EP3144077A1 - Verfahren zum herstellen eines bauteils aus einem stahlflachprodukt - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines bauteils aus einem stahlflachprodukt Download PDF

Info

Publication number
EP3144077A1
EP3144077A1 EP16188522.3A EP16188522A EP3144077A1 EP 3144077 A1 EP3144077 A1 EP 3144077A1 EP 16188522 A EP16188522 A EP 16188522A EP 3144077 A1 EP3144077 A1 EP 3144077A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
forming
temperature
forming tool
product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP16188522.3A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Peter Höfel
Maximilian Nagel
Overrath Jens Dr.
Tomitz Andreas Dr.
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp AG, ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH filed Critical ThyssenKrupp AG
Publication of EP3144077A1 publication Critical patent/EP3144077A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a component from a flat steel product, which consists of a manganese steel, in which the flat steel product is inserted into a forming tool and deformed in the forming tool to the component.
  • Flat steel products can be formed particularly economically by deep drawing into components.
  • deep drawing forming tools which usually called a stamp, also called upper mold or male, and a counter-mold, also called die or drawing ring, and include a hold-down.
  • the punch and the hold-down are moved to a starting position so that the sheet metal blank to be formed can be inserted into the then accessible space between the punch and the die. Then the hold down braces the sheet metal blank on his Border area. Then the punch is lowered, so that the sheet metal blank is pressed into the die.
  • the hold-down machine has the task of holding the edge area clamped in such a way that no cracks or creases are formed as the sheet metal blank is pressed into the die as a result of the material flow that begins in the process.
  • the sheet material is loaded in the radial and axial directions relative to the axis of movement of the punch.
  • the drawing depth is the travel of the punch from the first contact with the sheet metal blank at the level of the blank holder to the end of the deep drawing process at the contact surface between the drawing part bottom and punch ( Doege, E., Behrens, B.-A: Manual Umformtechnik, Hannover, Springer Verlag, 2010, p. 319 ff .).
  • the maximum formability of the sheet material is referred to as "maximum limit ratio (ß max )" or "maximum deep drawing ratio". This is limited by the formation of wrinkles when the hold-down pressure is too low and the formation of cracks when the hold-down pressure is too high.
  • This limit drawing ratio (ß max ) can be achieved with exactly one exact hold-down force. Technologically, this ratio can be determined with reasonable effort only in approximation. As an approximate value for the maximum draw ratio ß is determined.
  • Ferritic materials of higher strength in particular micro-alloyed fine-grain steels with tensile strengths Rm of At least 650 MPa are only conditionally suitable for highly complex deep drawing operations, since such materials generally do not provide the drawing ratio required for the respective forming operation.
  • Rm tensile strengths
  • High manganese steels in which the high Mn contents can be combined with high Al and C contents, have a stacking fault energy of 20-60 mJ / m 2 have a stable austenitic structure. This structure undergoes no or only a negligible minor transformation into another microstructural phase in a deformation of the material, even if the transformation is carried out at temperatures of at most 400 ° C.
  • TWIP T winning I nduced P lasticity
  • the stacking fault energy can be adjusted specifically for steels of the type in question. This allows you to set a range of stable austenite.
  • the austenite can be further stabilized, which is why even at room temperature and below, the formation of martensite can be prevented by forming.
  • the dynamic Hall Petch effect leads to the emergence mechanical twins in the austenite grains which, like grain boundaries, prevent the dislocation slip.
  • materials with TWIP properties undergo their strong solidification during cold forming.
  • conventional high manganese steels exhibit a maximum draw ratio that is too low for the production of complex shaped components by deep drawing.
  • From the DE 10 2008 020 757 A1 is a method for forming sheet metal workpieces of iron-manganese steel with up to 40 wt .-% Mn, up to 15 wt .-% Al, up to 2 wt .-% C, up to 6 wt .-% Si and Optional contents of Ti, W, Nb, Cr, Ni and V known in which the respective sheet metal workpiece is inserted at a temperature of 50 - 1000 ° C in a mold and is formed by this mold, wherein the residence time of the workpiece in the mold. 1 to 20 s. It is considered crucial here that the workpiece has a temperature lying in the temperature range mentioned, when it comes into contact with the forming tool.
  • a method for the production of components from an austenitic austenitic lightweight structural steel in which a sheet material is formed in one or more stages, which has a temperature-dependent TRIP and / or TWIP effect during the forming.
  • the known method provides for reshaping the respective sheet material depending on the desired property profile in two variants. Namely, in order to achieve a particularly high toughness of the component, the forming is to be carried out at a temperature above room temperature avoiding the TRIP / TWIP effect, whereas the forming is carried out at a temperature below the room temperature in order to obtain the TRIP / TWIP Enhance effect, if a high component strength is desired.
  • a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight), contains 0.04 to 1.0% C, 0.05 to less contains 4.0% Al, 0.05 to 6.0% Si and 9.0 to less than 18.0% Mn, and optionally additionally, depending on requirements, may have contents of Cr, Cu, Ti, Zr, V and Nb , Such a steel is in the DE 10 2004 061 284 A1 described.
  • the invention has achieved this object in that in the manufacture of components from a
  • a flat steel product consisting of a high Mn steel undergoing the operations specified in claim 1.
  • the flat steel product to be formed is consequently placed in a forming tool and deformed in the forming tool to form the component in accordance with the prior art set forth in the introduction.
  • the product temperature of the flat steel product now corresponds to the ambient temperature when placed in the forming tool, ie in the range of 15-35 ° C.
  • the product temperature of the flat steel product is only increased in the forming tool to a forming temperature of 100-350 ° C.
  • the thus heated flat steel product is formed in the forming tool to the component and finally removed the resulting component from the forming tool.
  • the invention is based on the knowledge that by heating the steel flat product to a relative to the ambient temperature increased, but 350 ° C, especially 300 ° C, not exceeding heating, the maximum draw ratio improved in proportion to the increase in temperature.
  • the maximum draw ratio even with high-manganese steels, which are insufficiently deformable at room temperature, to values of 2.20 and increase more, in which even complex component shapes by deep drawing of flat steel products can be generated reliably error-free, the Steels with high Mn contents exist.
  • this is possible in the inventive method also in the forming temperature range of up to 150 ° C, in which the high-manganese steels of each to be deformed flat steel products usually have pronounced TWIP properties.
  • the heating to the particular forming temperature occurs through the contact of the flat steel product with the components of the forming tool, via which the actual shaping takes place, ie the hold-down device, the punch or the die.
  • the method of conductive heating is preferably used for components with a high surface area in the hold-down of greater than or equal to 50%.
  • the flat steel product in the forming tool can also be heated inductively.
  • the inductive heating method is preferably used for components with a small surface area in the hold-down area of less than 50%.
  • the relevant components are selectively brought to the respective forming temperature, the energy required for this is low, since even during the forming process itself heat is generated, which contributes to the inventive tempering of the forming tool.
  • a complex cooling of the forming tool As is required in processes in which the reshaped boards are heated to temperatures of well above 350 ° C in front of the forming tool and then cooled in the forming tool, can account for inventive procedure.
  • the residence time is the time that elapses between the commencement of the heating process coinciding with the end of the insertion and the removal of the component obtained, the forming process taking place between the heating process and the removal of the component obtained.
  • the residence time is composed of a time required for the heating process, a time required for the forming process, and a holding time in which the formed part rests after forming in the forming tool. Dwell times, which must pass in the conventional high-temperature forming before the resulting component can be removed from the forming tool, are shortened so.
  • the procedure according to the invention makes it possible to reduce the holding times to less than one second, whereby residence times of less than 6 s can be achieved. This can be achieved in that the component can be removed from the forming tool immediately after completion of the forming process.
  • the steel of the flat steel product to be formed during the forming process has a maximum draw ratio ⁇ of at least 2.20, can with increased Reliability can be ensured by the fact that the forming temperature to which the flat steel product is brought in the forming tool is at least 100 ° C. Even in the temperature range of 100 ° -180 ° C., high-manganese steels according to the findings of the invention have markedly improved maximum draw ratios ⁇ , wherein forming temperatures of 150 ° -180 ° C. already lead to very good forming behavior with an optimum ratio of thermal energy input and deformability ,
  • thermoforming capability which enables process-reliable shaping by deep-drawing, even in the case of particularly complex and complex components, arises according to the findings of the invention when the forming temperature is at least 180 ° C., in particular limited to 260 ° C., wherein In practice, a forming temperature range of 180 - 250 ° C has been found to be particularly favorable. At above 180 ° C lying forming temperatures T u , as with reference to the attached Fig. 1 shown regularly maximum draw ratios ß of more than 2.26 achieved.
  • Carbon is present in the steel from which a flat steel product to be formed in accordance with the present invention may be present at levels of at least 0.37 weight percent to stabilize the austenite and adjust the corresponding stacking fault energy.
