, anorganische Überzüge in Bandbeschichtungsanlagen im Coilcoating-, Spritz- oder Tauchverfahren aufgetragen werden, eingesetzt werden.
  • Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte können hergestellt werden, indem eine erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahlschmelze zu Brammen oder Dünnbrammen vergossen wird, die anschließend auf eine 1050 - 1260 °C betragende Temperatur gebracht werden, um dann bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 1000 °C zu einem Warmband mit einer Warmbanddicke von weniger als 4,5 mm warmgewalzt zu werden. Das erhaltene Warmband wird anschließend bei einer Haspeltemperatur von 450 - 700 °C zu einem Coil gehaspelt.
  • Aus als Warmband oder -blech vorliegenden erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten können in gleicher Weise erfindungsgemäße Stahlbauteile erzeugt werden, wie aus als Kaltband oder -blech vorliegenden erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten. Im Fall, dass die Stahlflachprodukte als Kaltband verarbeitet werden sollen, kann im Anschluss an die voranstehend erläuterte Warmbandfertigung das dabei erhaltene Warmband zu einem Kaltband mit einer Dicke von typischerweise 0,5 - 2,85 mm kaltgewalzt werden.
  • Nach einer optionalen Oberflächenveredelung werden aus dem dann jeweils als Band vorliegenden Stahlflachprodukt Platinen abgetrennt. Zur Herstellung von Tailored Blanks können diese Platinen mit jeweils mindestens einer anderen Platine verschweißt werden. Alternativ können die aus den erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukten abgeteilten Platinen auch als ein Stück zu einem erfindungsgemäßen Stahlbauteil verarbeitet werden.
  • Für die Herstellung des Stahlbauteils wird das nun als einstückige Platine oder Tailored Blank vorliegende Stahlflachprodukt auf eine 750 - 950 °C betragende Erwärmungstemperatur erwärmt. Hierbei kommt es zu einer vollständigen oder partiellen Austenitisierung. Die Erwärmung im erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich der Erwärmungstemperaturen führt nach einer Warmumformung und einem Presshärten zu einem Gefüge, das aus einer Kombination von fein verteilten Martensit- und Bainit-Phasen, versetzungsreichem bainitischen Ferrit, globularem Ferrit und Restaustenit besteht. Hinzukommt eine zusätzliche Ausscheidungshärtung durch Titankarbonitride. Es entsteht eine feine und homogene Phasenverteilung, die eine Verbesserung der Dehnungswerte und eine Erhöhung der Energieabsorption bei relativ hohen Zugfestigkeitswerten bewirkt. Gleichzeitig stellt sich ein geringer Restaustenitanteil von bis zu 5 % ein, der ebenfalls zur Verbesserung der Dehnungswerte beiträgt. Der Anteil der duktilen Phasen Ferrit und bainitischer Ferrit beträgt mindestens 5 Flächen-%.
  • Bevorzugt wird das jeweilige Stahlflachprodukt bei der dem Warmumformen und Härten vorausgehenden Erwärmung auf Erwärmungstemperaturen von bis zu 900 °C erwärmt, bei denen es nur zu einer partiellen Austenitisierung kommt. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass bei einer derartigen Erwärmung nach der Warmumformung und dem anschließenden Härten das erhaltene Bauteil weiter verbesserte Festigkeiten aufweist, als dies bei einer Vollaustenitisierung der Fall ist, welche bei einer Erwärmung im Temperaturbereich > 900 °C, insbesondere > 925 °C erreicht wird. Dieser Effekt ist im hohen Ti-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls begründet, der durch die optional zusätzlich vorhandenen Gehalte an Nb und V unterstützt werden kann. Durch die Anwesenheit einer größeren Menge an diesen Mikrolegierungselementen bleibt die Korngröße auch bei der Wärmebehandlung und der Warmumformung fein. Für die Korngröße des globularen Ferrits bzw. des bainitischen Ferrits eines erfindungsgemäßen Stahlbauteils ist hier, wie bereits erwähnt, eine nach DIN EN 643 ermittelte Korngrößenkennzahl von mindestens 13 garantiert. Die für die Durcherwärmung erforderliche Haltezeit auf der Erwärmungstemperatur liegt je nach Abmessung des zu verarbeitenden Stahlflachprodukts typischerweise bei 2 - 10 Minuten.