  • the presence of C contributes to the strength of the material. If the carbon contents are too low, this results in insufficient austenite stability before and during the forming process and a correspondingly insufficient maximum draw ratio. The insufficient austenite stability would lead to martensite formation and a concomitant increased risk of delayed cracking. In the presence of too much carbon, fine and coarse carbides can be formed which reduce the ductility and thus also the maximum Reduce the drawing ratio ß. The maximum content of C is therefore limited to 0.43 wt .-%.
  • Manganese is added to the steel from which a flat steel product to be formed according to the invention can be alloyed in order to sufficiently stabilize the austenite content in the initial state in the structure.
  • Mn increases the stacking fault energy together with carbon, aluminum and silicon. This must be brought to a minimum value of 15 mJ / m 2 in order to sufficiently stabilize the austenite at room temperature and above during deformation. Due to the stabilization of the austenite, this also remains after deformation and "twins" are formed, as a result of which the steel has an optimized hardening and elongation behavior during plastic deformation in the cold state.
  • TWIP effect winning induced plasticity
  • body components, chassis components, drive components, structural components and the like known that have to absorb high kinetic energy in the event of a crash and derive in deformation energy.
  • austenite has more slip-line systems than a cubic-centered phase, it offers much higher forming capacity.
  • the maximum draw ratio ß is directly dependent on the forming capacity. The austenite must therefore be stable even at elevated temperatures, since otherwise a second phase can be formed during the forming and the maximum draw ratio ⁇ would be lower.
  • the Mn content of steel flat products to be processed according to the invention is set to at least 18 wt .-%, is a sufficient Austenite stability and thus a sufficient draw ratio secured.
  • the Mn content can be limited to a maximum of 20% by weight in order to ensure reliable production with simultaneously optimized service properties. This can be achieved, in particular, by limiting the Mn content to a maximum of 19.2% by weight, with Mn contents of at least 18.8% by weight being found to be particularly advantageous in view of the positive effects of this alloying element to have.
  • Silicon is present in the steel from which a flat steel product to be formed according to the invention in amounts of 0.2-0.5% by weight in order to increase the stacking fault energy and to obtain stable austenite even after forming in the structure of the flat steel product. which contributes to a good maximum draw ratio of the flat steel product.
  • at least 0.2 wt .-% Si are required.
  • the Si content is more than 0.5% by weight, impurities may be generated in the structure, which would deteriorate the maximum draw ratio. To avoid this effect, the Si content can be reduced to max. 0.45 wt .-% be limited.
  • Aluminum is present in the steel from which a flat steel product according to the invention may consist in amounts of 1.1-1.35% by weight, with contents of at most 1.3% by weight being found to be particularly expedient in practice to have.
  • the effect of aluminum also consists in the stabilization of the austenite in the structure of the steel before and during the forming.
  • Al serves as a hydrogen sink to tilt of the steel to reduce hydrogen-induced retarded cracking. If the Al contents are too low, these effects will not be achieved.
  • thermoforming ie when the maximum drawing ratio ⁇ is utilized, the risk of delayed crack formation due to the addition of hydrogen is highest.
  • the upper limit of the Al content is limited to 1.35% by weight, in particular 1.3% by weight, in order to enable reliable steel production.
  • Chromium is present in the steel of a flat steel product according to the invention to be deformed in amounts of 1.4-2.4% by weight in order to stabilize the austenite in the structure of the steel at room temperature. This effect is achieved at levels of at least 1.4% by weight, in particular at least 1.5% by weight.
  • the Cr content of the steel is limited to at most 2.4% by weight, whereby negative effects of the desired presence of Cr in view of the austenite stabilization can be avoided particularly reliably in that the Cr content is limited to at most 1.7% by weight.
  • Titanium and niobium may be present in the steel from which the flat steel products to be formed in accordance with the present invention may be present in amounts of up to 0.05% by weight. Titanium and niobium contribute to the grain refinement through nitride, carbide and carbonitride formation, which contributes to the increase in strength. A niobium content above 0.05 wt .-% shows no further advantages in terms of increase in strength. For cost reasons, the niobium content is limited to 0.05 wt .-%. Titanium content above 0.05 wt .-% lead to coarse titanium carbides, which adversely affects the elongation at break, which is why the titanium content is limited to 0.05 wt .-%. The positive influence of Ti on the strength of the steel can be used in particular when the Ti content is at least 0.018 wt .-%, resulting here optimal effects with limited to 0.022 wt .-% Ti content.
  • vanadium in the steel from which the flat steel products to be formed according to the invention can be present in amounts of up to 0.15% by weight. After hot rolling on the cooling section and also in an annealing treatment, vanadium forms the finest carbides, which have a strong strength-increasing effect, without significantly reducing the elongation of the steel, since they have a grain-refining effect. The yield strength also increases sharply with these carbides, which is particularly useful for suspension applications.
  • Particularly suitable for the production of flat steel products, which are to be formed in the hot rolled state according to the invention are steels in which the V content is limited to 0.05 wt .-%.
  • V contents of .alpha 0.05 - 0.15 wt .-% proved to be advantageous.
  • the positive influence of the presence of V has a particular effect when the V content of the steel is at least 0.11% by weight.
  • An optimum ratio of alloying costs to the effect is obtained when the V content is limited to at most 0.13 wt .-%.
  • nitrogen leads to a reduction of the free V content and to the formation of aluminum nitrides.
  • Aluminum nitrides influence the material so that the material tends to brittle fracture behavior and the maximum achievable maximum draw ratio ß is reduced.
  • the N content of the steel is limited to at most 0.03 wt%, especially at most 0.015 wt%.
  • boron causes an increase in ductility at elevated temperatures of e.g. 800 - 1100 ° C, as given during hot rolling. This reduces the risk of edge cracking in the hot strip.
  • boron has a fine grain, which contributes to the increase in strength.
  • the steel provided according to the invention should contain at least 0.001 wt.% B. At levels greater than 0.005% by weight, on the other hand, no increase in the positive effect of B can be detected.
  • P, S and other elements are attributed according to the invention for a steel sheet according to the invention to be deformed steel the inevitable impurities inevitably enter the steel in the course of steel production or due to the selected Starting material (scrap) inevitably remain in it.
  • Phosphorus has an unfavorable effect on the weldability of a flat steel product to be processed according to the invention.
  • phosphorus promotes the formation of unwanted segregations in molten steel, which can lead to material inaccuracies.
  • the P content should therefore be as low as possible, in any case not exceed 0.03 wt .-%.
  • Sulfur also has a negative effect on the performance characteristics of the flat steel product. Its maximum content is therefore limited to 0.005 wt .-%.
  • the contents of other unavoidable impurities, even those not explicitly mentioned here, should be as low as possible, at least below the content limit, from which they could be alloyed with respect to the steel composition considered here.
  • the content of Mo, As and Sn is advantageously in each case not more than 0.05% by weight, the Cu content is not more than 0.2% by weight and the Ni Content limited to at most 0.7 wt .-%.
  • the inventively provided as a material for the invention to be deformed steel flat products and composite in the above-described manner steel has a temperature-independent temperature TWIP effect at a deformation in the temperature range of 20 - 400 ° C, such that at least 95% of the degree of deformation is characterized by twin formation ,
  • TWIP effect at a deformation in the temperature range of 20 - 400 ° C, such that at least 95% of the degree of deformation is characterized by twin formation
  • no detectable TRIP effect occurs, ie there is no deformation-induced transformation of austenite into the martensite instead.
  • the steel achieves a yield strength R p0.2 of typically 370-600 MPa, a tensile strength Rm of typically 700-900 MPa and an elongation at break A5 of more than 50%.
  • the stacking fault energy is in accordance with the invention composite flat steel products in the typical for steels with TWIP properties range of 20 - 60 [mJ / m 2 ].
  • the flat steel products have a stable austenitic structure at room temperature.
  • the maximum draw ratio ⁇ of high-manganese steels composed as described above is at room temperature, i. at 15-35 ° C, typically 2.12, well below the minimum of 2.20 typically required for the maximum draw ratio ⁇ of steels suitable for deep drawing. Due to the inventively provided and provided in the forming tool heating of each to be deformed steel flat product, however, the steel reaches maximum drawing ratios ß, which are in the range of 2.24 - 2.28 and thus safely above the critical limit of 2.20.
  • rounds R cut out from the respective flat steel product are provided with initial diameters D o of 90, 100, 110 and 120 mm and a thickness of 2.0 mm.
  • the blanks R are prepared according to the different test temperatures with a lubricant system.
  • a lubricant system in the temperature range between room temperature and 150 ° C inclusive drawing film made of PVC in a thickness of 75 microns in combination with oil, applied on both sides of the sample used.