  • Nach der Erwärmung auf die Erwärmungstemperatur wird das erwärmte Stahlflachprodukt vom für die Erwärmung eingesetzten Ofen zu dem Werkzeug transferiert, in dem das Stahlflachprodukt warmumgeformt wird. Das Warmformwerkzeug kann dabei so ausgelegt sein, dass das aus dem Stahlflachprodukt warmgeformte Stahlbauteil noch im Werkzeug abgeschreckt wird (einstufiger Prozess). Alternativ ist es jedoch auch möglich, das erhaltene Stahlbauteil außerhalb des Warmformwerkzeugs in einer separaten Arbeitsstation abzuschrecken, um das gewünschte Härtegefüge zu erzeugen (zweistufiger Prozess). Um eine übermäßige Abkühlung des Stahlflachprodukts zwischen dem Erwärmungsofen und dem Warmformwerkzeug zu vermeiden, sollte die Transferzeit auf 5 - 12 Sekunden beschränkt werden.
  • Die bevorzugt im Warmformwerkzeug erfolgende Abkühlung des aus dem jeweiligen Stahlflachprodukt geformten Stahlbauteils erfolgt so schnell, dass das Bauteilgefüge nach der Abkühlung ein feinkörniges Gefüge aus Martensit, Bainit, versetzungsreichem bainitischem Ferrit, globularem Ferrit und Restaustenit besteht. Die hierzu erforderliche Abkühlrate beträgt mindestens 25 °C/s.
  • Zum Nachweis der durch die Erfindung erzielten Effekte wurden drei erfindungsgemäße Stähle E1, E2, E3 sowie vier Vergleichsstähle V1, V2, V3, V4 erschmolzen. Die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Stähle E1 - E3 und der Vergleichsstähle V1 - V4 sind in Tabelle 1 angegeben. Dabei sind bei den Vergleichsschmelzen V1 - V4 die Legierungsgehalte, in denen die jeweilige Legierung von den erfindungsgemäßen Vorgaben abweicht, durch Unterstreichungen gekennzeichnet. Zusätzlich sind in Tabelle 1 zu den Stählen E1 - E3 und V1 - V4 die jeweilige Ac1 - und Ac3-Temperaturen angegeben.
  • Die Stahlschmelzen E1 - E3 und V1 - V4 sind zu Brammen vergossen worden, die anschließend mit einer Warmwalzendtemperatur WET zu Warmband mit einer Warmbanddicke WBD warmgewalzt wurden. Das erhaltene Warmband wurde anschließend bei einer Haspeltemperatur HAT zu einem Coil gehaspelt. Die nach dem Haspeln oder optional durchgeführten Glühung und Beschichtung erhaltenen, aus den Stählen E2, E3 und V1 - V4 bestehenden Warmbänder wurden anschließend mit einem Kaltwalzgrad KG zu Kaltband mit einer Kaltbanddicke KBD kaltgewalzt. Dann erfolgte bei den aus den Stählen E2 und V2 - V4 bestehenden Kaltbändern eine Glühung bei einer Glühtemperatur GT. Die geglühten Kaltbänder E2 und V4 wurden anschließend mit einer Aluminium-Silizium-Schutzschicht ("AS-Beschichtung") belegt, die das jeweilige Band gegen Korrosion schützt.
  • In Tabelle 2 sind zu den aus den Stählen E1 - E3 und V1 - V4 erzeugten Warm- bzw. Kaltbändern die Warmwalzendtemperatur WET, die Warmbanddicke WBD, die Haspeltemperatur HAT, der Kaltwalzgrad KWG, die Kaltbanddicke KBD und die Glühtemperatur GT angegeben. Vor dem anschließend durchgeführten Warmumformen und Härten lagen somit das aus dem Stahl E1 erzeugte Band als unbeschichtetes Warmband, das aus dem Stahl E2 erzeugte Band als geglühtes und mit einer AS-Beschichtung versehenes Kaltband, die aus den Stählen E3 und V1 erzeugten Bänder als walzharte Kaltbänder ohne Beschichtung, die aus den Stählen V2 und V3 erzeugten Bänder als geglühtes Kaltband ohne Beschichtung und das aus dem Stahl V4 erzeugte Band als geglühtes und mit einer AS-Beschichtung versehenes Kaltband vor.