  • 150 ° C ie at the temperatures investigated 200 ° C, 250 ° C and 300 ° C, the PVC film is replaced by a 100 micron thick PTFE film in combination with vegetable oil.
  • the punch 1 is pressed into the respective blank R at a speed of 1 mm / s.
  • the holding force NK can be set with an accuracy of 1 kN in the range between 5 kN and 400 kN.
  • the forming tools are heated 1,2,3 in the hot drawing device to the respective forming temperature T u .
  • a temperature sensor on the hot drawing device enables the temperature measurement or control of the temperature of the hot drawing device.
  • the respectively prepared round blank sample is placed in the hot drawing device and centered.
  • the round blank sample has room temperature (20 ° C). Subsequently, the hold-down is lowered to the rim edge.
  • thermocouple can be clamped between the respective round blank sample R and the die 3.
  • the blank R Due to the contact with the hold-down 2 and the die 3, the blank R is heated to the respective forming temperature T u .
  • the control of the machine and recording of the measured values is computer-aided by means of a suitable Software.
  • the test parameters pulling force, hold-down force, punch travel and test time are recorded continuously.
  • a further typical steel alloy for the production of flat steel products, which are shaped as hot strip in the manner according to the invention into components, is steel B, likewise indicated in Table 1, in which case the contents of P, S, N, Cu, which are inferior in alloying, to the impurities.
  • High-manganese steels of the type in question are usually melted in an electric steelworks since Here, the purity of the materials supplied is highest and ladle furnaces for secondary metallurgy are needed.
  • the melt produced in the electric arc furnace is distributed after tapping off and slagging in order to allow the high manganese content to be added to ladle furnaces, which have a sensible way of having a refining device.
  • a degassing device is provided in the ladle furnaces to adjust the required carbon and sulfur content.
  • the melt is cast in single or multi-strand continuous casting to slabs.
  • the melt is passed through a continuous casting mold.
  • Of the cast strands are divided by cutting slabs with the desired length of use.
  • hot wide strip slabs can also be used. These are also produced by continuous casting, as described above, and then longitudinally divided centrally or preferably off-center by flame cutting. By off-center flame cutting, the cut of the core segregation can be avoided. Subsequently, the fuel rods resulting from the flame cutting must be removed by means of grinding. If there is severe cracking on the burning surface, the burned surfaces can also be ground.
  • block molds can also be used.
  • the cast blocks can now be blocked by pre-blocking on a block-slab road to a rectangular and usable on the hot strip mill slab.
  • the respective slabs made of the respective high-manganese steel are placed in a lifting beam or other heating furnace for 2-5 hours and heated to a temperature of 1200-1300 ° C, the typical target heating temperature being 1280 ° C.
  • the slabs are descaled and fed into a hot rolling mill equipped with typically seven hot rolling stands.
  • the hot rolling then takes place in a temperature range of 1150 ° C to 850 ° C and provides hot strip with a thickness of 1.5 - 16 mm.
  • the width of the resulting hot strip is typically 300-690 mm in practice.
  • the emerging from the hot rolling mill hot strip is cooled on a cooling section by means of water jets to temperatures of 350 ° C to 650 ° C in order to prevent the formation of coarser precipitates and to conserve the grain sizes set by rolling.
  • the hot-rolled strip is wound into coils.
  • These coils are now placed in a shower storage to control scale buildup and to prevent waste growth.
  • cool the coils within max. 2 days at ambient temperature.
  • the coils can also Cool the air without a shower to show a slower cooling. As a result, the formation of internal stresses, which could occur in too fast cooling, can be avoided.
  • the coils can be transferred to a Salzklarebeize before reaching room temperature, but at the latest at this time in order to remove the remaining on the belt surface residual scale.
  • the pickling bath temperature is set at 50 to 89 ° C. The use of inhibitors is possible to control pickling.
  • a cold-rolled strip may be produced from the thus-obtained hot-rolled strip in one or more cold-rolling steps in a conventional manner, the strip obtained being subjected to annealing after cold-rolling or between the individual cold-rolling steps to reduce solidification during cold-rolling and to secure the deep-drawing suitability ,
  • Table 2 lists the results and conditions of tests performed on samples 1-10 consisting of melt A. Accordingly, samples 1 and 2 are not according to the invention because the minimum value of 2.20 required according to the invention for the maximum draw ratio ⁇ has not been reached. Although sample 10 has a very good maximum draw ratio ⁇ . However, there were problems in carrying out the experiment here because the vegetable oil used as the drawing oil already decomposed at the forming temperature selected there.
  • Fig. 1 illustrated diagram has been created, in which for the steel A, the maximum draw ratio ß is plotted on the forming temperature Tu.
  • Table 1 stolen C Si Mn P S al Cr Cu V N Ni Ti A 0,417 0.38 18.8 0,029 0.001 1.3 2.4 0.16 0.12 0.0077 0.68 0.02 B 0.40 0.35 18.9 0,022 0,002 1.29 2.37 0.05 0.01 0,008 0.08 0,012 Sample No. stolen forming temperature Achieved maximum pulling ratio ⁇ drawing depth Clamping force hold time dwell drawing oil According to the invention?

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung stellt ein Verfahren zur Verfügung, welches mit geringem Aufwand bei hohen Ziehtiefen die betriebssichere Herstellung von Bauteilen aus Blechen ermöglicht, die aus einem Hoch-Mangan-Stahl mit per se zu niedrigem maximalen Ziehverhältnis bestehen. Um dies zu bewerkstelligen, wird beim erfindungsgemäßen Verfahren ein aus dem Mangan-Stahl bestehendes Stahlflachprodukt in ein Umformwerkzeug eingelegt und in dem Umformwerkzeug zu dem Bauteil verformt. Erfindungsgemäß entspricht dabei die Produkttemperatur des Stahlflachprodukts beim Einlegen in das Umformwerkzeug der Umgebungstemperatur, wobei die Produkttemperatur im Umformwerkzeug auf eine 100 - 350°C betragende Umformtemperatur erhöht wird, wobei anschließend das so erwärmte Stahlflachprodukt im Umformwerkzeug zu dem Bauteil umgeformt wird und wobei schließlich das erhaltene Bauteil aus dem Umformwerkzeug entnommen wird.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem Stahlflachprodukt, das aus einem Mangan-Stahl besteht, bei dem das Stahlflachprodukt in ein Umformwerkzeug eingelegt und in dem Umformwerkzeug zu dem Bauteil verformt wird.
  • Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, sind damit Stahlbänder, -bleche oder daraus gewonnene Blechzuschnitte, wie Platinen, gemeint.
  • Sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt, sind im vorliegenden Text und in den Ansprüchen die Gehalte an bestimmten Legierungselementen jeweils in Gew.-% und die Anteile an bestimmten Gefügebestandteilen in Flächen-% angegeben.
  • Stahlflachprodukte lassen sich besonders wirtschaftlich durch Tiefziehen zu Bauteilen formen. Zum Tiefziehen werden Umformwerkzeuge eingesetzt, die üblicherweise einen Stempel, auch Oberform oder Patrize genannt, und eine Gegenform, auch Matrize oder Ziehring genannt, sowie einen Niederhalter umfassen. Zum Öffnen des Umformwerkzeugs werden der Stempel und der Niederhalter in eine Ausgangsstellung gefahren, so dass der umzuformende Blechzuschnitt in den dann zugänglichen Raum zwischen dem Stempel und der Matrize eingelegt werden kann. Anschließend verspannt der Niederhalter den Blechzuschnitt an seinem Randbereich. Dann wird der Stempel abgesenkt, so dass der Blechzuschnitt in die Matrize gedrückt wird.
  • Dem Niederhalter kommt während des Tiefziehvorgangs die Aufgabe zu, den Randbereich so eingespannt zu halten, dass sich im Zuge des Einpressens des Blechzuschnitts in die Matrize in Folge des dabei einsetzenden Materialflusses keine Risse oder Falten bilden.
  • Während des Tiefziehvorgangs wird der Blechwerkstoff bezogen auf die Bewegungsachse des Stempels in radialer und axialer Richtung belastet. Die Ziehtiefe ist der Verfahrweg des Stempels vom ersten Kontakt mit der Blechronde in Höhe des Niederhalters bis zum Ende des Tiefziehvorgangs an der Kontaktfläche zwischen Ziehteilboden und Stempel (Doege, E., Behrens, B.-A.: Handbuch Umformtechnik, Hannover, Springer Verlag, 2010, S. 319 ff.). Das maximale Formänderungsvermögen des Blechwerkstoffs wird dabei als "maximales Grenzziehverhältnis (ßmax)" oder "maximales Tiefziehverhältnis" bezeichnet. Dieses ist eingegrenzt durch die Bildung von Falten bei zu niedrigem Niederhalterdruck und die Bildung von Rissen bei zu hohem Niederhalterdruck. Dieses Grenzziehverhältnis (ßmax) ist bei genau einer exakten Niederhalterkraft erreichbar. Technologisch ist dieses Verhältnis mit vertretbarem Aufwand nur in Näherung ermittelbar. Als Näherungswert wird dafür das maximale Ziehverhältnis ß bestimmt.