  • Von den aus den Stählen E1 - E3 und V1 - V4 erzeugten, 1,15 - 1,5 mm dicken Warm- bzw. Kaltbändern wurden Stahlflachprodukte in Form von für ein Warmpressformhärten vorgesehenen Platinen abgeteilt.
  • Die jeweiligen Stahlflachprodukte sind in einem Ofen auf innerhalb einer Erwärmungszeit EZ auf eine Erwärmungstemperatur EWT aufgeheizt und anschließend innerhalb einer Transferzeit TZ in ein Warmformwerkzeug eingelegt worden, das eine Werkzeugtemperatur WZT hatte. Innerhalb des Warmformwerkzeugs sind die Stahlflachprodukte jeweils zu einem Stahlbauteil geformt und mit einer Abkühlrate AKR abgekühlt worden.
  • Einige der so erzeugten Bauteile sind anschließend mit einer kathodischen Tauchbeschichtung ("KTL-Beschichtung") beschichtet worden. Bei der KTL-Beschichtung kommt es durch die damit verbundene Wärmebehandlung (übliche Simulation mit 170 °C/20 min.) in Folge des so genannten Bake-Hardening-Effekts ("BH-Effekt") zu leichten Streckgrenzenanstiegen. Bemerkenswert ist, dass damit bei den aus den erfindungsgemäßen Stählen E1 - E3 bestehenden Proben keine Reduzierung der Zugfestigkeit einherging. Auch hatte eine erhöhte Werkzeugtemperatur keinen wesentlichen Einfluss auf die Festigkeitseigenschaften.
  • In den Tabellen 3 bis 8 sind für die in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Stahlbauteile die Erwärmungstemperatur EWT, die Erwärmungszeit EZ, die Transferzeit TZ, die Abkühlrate AKR der Abschreckung im Warmformwerkzeug und die Werkzeugtemperatur WZT angegeben. Zusätzlich ist in der Tabelle 3a angegeben, ob das jeweilige Bauteil einer KTL-Beschichtung unterzogen worden ist. Des Weiteren sind in den Tabellen 3 bis 8 die durchschnittlichen mechanisch-technologischen Werte Streckgrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung Ag, Dehnung A80, der Gehalt des Gefüges F/BF an Ferrit und bainitischem Ferrit, der Gehalt des Gefüges RA an Restaustenit, der Gehalt M des Gefüges an Martensit, der Gehalt B des Gefüges an Bainit und die nach DIN EN 643 bestimmte Ferritkorngröße KG angegeben. Im Fall, dass die jeweilige Korngröße nicht bestimmt worden ist bzw. auf Grund des extrem feinen Gefüges nicht bestimmt werden konnte, ist dies durch den Eintrag "---" gekennzeichnet.
  • Die Tabellen 3 und 4 betreffen dabei aus den erfindungsgemäßen Stählen E1 (Tabelle 3), E2 und E3 (Tabelle 4) hergestellte Stahlbauteile, während die Tabellen 5 bis 8 aus den Vergleichsstählen V1 (Tabelle 5), V2 (Tabelle 6), V3 (Tabelle 7) und V4 (Tabelle 8) erzeugte Stahlbauteile betreffen. Tabelle 1
    C Si Mn P S Al Cr Mo N Ni Nb Ti B Ca Ac1 Ac3
    [Gew.-%] [°C]
    E1 0,073 0,60 1,73 0,015 0,001 0,040 0,34 0,020 0,0042 0,01 0,001 0,116 0,0005 0,0013 715 920
    E2 0,067 0,58 1,75 0,010 <0,001 0,030 0,32 0,010 0,0030 0,05 0,010 0,100 0,0007 0,0015 715 920
    E3 0,091 0,61 1,71 0,009 <0,001 0,032 0,32 0,006 0,0040 0,05 0, 008 0,100 0,0006 0,0015 715 915
    V1 0,083 0,08 1,54 0,010 0,002 0,025 0,08 0,010 0,0047 0,03 0,037 0,001 0,0005 0,0012 735 870
    V2 0,156 0,27 1,83 0,012 <0,001 0,033 0,55 0,070 0,0040 0,06 0,004 0,040 0,0013 0,0020 720 875
    V3 0,064 0,35 0, 99 0,018 0,004 0,047 0,03 0,002 0,0050 0,02 0,027 0,003 0,0003 0,0040 720 915
    V4 0,241 0,24 1,22 0,013 0,002 0,038 0,15 0,002 0,0033 0,02 0,003 0,038 0,0024 0,0001 720 845
    Tabelle 2
    WBD [mm] KBD [mm] KWG [%] WET [°C] HAT [°C] GT [°C]
    E1 1,50 ---- --- 895 500 ---
    E2 2,05 1,50 27 890 500 780
    E3 2,40 1,15 52 940 530 ---
    V1 3,06 1,50 51 865 470 ---
    V2 2,50 1,20 52 900 560 800
    V3 4,04 1,50 63 885 630 810
    V4 3,40 1,50 56 850 560 760
    Tabelle 3 (RT = Raumtemperatur)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL R p0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    E1 880 6 5 30 RT NEIN 489 795 8,5 11,5 84,5 1,5 14 >15
    E1 880 6 5 30 RT JA 529 784 7,0 14,2 84,5 1,5 14 >15
    E1 880 6 5 30 200 NEIN 481 770 8,8 13, 9 85 3,0 12 >15
    E1 880 6 5 30 200 JA 507 768 8,1 13,7 85 3,0 12 >15
    E1 880 6 5 80 RT NEIN 499 799 7, 6 11,3 91 < 1 9 >15
    E1 880 6 5 80 RT JA 563 803 8,6 13, 4 91 < 1 9 >15
    E1 880 6 5 80 200 NEIN 489 762 8,1 13,5 92 2,0 6 15
    E1 880 6 5 80 200 JA 515 769 8,1 11,9 92 2,0 6 15
    E1 880 6 15 30 RT NEIN 489 772 7, 6 12, 9 92 1,0 7 15
    E1 880 6 15 30 RT JA 532 775 8,1 14, 9 92 1,0 7 15
    E1 880 6 15 30 200 NEIN 482 754 8,3 15,1 91,5 1,5 7 15
    E1 880 6 15 30 200 JA 516 768 8, 6 14,5 91,5 1,5 7 15
    E1 880 6 15 80 RT NEIN 478 780 8,5 13,1 91 < 1 9 13
    E1 880 6 15 80 RT JA 533 780 8,5 13,4 91 < 1 9 13
    E1 880 6 15 80 200 NEIN 497 769 7,2 13,1 76 < 1 24 14
    E1 880 6 15 80 200 JA 527 768 7,8 13,4 76 < 1 24 14
    E1 925 6 5 30 RT NEIN 419 756 9, 6 15,4 75 2,0 23 14
    E1 925 6 5 30 RT JA 453 755 10,5 14, 9 75 2,0 23 14
    E1 925 6 5 30 200 NEIN 417 736 10,5 15,8 77,5 2,5 20 14
    E1 925 6 5 30 200 JA 462 754 9,8 15,4 77,5 2,5 20 14
    E1 925 6 5 80 RT NEIN 523 843 7,3 10,2 77,5 1,5 21 14
    E1 925 6 5 80 RT JA 508 792 8,0 12,7 77,5 1,5 21 14
    E1 925 6 5 80 200 NEIN 570 803 6,0 10,1 78 3,0 19 14
    E1 925 6 5 80 200 JA 510 786 7,8 12,3 78 3,0 19 14
    E1 925 6 15 30 RT NEIN 365 701 12,7 18,5 88,5 2,5 9 13
    E1 925 6 15 30 RT JA 393 698 13,1 18,5 88,5 2,5 9 13
    E1 925 6 15 30 200 NEIN 369 704 12,9 17, 5 87 3,0 10 13
    E1 925 6 15 30 200 JA 388 690 12,2 17,4 87 3,0 10 13
    E1 925 6 15 80 RT NEIN 384 708 12,4 17,4 84,5 1,5 14 13
    E1 925 6 15 80 RT JA 418 723 11,9 17,2 84,5 1,5 14 13
    E1 925 6 15 80 200 NEIN 378 698 12,0 18,0 83 2,0 15 13
    E1 925 6 15 80 200 JA 408 702 12,6 19,2 83 2,0 15 13
    Tabelle 4 (RT = Raumtemperatur)
    Stahl EWT EZ TZ AKR WZT KTL Rp0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    E2 750 6 7 ≥100 RT NEIN 885 1053 4,5 7,1 1 68 < 1 32 ---
    E2 750 6 7 ≥100 RT JA 918 1047 4,4 6,3 68 < 1 32 ---
    E2 750 6 7 ≥100 200 NEIN 842 1026 4, 9 7,1 88 < 1 12 ---