  • Ferritische Werkstoffe höherer Festigkeit, insbesondere mikrolegierte Feinkornbaustähle mit Zugfestigkeiten Rm von mindestens 650 MPa eignen sich nur bedingt für hochkomplexe Tiefziehoperationen, da solche Werkstoffe das für die jeweilige Umformoperation erforderliche Ziehverhältnis in der Regel nicht leisten. Infolgedessen besteht beim Tiefziehen von Blechen aus hochfesten Stählen in der Regel die Gefahr von Rissbildung und sonstigen Fehlern, die zur Unbrauchbarkeit der jeweils erhaltenen Bauteile führen.
  • Stähle mit hohen Legierungsanteilen an Mangan, nachfolgend auch "Hoch-Mangan-Stähle" genannt, bei denen die hohen Mn-Gehalte mit hohen Al- und C-Gehalten kombiniert sein können, weisen eine Stapelfehlerenergie von 20 - 60 mJ/m2 auf und besitzen ein stabiles austenitisches Gefüge. Dieses Gefüge erfährt bei einer Verformung des Werkstoffs auch dann keine oder nur eine vernachlässigbar geringfügige Umwandlung in eine andere Gefügephase, wenn die Umformung bei Temperaturen von maximal 400 °C durchgeführt wird. Stattdessen tritt bei Verformung des Werkstoffs der so genannte "TWIP-Effekt" (TWIP = Twinning Induced Plasticity) ein, wodurch die Formbarkeit primär durch die Bildung transkristalliner Verformungszwillinge ermöglicht wird und nur sekundär durch die Bildung von Versetzungen oder die Umwandlung von Austenit in Martensit.
  • Durch das Zulegieren von Mn und C kann bei Stählen der in Rede stehenden Art gezielt die Stapelfehlerenergie eingestellt werden. Hierdurch lässt sich ein Bereich stabilen Austenits einstellen. Durch die Zugabe von Al lässt sich der Austenit weiter stabilisieren, weshalb auch bei Raumtemperatur und darunter die Bildung von Martensit durch eine Umformung unterbunden werden kann. Der dynamische Hall-Petch-Effekt führt zur Entstehung mechanischer Zwillinge in den Austenit-Körnern, welche wie Korngrenzen das Versetzungsgleiten verhindern. Hierdurch erfahren Werkstoffe mit TWIP-Eigenschaften ihre starke Verfestigung bei einer Kaltumformung. Infolgedessen zeigen konventionelle Hoch-Mangan-Stähle ein maximales Ziehverhältnis, das zu gering ist für die Erzeugung von komplex geformten Bauteilen durch Tiefziehen.
  • Aus der DE 10 2008 020 757 A1 ist ein Verfahren zur Umformung von Blechwerkstücken aus Eisen-Mangan-Stahl mit bis zu 40 Gew.-% Mn, bis zu 15 Gew.-% Al, bis zu 2 Gew.-% C, bis zu 6 Gew.-% Si und optionalen Gehalten an Ti, W, Nb, Cr, Ni und V bekannt, bei dem das jeweilige Blechwerkstück mit einer Temperatur von 50 - 1000 °C in ein Formwerkzeug eingelegt wird und von diesem Formwerkzeug umgeformt wird, wobei die Verweildauer des Werkstücks im Formwerkzeug 1 bis 20 s beträgt. Als entscheidend wird hier angesehen, dass das Werkstück eine in dem genannten Temperaturbereich liegende Temperatur besitzt, wenn es mit dem formgebenden Werkzeug in Berührung kommt. Als für die Praxis relevant angesehen sollen dabei Blechwerkstücktemperaturen von 700 - 1000 °C sein, wobei sich Temperaturen von bis zu 950 °C als besonders praxisgerecht herausgestellt haben sollen. Durch den Kontakt mit dem kalten Umformwerkzeug wird dem Blechwerkstück dann so viel Wärme entzogen, dass es das Formwerkzeug mit einer Temperatur von 20 - 600 °C verlässt. Dies soll zu optimierten Festigkeitswerten führen.
  • Aus der DE 10 2011 121 679 B4 ist des Weiteren ein Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einem im Ausgangszustand austenitischen Leichtbaustahl bekannt, bei dem ein Blechmaterial in einer oder in mehreren Stufen umgeformt wird, das einen temperaturabhängigen TRIP- und/oder TWIP-Effekt während der Umformung aufweist. Das bekannte Verfahren sieht dabei vor, das jeweilige Blechmaterial abhängig vom angestrebten Eigenschaftsprofil in zwei Varianten umzuformen. Und zwar soll zur Erzielung einer insbesondere hohen Zähigkeit des Bauteils die Umformung bei einer den TRIP-/TWIP-Effekt vermeidenden Temperatur oberhalb der Raumtemperatur durchgeführt werden, wogegen die Umformung bei einer unterhalb der Raumtemperatur liegenden Temperatur vorgenommen wird, um den TRIP-/TWIP-Effekt zu verstärken, wenn eine hohe Bauteilfestigkeit gewünscht wird. Als Beispiel für einen Leichtbaustahl, aus dem die derart zu verformenden Bleche bestehen können, ist dabei ein Stahl genannt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,04 bis 1,0 % C, 0,05 bis weniger als 4,0 % Al, 0,05 bis 6,0 % Si und 9,0 bis weniger als 18,0 % Mn enthält und zusätzlich optional je nach Anforderung Gehalte an Cr, Cu, Ti, Zr, V und Nb aufweisen kann. Ein solcher Stahl ist in der DE 10 2004 061 284 A1 beschrieben.
  • Vor dem Hintergrund des Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, ein Verfahren zu schaffen, welches mit geringem Aufwand hohe Ziehtiefen für die betriebssichere Herstellung von Bauteilen auch aus Blechen ermöglicht, die aus einem Hoch-Mangan-Stahl mit per se zu niedrigem maximalen Ziehverhältnis bestehen.
  • Die Erfindung hat diese Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung von Bauteilen aus einem
  • Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit hohem Mn-Gehalt besteht, die in Anspruch 1 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Bei den nachfolgenden Erläuterungen wird zur Veranschaulichung auf Figuren Bezug genommen, die folgendes zeigen:
    • Fig. 1
    Diagramm, in dem das für einen Hoch-Mangan-Stahl der erfindungsgemäß umgeformten Art ermittelte maximale Ziehverhältnis ß über die Umformtemperatur Tu aufgetragen ist;
    Fig. 2
    das Schema eines Versuchsaufbaus zur Ermittlung des maximalen Ziehverhältnisses ß.
  • Bei einem erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem Stahlflachprodukt, das aus einem Mangan-Stahl besteht, wird folglich in Übereinstimmung mit dem eingangs dargelegten Stand der Technik das umzuformende Stahlflachprodukt in ein Umformwerkzeug eingelegt und in dem Umformwerkzeug zu dem Bauteil verformt.
  • Erfindungsgemäß entspricht nun die Produkttemperatur des Stahlflachprodukts beim Einlegen in das Umformwerkzeug der Umgebungstemperatur, liegt also im Bereich von 15 - 35 °C. Nach dem Einlegen wird die Produkttemperatur des Stahlflachprodukts erst im Umformwerkzeug auf eine 100 - 350 °C betragende Umformtemperatur erhöht. Anschließend wird das so erwärmte Stahlflachprodukt im Umformwerkzeug zu dem Bauteil umgeformt und schließlich das erhaltene Bauteil aus dem Umformwerkzeug entnommen.
  • Die Erfindung geht dabei von der Erkenntnis aus, dass durch Erwärmung des Stahlflachprodukts auf eine gegenüber der Umgebungstemperatur erhöhte, jedoch 350 °C, insbesondere 300 °C, nicht überschreitende Erwärmung sich das maximale Ziehverhältnis proportional zur Temperaturerhöhung verbessert. Auf diesem Wege lässt das maximale Ziehverhältnis auch bei Hoch-Mangan-Stählen, die bei Raumtemperatur nur unzureichend verformbar sind, auf Werte von 2,20 und mehr steigern, bei denen auch komplexe Bauteilformen durch Tiefziehen von Stahlflachprodukten zuverlässig fehlerfrei erzeugt werden können, die aus Stählen mit hohen Mn-Gehalten bestehen. Überraschend hat sich hier gezeigt, dass dies bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise auch im Umformtemperaturbereich von bis zu 150 °C gelingt, in dem die Hoch-Mangan-Stähle der jeweils zu verformenden Stahlflachprodukte üblicherweise noch ausgeprägte TWIP-Eigenschaften besitzen.
  • Entscheidend für den technologischen und wirtschaftlichen Erfolg der Erfindung ist dabei, dass die Erwärmung des umzuformenden Stahlflachprodukts erst im Umformwerkzeug erfolgt. Durch die erst im Werkzeug erfolgende Erwärmung erfährt das umzuformende Stahlflachprodukt im Werkzeug keine Abkühlung, wie es bei den bekannten Verfahren, bei denen die jeweils zu verformende Blechplatine vor dem Einlegen ins Werkzeug erwärmt wird, unvermeidbar der Fall ist, sondern ausschließlich eine Erwärmung. Dies fördert die adiabatische Erwärmung des Werkstücks während der Umformung. Die Verweildauer im Werkzeug kann dabei sehr kurz und die Umformung sehr schnell durchgeführt werden, was die Wirtschaftlichkeit des Prozesses erhöht.
  • Zu der Erwärmung auf die jeweilige Umformtemperatur kommt es erfindungsgemäß durch den Kontakt des Stahlflachprodukts mit den Bauteilen des Umformwerkzeugs, über die die eigentliche Formgebung erfolgt, also den Niederhalter, den Stempel oder die Matrize. Die Methode der konduktiven Erwärmung wird bevorzugt verwendet für Bauteile mit einem hohen Flächenanteil im Niederhalter von größer oder gleich 50 %. Alternativ dazu kann das Stahlflachprodukt im Umformwerkzeug auch induktiv erwärmt werden. Die Methode der induktiven Erwärmung wird bevorzugt verwendet für Bauteile mit einem geringen Flächenanteil im Niederhalterbereich von kleiner 50 %.
  • Die betreffenden Bauteile werden gezielt auf die jeweilige Umformtemperatur gebracht, wobei der dazu erforderliche Energieaufwand gering ist, da auch beim Umformvorgang selbst Wärme entsteht, die zur erfindungsgemäßen Temperierung des Umformwerkzeugs beiträgt. Eine aufwändige Kühlung des Umformwerkzeugs, wie sie bei Prozessen erforderlich ist, bei denen die umzuformenden Platinen vor dem Umformwerkzeug auf Temperaturen von weit über 350 °C erwärmt und dann im Umformwerkzeug abgekühlt werden, können bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise entfallen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zeichnet sich insbesondere auch durch extrem kurze Prozesszeiten aus. So ist die Verweilzeit die Zeit, die zwischen dem mit dem Ende des Einlegens übereinstimmendem Beginn des Erwärmungsvorgangs und der Entnahme des erhaltenen Bauteils vergeht, wobei zwischen dem Erwärmungsvorgang und der Entnahme des erhaltenen Bauteils der Umformvorgang stattfindet. Dabei setzt sich die Verweilzeit aus einer Zeit, die für den Erwärmungsprozess benötigt wird, einer Zeit, die für den Umformprozess benötigt wird, und einer Haltezeit, in der das umgeformte Bauteil nach der Umformung im Umformwerkzeug ruht, zusammen. Haltezeiten, die bei der konventionellen Hochtemperaturumformung vergehen müssen, bevor das erhaltene Bauteil aus dem Umformwerkzeug entnommen werden kann, werden so verkürzt. Tatsächlich erlaubt es die erfindungsgemäße Vorgehensweise, die Haltezeiten auf weniger als eine Sekunde zu reduzieren, wodurch Verweilzeiten von unter 6s realisiert werden können. Dies lässt sich dadurch erreichen, dass das Bauteil unmittelbar nach Abschluss des Umformvorgangs aus dem Umformwerkzeug entnommen werden kann.
  • Dass der Stahl des umzuformenden Stahlflachprodukts während des Umformvorgangs ein maximales Ziehverhältnis ß von mindestens 2,20 aufweist, kann mit erhöhter Zuverlässigkeit dadurch gewährleistet werden, dass die Umformtemperatur, auf die das Stahlflachprodukt im Umformwerkzeug gebracht wird, mindestens 100 °C beträgt. Schon im Temperaturbereich von 100 - 180 °C weisen Hoch-Mangan-Stähle gemäß den Erkenntnissen der Erfindung deutlich verbesserte maximale Ziehverhältnisse ß auf, wobei Umformtemperaturen von 150 - 180 °C bei einem optimalen Verhältnis von Wärmeenergieeinsatz und Verformbarkeit bereits zu einem sehr guten Umformverhalten führen.
  • Eine weiter optimierte Tiefzieheignung, die eine prozesssichere Formgebung auch bei besonders aufwändig und komplex gestalteten Bauteilen durch Tiefziehen ermöglicht, stellt sich nach den Erkenntnissen der Erfindung dann ein, wenn die Umformtemperatur mindestens 180 °C beträgt, insbesondere auf 260 °C begrenzt ist, wobei sich in der Praxis ein Umformtemperaturbereich von 180 - 250 °C als besonders günstig herausgestellt hat. Bei oberhalb von 180 °C liegenden Umformtemperaturen Tu werden, wie anhand der beigefügten Fig. 1 dargestellt, regelmäßig maximale Ziehverhältnisse ß von mehr als 2,26 erreicht.
  • Wenn hier im Zusammenhang mit der Erfindung von Hoch-Mangan-haltigen Stählen die Rede ist, dann sind damit insbesondere Stähle mit einem Mn-Gehalt von mindestens 18 Gew.-% Mn gemeint.
  • Die Legierung eines als Werkstoff für die erfindungsgemäß umzuformenden Stahlflachprodukte besonders geeigneten Stahlwerkstoffs kann demzufolge folgende Zusammensetzung aufweisen (in Gew.-%):
    • C: 0,37 - 0,43 %,
    • Mn: 18 - 20 %,
    • Si: 0,2 - 0,5 %,
    • Al: 1 - 1,35 %,
    • Cr: 1,4 - 2,4 %,
    • Ti: bis zu 0,05 %,
    • Nb: bis zu 0,05 %,
    • V: bis zu 0,15 %,
    • N: bis zu 0,015 %,
    • B: bis zu 0,005 %,
    • Ni: bis zu 0,7 %,
    • P: bis zu 0,03 %,
    • S: bis zu 0,005 %,
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Kohlenstoff ist im Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt bestehen kann, in Gehalten von mindestens 0,37 Gew.-% vorhanden, um den Austenit zu stabilisieren und die entsprechende Stapelfehlerenergie einzustellen. Die Anwesenheit von C trägt so zur Festigkeit des Werkstoffs bei. Bei zu geringen C-Gehalten ergibt sich vor und während der Umformung eine unzureichende Austenitstabilität und ein damit einhergehend unzureichendes maximales Ziehverhältnis. Die unzureichende Austenitstabilität würde zur Martensitbildung und einer damit einhergehend erhöhten Gefahr der verzögerten Rissbildung führen. Bei Anwesenheit von zu viel Kohlenstoff können sich feine und grobe Carbide bilden, die die Duktilität vermindern und damit auch das maximale Ziehverhältnis ß reduzieren. Der Maximalgehalt an C ist deswegen auf 0,43 Gew.-% beschränkt.
  • Mangan wird dem Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt bestehen kann, zulegiert, um im Gefüge den Austenitgehalt im Ausgangszustand ausreichend zu stabilisieren. Mn erhöht dabei gemeinsam mit Kohlenstoff, Aluminium und Silicium die Stapelfehlerenergie. Diese muss auf einen Mindestwert von 15 mJ/m2 gebracht werden, um den Austenit bei Raumtemperatur und darüber während einer Verformung ausreichend zu stabilisieren. Durch die Stabilisierung des Austenits bleibt dieser auch nach einer Verformung bestehen und es bilden sich "Zwillinge", wodurch der Stahl ein optimiertes Verfestigungs- und Dehnungsverhalten bei plastischer Verformung im kalten Zustand aufweist. Dieser Effekt ist als TWIP Effekt (Twinning induced plasticity) bekannt und macht Stahlflachprodukte der zu verformenden Art insbesondere zur Herstellung von Karosseriebauteilen, Fahrwerksbauteilen, Antriebskomponenten, Strukturbauteilen und desgleichen bekannt, die im Fall eines Crashs hohe kinetische Energien aufnehmen und in Verformungsenergie ableiten müssen. Da Austenit mehr Gleitliniensysteme besitzt als eine kubischraumzentrierte Phase, bietet dieser ein viel höheres Umformvermögen. Das maximale Ziehverhältnis ß ist direkt vom Umformvermögen abhängig. Der Austenit muss daher auch bei erhöhten Temperaturen stabil sein, da sonst eine zweite Phase bei der Umformung gebildet werden kann und das maximale Ziehverhältnis ß niedriger ausfallen würde. Indem der Mn-Gehalt von erfindungsgemäß zu verarbeitenden Stahlflachprodukten auf mindestens 18 Gew.-% gesetzt wird, ist eine ausreichende Austenitstabilität und damit ein ausreichendes Ziehverhältnis gesichert. Gleichzeitig kann der Mn-Gehalt auf höchstens 20 Gew.-% begrenzt werden, um eine betriebssichere Herstellung bei gleichzeitig optimierten Gebrauchseigenschaften zu gewährleisten. Dies lässt sich insbesondere dadurch erzielen, dass der Mn-Gehalt auf maximal 19,2 Gew.-% beschränkt wird, wobei sich Mn-Gehalte von mindestens 18,8 Gew.-% im Hinblick auf die positiven Einflüsse dieses Legierungselements als besonders vorteilhaft herausgestellt haben.