    E2 750 6 7 ≥100 200 JA 889 1023 4, 6 6,5 88 < 1 12 ---
    E2 780 6 7 ≥100 RT NEIN 777 998 5,2 8 47 < 1 53 ---
    E2 780 6 7 ≥100 RT JA 829 993 5 7,4 47 < 1 53 ---
    E2 780 6 7 ≥100 200 NEIN 775 988 5,4 7,5 79 < 1 21 ---
    E2 780 6 7 ≥100 200 JA 824 982 5,4 7,8 79 < 1 21 ---
    E2 880 6 7 ≥100 RT NEIN 509 813 9, 9 15, 6 58,5 1,5 40 15
    E2 880 6 7 ≥100 RT JA 569 806 9,7 15,6 58,5 1,5 40 15
    E2 880 6 7 ≥100 200 NEIN 592 822 8 12,9 69 1 30 15
    E2 880 6 7 ≥100 200 JA 623 816 8,1 13,2 69 1 30 15
    E2 925 6 7 ≥100 RT NEIN 557 830 8,3 13,9 59 1 40 15
    E2 925 6 7 ≥100 RT JA 621 831 7,7 13,1 59 1 40 15
    E2 925 6 7 ≥100 200 NEIN 620 840 7,1 11,6 48,5 1,5 50 15
    E2 925 6 7 ≥100 200 JA 657 842 6, 6 11,5 48,5 1,5 50 15
    E3 880 6 7 ≥100 RT NEIN 541 958 9,5 13,5 31,5 2,5 66 14-15
    E3 880 6 7 ≥100 RT JA 658 948 9,1 12,8 31,5 2,5 66 14-15
    E3 880 6 7 ≥100 200 NEIN 684 982 6,2 9,9 20,5 3,5 76 14-15
    E3 880 6 7 ≥100 200 JA 759 985 6, 9 10,5 20,5 3,5 76 14-15
    E3 925 6 7 ≥100 RT NEIN 704 1038 5,4 8 4,5 1,5 94 >15
    E3 925 6 7 ≥100 RT JA 834 1044 5,1 7,7 4,5 1,5 94 >15
    E3 925 6 7 ≥100 200 NEIN 757 1019 5,1 8,2 10 3 87 >15
    E3 925 6 7 ≥100 200 JA 819 1021 5,7 8, 6 10 3 87 >15
    Tabelle 5 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT [°C] EZ [min] TZ [s] AKR [°C/s] WZT [°C] KTL JA/NEIN R p0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V1* 880 6 5 30 RT NEIN 382 675 11,5 19,4 75 5 20 15
    V1* 880 6 5 30 RT JA 408 673 13,2 18,4 75 5 20 15
    V1* 880 6 5 30 200 NEIN 365 650 14,5 19,6 73,5 4,5 22 15
    V1* 880 6 5 30 200 JA 420 653 14, 6 22,3 73,5 4,5 22 15
    V1* 880 6 5 80 RT NEIN 455 778 10,7 14,7 76,5 4,5 19 15
    V1* 880 6 5 80 RT JA 534 752 9,8 13,6 76,5 4,5 19 15
    V1* 880 6 5 80 200 NEIN 469 681 8,7 12,7 8,5 2,5 89 ---
    V1* 880 6 5 80 200 JA 474 694 10,8 17, 6 8,5 2,5 89 ---
    V1* 880 6 15 30 RT NEIN 326 683 14,7 20,1 86,5 3,5 10 14
    V1* 880 6 15 30 RT JA 388 669 13,3 18,6 86,5 3,5 10 14
    V1* 880 6 15 30 200 NEIN 316 660 14, 1 20 86,5 4,5 11 14
    V1* 880 6 15 30 200 JA 355 645 14, 6 20,6 86,5 4,5 11 74
    V1* 880 6 15 80 RT NEIN 366 733 12,8 18 87 3 10 14
    V1* 880 6 15 80 RT JA 578 803 7,1 12,8 87 3 10 14
    V1* 880 6 15 80 200 NEIN 352 709 11, 9 16,8 87 4 9 14
    V1* 880 6 15 80 200 JA 400 692 10,8 17,2 87 4 9 14
    V1* 925 6 5 30 RT NEIN 417 722 11,4 16,2 56,5 3,5 40 15
    V1* 925 6 5 30 RT JA 530 731 8, 9 14, 6 56,5 3,5 40 15
    V1* 925 6 5 30 200 NEIN 407 650 10,4 16,6 51,5 2,5 46 -
    V1* 925 6 5 30 200 JA 438 652 10,5 18, 9 51,5 2,5 46 -
    V1* 925 6 5 80 RT NEIN 515 797 7,6 11,7 8,5 1,5 90 -
    V1* 925 6 5 80 RT JA 666 829 5,5 8,7 8,5 1,5 90 -
    V1* 925 6 5 80 200 NEIN 479 677 9,3 16 8 1 91 -
    V1* 925 6 5 80 200 JA 524 700 8,2 14,8 8 1 91 -
    V1* 925 6 15 30 RT NEIN 350 706 12,4 16,4 77,5 2,5 20 13
    V1* 925 6 15 30 RT JA 412 677 8,2 18,4 77,5 2,5 20 13
    V1* 925 6 15 30 200 NEIN 323 657 11,5 18,1 75 3 22 14
    V1* 925 6 15 30 200 JA 367 662 11,5 18,2 75 3 22 14
    Fortsetzung Tabelle 5 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL Rp0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V1* 925 6 15 80 RT NEIN 452 808 9,1 13,2 74 2 24 14
    V1* 925 6 15 80 RT JA 486 755 9, 9 18,2 74 2 24 14
    V1* 925 6 15 80 200 NEIN 377 727 9,6 13,4 75 3 22 14
    V1* 925 6 15 80 200 JA 496 731 8,2 14,1 75 3 22 14
    Tabelle 6 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL Rp0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V2* 750 6 7 ≥ 100 RT NEIN 654 1241 7, 1 10,8 19 < 1 81 14
    V2* 750 6 7 ≥ 100 RT JA 775 1210 5,2 8, 9 19 < 1 81 14
    V2* 750 6 7 ≥ 100 200 NEIN 621 1200 6,8 10,5 17,5 1,5 81 15
    V2* 750 6 7 ≥ 100 200 JA 734 1195 6,3 10 17,5 1,5 81 15
    V2* 780 6 7 ≥ 100 RT NEIN 865 1353 5 8,3 10 < 1 90 15
    V2* 780 6 7 ≥ 100 RT JA 1045 1346 4,1 1 6,8 10 < 1 90 15
    V2* 780 6 7 ≥ 100 200 NEIN 750 1296 5,4 8,2 11 < 1 89 15
    V2* 780 6 7 ≥ 100 200 JA 909 1287 4,8 7, 6 11 < 1 89 15
    V2* 880 6 7 ≥ 100 RT NEIN 1003 1401 4 6,1 0 < 1 99 ---
    V2* 880 6 7 ≥ 100 RT JA 1148 1380 3,6 5,4 0 < 1 99 ---
    V2* 880 6 7 ≥ 100 200 NEIN 999 1369 4,2 6 0 < 1 99 ---
    V2* 880 6 7 ≥ 100 200 JA 1046 1355 4 5, 4 0 < 1 99 ---
    V2* 925 6 7 ≥ 100 RT NEIN 994 1368 3,9 5,9 0 < 1 99 ---
    V2* 925 6 7 ≥ 100 RT JA 1089 1358 3,7 5, 8 0 < 1 99 ---
    V2* 925 6 7 ≥ 100 200 NEIN 972 1339 4 5,7 0 < 1 99 ---
    V2* 925 6 7 ≥ 100 200 JA 1048 1332 4 5,4 0 < 1 99 ---
    Tabelle 7 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL R p0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V3* 880 6 5 30 RT NEIN 323 561 17,4 23,9 90 3 7 12
    V3* 880 6 5 30 RT JA 316 543 18,2 26,9 90 3 7 12
    V3* 880 6 5 30 200 NEIN 299 530 16,9 25,2 89,5 3,5 7 12-13
    V3* 880 6 5 30 200 JA 322 522 18, 6 26,1 89,5 3,5 7 12-13
    V3* 880 6 5 80 RT NEIN 357 608 14, 1 20,3 89 2 9 12-13
    V3* 880 6 5 80 RT JA 372 583 16,1 23,9 89 2 9 12-13
    V3* 880 6 5 80 200 NEIN 318 554 15,7 24 90 2 8 12
    V3* 880 6 5 80 200 JA 348 561 14,5 22,4 90 2 8 12
    V3* 880 6 15 30 RT NEIN 322 548 18,2 24,8 90,5 3,5 6 12
    V3* 880 6 15 30 RT JA 312 530 19,4 27, 9 90,5 3,5 6 12
    V3* 880 6 15 30 200 NEIN 307 532 18, 5 23,9 90,5 3,5 6 12
    V3* 880 6 15 30 200 JA 314 521 19 28,2 90,5 3,5 6 12
    V3* 880 6 15 80 RT NEIN 351 604 15,6 21,6 86 3 11 12-13
    V3* 880 6 15 80 RT JA 340 555 15, 9 23,5 86 3 11 12-13
    V3* 880 6 15 80 200 NEIN 307 564 17,7 24,1 89 3 8 12-13
    V3* 880 6 15 80 200 JA 324 541 15,7 24, 9 89 3 8 12-13
    V3* 925 6 5 30 RT NEIN 318 589 12, 8 18, 6 81,5 2,5 16 12
    V3* 925 6 5 30 RT JA 326 569 15,3 24,3 81,5 2,5 16 12
    V3* 925 6 5 30 200 NEIN 291 548 16,8 23,4 80,5 2,5 17 12
    V3* 925 6 5 30 200 JA 304 524 17,3 26,5 80,5 2,5 17 12
    V3* 925 6 5 80 RT NEIN 364 650 13 18,3 79 2 19 12