  • Silicium ist im Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt bestehen kann, in Gehalten von 0,2 - 0,5 Gew.-% vorhanden, um die Stapelfehlerenergie zu erhöhen und stabilen Austenit auch nach der Umformung im Gefüge des Stahlflachprodukts zu erhalten, welches zu einem guten maximalen Ziehverhältnis des Stahlflachprodukts beiträgt. Hierzu sind mindestens 0,2 Gew.-% Si erforderlich. Liegt der Si-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-%, können dagegen Unreinheiten im Gefüge entstehen, durch die das maximale Ziehverhältnis verschlechtert würde. Um diesen Effekt sicher zu vermeiden, kann der Si-Gehalt auf max. 0,45 Gew.-% begrenzt werden.
  • Aluminium ist im Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt bestehen kann, in Gehalten von 1,1 - 1,35 Gew.-% vorhanden, wobei sich Gehalte von höchstens 1,3 Gew.-% als in der Praxis besonders zweckmäßig herausgestellt haben. Die Wirkung von Aluminium besteht dabei ebenfalls in der Stabilisierung des Austenits im Gefüge des Stahls vor und während der Umformung. Gleichzeitig dient Al als Wasserstoffsenke, um die Neigung des Stahls zu einer wasserstoffinduzierten verzögerten Rissbildung zu vermindern. Bei zu geringen Al-Gehalten werden diese Effekte nicht erreicht. Beim Tiefziehen, also bei der Ausnutzung des maximalen Ziehverhältnisses ß, ist die Gefahr der verzögerten Rissbildung durch Anlagerung von Wasserstoff am höchsten. Die Obergrenze des Al-Gehalts ist auf 1,35 Gew.-%, insbesondere 1,3 Gew.-% beschränkt, um eine betriebssichere Stahlerzeugung zu ermöglichen.
  • Chrom ist im Stahl eines erfindungsgemäß zu verformenden Stahlflachprodukts in Gehalten von 1,4 - 2,4 Gew.-% vorhanden, um wiederum den Austenit im Gefüge des Stahls bei Raumtemperatur zu stabilisieren. Dieser Effekt wird bei Gehalten von mindestens 1,4 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,5 Gew.-%, erreicht. Um einen negativen Einfluss von Cr auf die Stapelfehlerenergie zu vermeiden, ist gleichzeitig der Cr-Gehalt des Stahls auf höchstens 2,4 Gew.-% beschränkt, wobei sich negative Auswirkungen der im Hinblick auf die Austenitstabilisierung gewünschten Anwesenheit von Cr dadurch besonders sicher vermeiden lassen, dass der Cr-Gehalt auf höchstens 1,7 Gew.-% beschränkt wird.
  • Titian und Niob können in dem Stahl, aus dem die erfindungsgemäß umzuformenden Stahlflachprodukte bestehen können, in Gehalten von bis zu 0,05 Gew.-% vorhanden sein. Titan und Niob tragen zur Kornfeinung durch Nitrid-, Karbid- und Karbonitridbildung bei, was zur Festigkeitssteigerung beiträgt. Ein Niob-Gehalt oberhalb von 0,05 Gew.-% zeigt keine weiteren Vorteile hinsichtlich der Festigkeitssteigerung. Aus Kostengründen ist der Niob-Gehalt auf 0,05 Gew.-% eingeschränkt. Titan-Gehalte oberhalb von 0,05 Gew.-% führen zu groben Titankarbiden, was die Bruchdehnung negativ beeinflusst, weshalb der Titan-Gehalt auf 0,05 Gew.-% begrenzt ist. Der positive Einfluss von Ti auf die Festigkeit des Stahls lässt sich dabei insbesondere dann nutzen, wenn der Ti-Gehalt mindestens 0,018 Gew.-% beträgt, wobei sich hier optimale Wirkungen bei einem auf 0,022 Gew.-% beschränkten Ti-Gehalt ergeben.
  • Ebenso kann Vanadium im Stahl, aus dem die erfindungsgemäß umzuformenden Stahlflachprodukte bestehen können, in Gehalten von bis zu 0,15 Gew.-% vorhanden sein. Vanadium bildet nach dem Warmwalzen auf der Kühlstrecke und auch in einer Glühbehandlung feinste Karbide, die stark festigkeitssteigernd wirken, ohne die Dehnung des Stahls maßgeblich herabzusetzen, da sie vor allem kornfeinend wirken. Die Streckgrenze steigt durch diese Karbide ebenfalls stark an, was besonders nützlich für Fahrwerksanwendungen ist. Besonders geeignet für die Herstellung von Stahlflachprodukten, die im warmgewalzten Zustand in erfindungsgemäßer Weise umgeformt werden sollen, sind Stähle, bei denen der V-Gehalt auf 0,05 Gew.-% beschränkt ist. Soll dagegen aus einem erfindungsgemäß vorgeschlagenen Stahl ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt werden, das anschließend in erfindungsgemäßer Weise umgeformt wird, so haben sich V-Gehalte von
    0,05 - 0,15 Gew.-% als vorteilhaft erwiesen. Hier wirkt sich der positive Einfluss der Anwesenheit von V dann besonders aus, wenn der V-Gehalt des Stahls mindestens 0,11 Gew.-% beträgt. Ein optimales Verhältnis aus Legierungskosten zur Wirkung ergibt sich dabei dann, wenn der V-Gehalt auf höchstens 0,13 Gew.-% beschränkt ist.
  • Stickstoff führt im Stahl, aus dem die erfindungsgemäß zu verarbeitenden Stahlflachprodukte erfindungsgemäß bestehen können, zu einer Reduzierung des freien V-Gehalts sowie zur Bildung von Aluminiumnitriden. Aluminiumnitride beeinflussen den Werkstoff dahingehend, dass der Werkstoff zu Sprödbruchverhalten neigt und das maximal erreichbare maximale Ziehverhältnis ß herabgesetzt wird. Um dies zu vermeiden, ist der N-Gehalt des Stahls auf höchstens 0,03 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,015 Gew.-% beschränkt.
  • Das optional im Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verarbeitendes Stahlflachprodukt bestehen kann, vorhandene Bor bewirkt eine Erhöhung der Duktilität bei erhöhten Temperaturen von z.B. 800 - 1100 °C, wie sie beim Warmwalzen gegeben sind. Dadurch ist die Gefahr der Kantenrissbildung im Warmband reduziert. Zudem wirkt Bor kornfeinend, was zur Festigkeitssteigerung beiträgt. Um diese positive Wirkung von B nutzen zu können, sollte der erfindungsgemäß vorgesehene Stahl mindestens 0,001 Gew.-% B enthalten. Bei Gehalten von mehr als 0,005 Gew.-% kann dagegen keine Steigerung der positiven Wirkung von B mehr festgestellt werden.
  • Gehalte an P, S und sonstigen Elementen, wie Mo, Cu, As und Sn, werden im gemäß der Erfindung für ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt vorgesehenen Stahl den unvermeidbaren Verunreinigungen zugerechnet, die im Zuge der Stahlerzeugung unvermeidbar in den Stahl gelangen oder aufgrund des gewählten Ausgangsmaterials (Schrott) unvermeidbar in ihm erhalten bleiben. Phosphor wirkt sich dabei ungünstig auf die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäß zu verarbeitenden Stahlflachprodukts aus.
  • Zudem begünstigt Phosphor die Bildung unerwünschter Seigerungen in der Stahlschmelze, was zu Materialinnenfehlern führen kann. Der P-Gehalt soll daher so gering wie möglich sein, jedenfalls 0,03 Gew.-% nicht überschreiten. Schwefel wirkt sich ebenfalls negativ auf die Gebrauchseigenschaften des Stahlflachprodukts aus. Sein Maximalgehalt ist daher auf 0,005 Gew.-% beschränkt. Die Gehalte an anderen unvermeidbaren Verunreinigungen, auch solchen, die hier nicht explizit genannt sind, sollten so gering wie möglich sein, jedenfalls unterhalb der Gehaltsgrenze liegen, ab der sie bezogen auf die hier betrachtete Stahlzusammensetzung legierungstechnisch wirksam werden könnten. Vorteilhafterweise wird in dieser Hinsicht bei der Legierung eines erfindungsgemäß vorgesehenen Stahls der Mo-, As- und Sn-Gehalt jeweils auf höchstens 0,05 Gew.-%, der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-% und der Ni-Gehalt auf höchstens 0,7 Gew.-% beschränkt.