    V3* 925 6 5 80 RT JA 378 602 13, 4 21,6 79 2 19 12
    V3* 925 6 5 80 200 NEIN 332 581 12,9 20,1 84 3 13 12-13
    V3* 925 6 5 80 200 JA 339 566 14 22,1 84 3 13 12-13
    V3* 925 6 15 30 RT NEIN 291 572 13,9 19,1 92,5 2,5 5 12
    V3* 925 6 15 30 RT JA 288 532 18,5 27,4 92,5 2,5 5 12
    V3* 925 6 15 30 200 NEIN 271 548 15 20,9 87,5 2,5 10 12
    V3* 925 6 15 30 200 JA 290 538 18,4 26,8 87,5 2,5 10 12
    Fortsetzung Tabelle 7 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL Rp0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V3* 925 6 15 80 RT NEIN 328 605 15,2 20,3 85 2 13 12
    V3* 925 6 15 80 RT JA 313 561 15,5 24,2 85 2 13 12
    V3* 925 6 15 80 200 NEIN 299 570 17,7 24, 6 79,5 1,5 19 13
    V3* 925 6 15 80 200 JA 316 559 15, 9 22,8 79,5 1,5 19 13
    Tabelle 8 (RT=Raumtemperatur; *=Nicht erfindungsgemäß)
    EWT EZ TZ AKR WZT KTL Rp0,2 Rm Ag A80 F/BF RA M/B KG
    Stahl [°C] [min] [s] [°C/s] [°C] JA/NEIN [MPa] [%] [Flächen-%] [-]
    V4* 750 6 7 ≥ 100 RT NEIN 522 1197 6, 6 9 44,5 4,5 51 13
    V4* 750 6 7 ≥ 100 RT JA 553 1153 6, 6 10, 6 44,5 4,5 51 13
    V4* 750 6 7 ≥ 100 200 NEIN 536 1189 9,1 11,4 42,5 3,5 54 14
    V4* 750 6 7 ≥ 100 200 JA 561 1162 8, 6 11,5 42,5 3,5 54 14
    V4* 780 6 7 ≥ 100 RT NEIN 775 1378 5, 5 7,8 37,5 2,5 60 14
    V4* 780 6 7 ≥ 100 RT JA 862 1359 5,3 6, 9 37,5 2,5 60 14
    V4* 780 6 7 ≥ 100 200 NEIN 814 1385 5,7 7,7 24 2 74 14
    V4* 780 6 7 ≥ 100 200 JA 933 1380 4,9 7 24 2 74 14
    V4* 880 6 7 ≥ 100 RT NEIN 1042 1543 3, 9 5,5 0 1,5 98,5 ---
    V4* 880 6 7 ≥ 100 RT JA 1166 1549 3,8 5,6 0 1,5 98,5 ---
    V4* 880 6 7 ≥ 100 200 NEIN 974 1510 4,3 5,9 0 2 98 ---
    V4* 880 6 7 ≥ 100 200 JA 1072 1510 4 5,7 0 2 98 ---
    V4* 925 6 7 ≥ 100 RT NEIN 1038 1527 4 5, 9 0 1 99 ---
    V4* 925 6 7 ≥ 100 RT JA 1160 1523 3,8 5,9 0 1 99 ---
    V4* 925 6 7 ≥ 100 200 NEIN 1022 1488 4 5,7 0 1 99 ---
    V4* 925 6 7 ≥ 100 200 JA 1073 1492 4,2 6, 6 0 1 99 ---

Claims (15)

  1. Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils durch Warmumformung mit anschließender Härtung, neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen enthaltend (in Gew.-%)
    C: 0,05 - 0,15 %,
    Mn: 0,5 - 2,0 %,
    Si: 0,01 - 0,70 %,
    Al: 0,01 - 0,1 %,
    Ti: 0,08 - 0,14 %,
    Cr: 0,15 - 0,50 %,
    S: ≤ 0,010 %,
    sowie jeweils optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "P, N, Cu, Ni, Mo V, B, Nb, Ca" mit der Maßgabe
    P: ≤ 0,1 %,
    N: ≤ 0,01 %,
    Cu: ≤ 0,1 %,
    Ni: ≤ 0,1 %,
    Mo: ≤ 0,1 %,
    V: ≤ 0,1 %,
    B: ≤ 0,0010 %,
    Nb: ≤ 0,25 %,
    Ca: 0,001 - 0,0040 %.
  2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt 0,06 - 0,11 Gew.-% beträgt.
  3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet,dass sein C-Gehalt 0,08 - 0,11 Gew.-% beträgt.
  4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt größer oder gleich 0,09 Gew.-% ist.
  5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt 0,3 - 0,4 Gew.-% beträgt.