  • Der erfindungsgemäß als Werkstoff für die erfindungsgemäß zu verformenden Stahlflachprodukte vorgesehene und in der voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzte Stahl weist bei einer Verformung im Temperaturbereich von 20 - 400 °C einen temperaturunabhängigen TWIP-Effekt auf, derart, dass mindestens 95 % des Verformungsgrades durch Zwillingsbildung geprägt ist. In dem für die erfindungsgemäß zu verformenden Stahlflachprodukte vorgesehenen Stahl, bestehend aus den erfindungsgemäßen Werkstoffen, tritt kein nachweisbarer TRIP-Effekt auf, d.h. es findet keine verformungsinduzierte Umwandlung des Austenits in den Martensit statt. Der Stahl erreicht im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892 eine Streckgrenze Rp0,2 von typischerweise 370 - 600 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von typischerweise 700 - 900 MPa und eine Bruchdehnung A5 von mehr als 50 %.
  • Die Stapelfehlerenergie liegt bei erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlflachprodukten im für Stähle mit TWIP-Eigenschaften typischen Bereich von 20 - 60 [mJ/m2]. Dabei weisen die Stahlflachprodukte bei Raumtemperatur ein stabiles austenitisches Gefüge auf.
  • Das maximale Ziehverhältnis ß von in der voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzten Hoch-Mangan-Stählen beträgt bei Raumtemperatur, d.h. bei 15 - 35 °C, typischerweise 2,12 und liegt damit deutlich unter dem Mindestwert von 2,20, der üblicherweise für das maximale Ziehverhältnis ß von für das Tiefziehen geeigneten Stählen gefordert wird. Durch die erfindungsgemäß vorgesehene und im Umformwerkzeug vorgesehene Erwärmung des jeweils zu verformenden Stahlflachprodukts erreicht der Stahl jedoch maximale Ziehverhältnisse ß, die im Bereich von 2,24 - 2,28 und damit sicher oberhalb der kritischen Grenze von 2,20 liegen.
  • Das durch derartige maximale Ziehverhältnisse ß im erfindungsgemäß vorgegebenen Umformtemperaturbereich gekennzeichnete optimierte Umformverhalten von Hoch-Manganhaltigen Stählen der hier in Rede stehenden Art erlaubt es, entsprechend erwärmte, aus solchen Stählen bestehende Stahlflachprodukte im Napfziehversuch nach Swift (Chung, S.Y., Swift, H.W. (1951), Cup drawing from a Flat Blank: Part I: Experimental Investigations, Part II: Analytical Investigations. Proceedings of the Institution of mechanical engineers, 165, 1951) mit Ziehgeschwindigkeiten von bis zu 150 mm/s umzuformen. Darüber liegende Ziehgeschwindigkeiten sollten vermieden werden, da dies zu einer zu starken adiabaten Erwärmung des Werkstücks und damit einhergehend zu einer zu starken Veränderung der Umformeigenschaften führen könnte.
  • Zur Ermittlung des maximalen Ziehverhältnisses ß kann der in Fig. 2 dargestellte Versuchsaufbau gemäß den nachfolgenden Erläuterungen verwendet werden, anhand derer auch der Ablauf des erfindungsgemäßen Verfahrens in der Praxis nachvollzogen werden kann.
  • Als umzuformende Stahlflachprodukte werden aus dem jeweiligen Stahlflachprodukt herausgetrennte Ronden R mit Ausgangsdurchmessern D0 von 90, 100, 110 und 120 mm und einer Dicke von 2,0 mm bereitgestellt.
  • Die Ronden R werden entsprechend den unterschiedlichen Prüftemperaturen mit einem Schmierstoffsystem präpariert. Dabei kommt im Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur bis einschließlich 150 °C Ziehfolie aus PVC in einer Dicke von 75 µm in Kombination mit Öl, beidseitig auf der Probe aufgebracht, zur Anwendung. Oberhalb von 150 °C, also bei den untersuchten Temperaturen 200 °C, 250 °C und 300 °C, wird die PVC-Folie durch eine 100 µm dicke PTFE-Folie in Kombination mit Pflanzenöl ersetzt.
  • Für die als Napfziehversuche durchgeführten Umformversuche kann als Umformmaschine eine Erichsen Universal-Blechprüfmaschine verwendet werden. Wie aus Fig. 2 ersichtlich, hat der zylindrische Stempel 1 einer solchen Maschine einen Durchmesser dp von 50 mm und einen Kantenradius von rp = 5 mm. Der Stempel 1 wird mit einer Geschwindigkeit von 1 mm/s in die jeweilige Ronde R gedrückt. Die Ronde R wird dazu zwischen einem beheizbaren Niederhalter 2 und einer beheizbaren Matrize 3 eingeklemmt, die einen Durchmesser dd = 55,60 mm und einen Kantenradius rd = 5 mm aufweist. Die Niederhalterkraft NK lässt sich mit einer Genauigkeit von 1 kN im Bereich zwischen 5 kN und 400 kN einstellen.
  • Für die Versuche werden die Umformwerkzeuge 1,2,3 in der Warmzugvorrichtung auf die jeweilige Umformtemperatur Tu aufgeheizt. Ein Temperatursensor an der Warmzugvorrichtung ermöglicht die Temperaturmessung bzw. -Steuerung der Temperatur der Warmzugvorrichtung. Nach Erreichen der Soll-Umformtemperatur Tu wird die jeweils präparierte Ronden-Probe in die Warmzugvorrichtung eingelegt und zentriert. Die Ronden-Probe hat dabei Raumtemperatur (20 °C). Anschließend wird der Niederhalter auf den Rondenrand abgesenkt.
  • Durch den Kontakt mit der Matrize und dem Niederhalter wird die jeweilige Ronde nun in der Umformeinrichtung auf die Umformtemperatur Tu aufgeheizt. Um die Probentemperatur exakt messen zu können, kann zwischen der jeweiligen Ronden-Probe R und der Matrize 3 ein Thermoelement eingeklemmt werden.
  • Durch den Kontakt mit dem Niederhalter 2 und der Matrize 3 wird die Ronde R auf die jeweilige Umformtemperatur Tu aufgeheizt. Die Steuerung der Maschine und Aufzeichnung der Messwerte erfolgt computergestützt mittels einer geeigneten Software. Die Versuchsparameter Ziehkraft, Niederhalterkraft, Stempelweg und Prüfzeit werden kontinuierlich aufgezeichnet.
  • Im Anschluss an die Versuche werden die aus den Ronden R erzeugten Näpfchen-Proben in die drei möglichen Fälle "Bodenreißer", "Gutteil" und "Faltenbildung" kategorisiert. Gutteile zeichnen sich dadurch aus, dass sie weder Faltenbildung noch Bodenreißer aufweisen. Dann wird für jedes der Gutteile das Ziehverhältnis ß = D0/dp bestimmt. Das maximale Ziehverhältnis ß entspricht dann dem Maximum der ermittelten Ziehverhältnisse.
  • Zum Nachweis der Wirksamkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in der voranstehend allgemein für die Ermittlung des maximalen Ziehverhältnisses ß erläuterten Weise Näpfchen aus warmgewalzten Ronden R gezogen worden, die aus dem in Tabelle 1 angegebenen Stahl A bestehen, wobei hier zu den Verunreinigungen legierungstechnisch unwirksame Gehalte an P, S, N, Cu, Mo, Ti, Nb, Ni, B und As zählen. Anhand der Ergebnisse dieser Versuche ist das in Fig. 1 dargestellte Diagramm erstellt worden.
  • Eine weitere für die Herstellung von Stahlflachprodukten, die als Warmband in erfindungsgemäßer Weise zu Bauteilen umgeformt werden, typische Stahllegierung ist der in Tabelle 1 ebenfalls angegebene Stahl B, wobei in diesem Fall zu den Verunreinigungen legierungstechnisch unwirksame Gehalte an P, S, N, Cu, Mo, V, Ti, Nb, Ni, B und As zählen.
  • Hoch-Mangan-Stähle der hier in Rede stehenden Art werden üblicherweise in einem Elektrostahlwerk erschmolzen, da hier der Reinheitsgrad der zugeführten Materialien am höchsten ist und Pfannenöfen für die Sekundärmetallurgie benötigt werden. Die im Elektrolichtbogenofen erzeugte Schmelze wird nach dem Abstechen und Abschlacken zwecks Zulegierung der hohen Mangangehalte in Pfannenöfen verteilt, die sinnvoller Weise über eine Frischeinrichtung verfügen. Optimaler Weise ist bei den Pfannenöfen auch eine Entgasungseinrichtung vorgesehen, um die benötigten Kohlenstoff- und Schwefelanteile einzustellen.