  6. Stahlflachprodukt, dadurch
    gekennzeichnet, dass es ganz oder mindestens in einem Abschnitt aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl besteht.
  7. Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass es vollständig aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl besteht.
  8. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens der aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl bestehende Abschnitt des Stahlflachprodukts durch ein warmgewalztes Blech gebildet ist.
  9. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens der aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl bestehende Abschnitt des Stahlflachprodukts durch ein kaltgewalztes Blech gebildet ist.
  10. Stahlflachprodukt nach Anspruch 6 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens an einer seiner Oberflächen mit einem vor Korrosion oder Verzunderung schützenden Überzug versehen ist.
  11. Stahlbauteil hergestellt durch Warmumformen und anschließendem Abschrecken eines gemäß einem der Ansprüche 6 bis 10 hergestellten Stahlflachprodukts, wobei das Stahlbauteil in dem Bereich, in dem aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl besteht, eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa besitzt und ein Gefüge aufweist, das aus einer Kombination fein verteilter harter Phasen (Martensit/Bainit) und duktiler Phasen (globularer Ferrit und versetzungsreicher bainitischer Ferrit) sowie einem Restaustenitanteil von maximal 5 Flächen-% in einem feinkörnigen Gefügeaufbau mit zusätzlicher Ausscheidungshärtung aus Titankarbonitriden besteht, bei dem der durchschnittliche Korndurchmesser des globularen Ferrits oder des bainitischen Ferrits 1,5 - 4,0 µm und der Anteil von duktilen Phasen mindestens 5 Flächen-% beträgt.
  12. Stahlbauteil nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Bereich, in dem es aus dem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 beschaffenen Stahl besteht, der Martensit/Bainit-Gehalt des Gefüges mindestens 5 Flächen-% beträgt.
  13. Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der Ansprüche 11 oder 12 beschaffenen Stahlbauteils umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Bereitstellen eines gemäß einem der Ansprüche 6 bis 8 beschaffenen Stahlflachprodukts,
    - Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine 750 - 950 °C betragende Erwärmungstemperatur in einem Ofen,
    - Transfer des Stahlflachprodukts vom Ofen zu einem Werkzeug,
    - in dem Werkzeug erfolgendes Warmumformen des Stahlflachprodukts zu dem Stahlbauteil,
    - Abschrecken des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate von mehr als 25 °C/s.
  14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Transfer vom Ofen zum Werkzeug innerhalb von 5 - 12 Sekunden absolviert wird.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmungstemperatur < 900 °C ist.
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