  • Für die Weiterverarbeitung der Schmelze stehen verschiedene Routen zur Verfügung.
  • Gemäß der einen Route wird die Schmelze im ein- oder mehrsträngigen Strangguss zu Brammen vergossen. Dabei wird die Schmelze durch eine Stranggusskokille geleitet. Von den gegossenen Strängen werden durch Querteilen Brammen mit der gewünschten Einsatzlänge abgeteilt.
  • Alternativ zu dieser Vorgehensweise können auch Warmbreitband-Brammen eingesetzt werden. Diese werden ebenfalls durch Strangguss, wie voranstehend beschrieben, hergestellt, und anschließend mittig oder vorzugsweise außermittig durch Brennschneiden längsgeteilt. Durch ein außermittiges Brennschneiden kann der Anschnitt der Kernseigerung vermieden werden. Anschließend müssen die durch das Brennschneiden entstandenen Brennbärte mittels Schleifen entfernt werden. Bei starker Rissbildung auf der Brennfläche können ebenfalls die gebrannten Flächen geschliffen werden.
  • Anstelle von Strangguss können auch Blockguss-Kokillen eingesetzt werden. Die gegossenen Blöcke können nun mittels Vorblocken auf einer Block-Brammen-Straße auf ein rechteckiges und an der Warmbandstraße einsetzbares Brammenmaß geblockt werden.
  • Die jeweils erhaltenen, aus dem jeweiligen Hoch-Mangan-Stahl bestehenden Brammen werden für 2 - 5 Stunden in einen Hubbalken- oder anderweitigen Erwärmungsofen eingesetzt und auf eine Temperatur von 1200 - 1300 °C erwärmt, wobei die typische Zielerwärmungstemperatur bei 1280 °C liegt.
  • Nach dem Ofenaustrag werden die Brammen entzundert und in eine mit typischerweise sieben Warmwalzgerüsten ausgestattete Warmwalzstraße eingefahren. Das Warmwalzen findet dann in einem Temperaturbereich von 1150 °C bis 850 °C statt und liefert Warmband mit einer Dicke von 1,5 - 16 mm. Die Breite des erhaltenen Warmbands liegt in der Praxis typischerweise bei 300 - 690 mm.
  • Das aus der Warmwalzstraße austretende Warmband wird auf einer Kühlstrecke mittels Wasserstrahlen auf Temperaturen von 350 °C bis 650 °C abgekühlt, um die Bildung gröberer Ausscheidungen zu unterbinden und die durch das Walzen eingestellten Korngrößen zu konservieren.
  • Nach der Abkühlung wird das warmgewalzte Band zu Coils aufgewickelt. Diese Coils werden nun zur Steuerung des Zunderschichtaufbaus und zur Vermeidung von Ausscheidungswachstum in ein Duschlager gestellt. Hier kühlen die Coils innerhalb von max. 2 Tagen auf Umgebungstemperatur ab. Alternativ können die Coils auch an der Luft ohne Duschvorrichtung abkühlen, um einen langsameren Abkühlverlauf darzustellen. Hierdurch kann die Entstehung von inneren Spannungen, zu denen es bei einer zu schnellen Abkühlung kommen könnte, vermieden werden.
  • Die Coils können bereits vor Erreichen der Raumtemperatur, spätestens aber zu diesem Zeitpunkt in eine Salzsäurebeize überführt werden, um den auf der Bandoberfläche noch vorhandenen Restzunder zu entfernen. Die Beizbadtemperatur wird auf 50 bis 89 °C eingestellt. Der Einsatz von Inhibitoren ist zur Steuerung des Beizabtrags möglich.
  • Erforderlichenfalls kann aus dem so erhaltenen warmgewalzten Band in konventioneller Weise in einem oder mehreren Kaltwalzschritten ein kaltgewalztes Band erzeugt werden, wobei das erhaltene Band nach dem Kaltwalzen oder zwischen den einzelnen Kaltwalzstufen eine Glühung durchläuft, um während des Kaltwalzens entstandene Verfestigungen abzubauen und die Tiefzieheignung zu sichern.
  • In Tabelle 2 sind die Ergebnisse und Bedingungen von Versuchen aufgeführt, die an aus der Schmelze A bestehenden Proben 1 - 10 vorgenommenen worden sind. Die Proben 1 und 2 sind demnach nicht erfindungsgemäß, weil der erfindungsgemäß für das maximale Ziehverhältnis ß geforderte Mindestwert von 2,20 nicht erreicht wurde. Probe 10 weist zwar ein sehr gutes maximales Ziehverhältnis ß auf. Allerdings kam es hier zu Problemen bei der Versuchsdurchführung, weil sich bei der dort gewählten Umformtemperatur bereits das als Ziehöl eingesetzte Pflanzenöl zersetzte.
  • Auf Grundlage der in Tabelle 2 wiedergegebenen Versuchsergebnisse ist das in Fig. 1 dargestellte Diagramm erstellt worden, in dem für den Stahl A das maximale Ziehverhältnis ß über die Umformtemperatur Tu aufgetragen ist. Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen Tabelle 1
    Stahl C Si Mn P S Al Cr Cu V N Ni Ti
    A 0,417 0,38 18,8 0,029 0,001 1,3 2,4 0,16 0,12 0,0077 0,68 0,02
    B 0,40 0,35 18,9 0,022 0,002 1,29 2,37 0,05 0,01 0,008 0,08 0,012
    Tabelle
    Probe Nr. Stahl Umformtemperatur Erreichtes maximales ZiehVerhältnis β Ziehtiefe Niederhalterkraft Haltezeit Verweilzeit Ziehöl Erfindungsgemäß ?
    [°C] [-] [mm] [kN] [s] [s] [-]
    1 A 20 2,12 30,15 5-15 0,5 3 PVC-Folie 75 µm + mineralisches Öl nein
    2 A 50 2,18 31,65 5-65 0,5 3 PVC-Folie 75 µm + mineralisches Öl nein
    3 A 100 2,24 33,15 5-400 0,5 3 PVC-Folie 75 µm + mineralisches Öl ja
    4 A 150 2,26 33,65 10-400 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl ja
    5 A 180 2,28 34,15 10-400 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl ja
    6 A 200 2,28 34,15 10-400 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl ja
    7 A 250 2,28 34,15 200 - 225 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl ja
    8 A 300 2,28 34,15 50 - 375 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl ja
    9 A 350 2,30 34,65 25 - 350 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl Ja
    10 A 370 2,34 35,65 10-400 0,5 3 PTFE-Folie 100 µm + Pflanzenöl nein

Claims (12)

  1. Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem Stahlflachprodukt, das aus einem Mangan-Stahl besteht, bei dem das Stahlflachprodukt in ein Umformwerkzeug eingelegt und in dem Umformwerkzeug zu dem Bauteil verformt wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Produkttemperatur des Stahlflachprodukts beim Einlegen in das Umformwerkzeug der Umgebungstemperatur entspricht, dass die Produkttemperatur im Umformwerkzeug auf eine 100 - 350 °C betragende Umformtemperatur erhöht wird, dass anschließend das so erwärmte Stahlflachprodukt im Umformwerkzeug zu dem Bauteil umgeformt wird und dass schließlich das erhaltene Bauteil aus dem Umformwerkzeug entnommen wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil unmittelbar nach Abschluss des Umformvorgangs aus dem Umformwerkzeug entnommen wird.
  3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Umformtemperatur mindestens 100 °C beträgt.
  4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Umformtemperatur mindestens 180 °C beträgt.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Umformtemperatur höchstens 250 °C beträgt.
  6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltezeit, die zwischen dem Ende der Umformung des Stahlflachprodukts und der Entnahme des Bauteils aus dem Umformwerkzeug vergeht, höchstens eine Sekunde beträgt.
  7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl, aus dem die umzuformenden Stahlflachprodukte bestehen, mindestens 18 Gew.-% Mn enthält.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl, aus dem ein erfindungsgemäß zu verformendes Stahlflachprodukt bestehen kann, folgende Zusammensetzung aufweist (in Gew.-%):
    C: 0,37 - 0,43 %,
    Mn: 18 - 20 %,
    Si: 0,2 - 0,5 %,
    Al: 1 - 1,35 %,
    Cr: 1,4 - 2,4 %,
    Ti: bis zu 0,05 %,
    Nb: bis zu 0,05 %,
    V: bis zu 0,15 %,
    N: bis zu 0,015 %,
    B: bis zu 0,005 %,
    Ni: bis zu 0,7 %,
    P: bis zu 0,03 %,
    S: bis zu 0,005 %,
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt des Stahls mindestens 18,8 Gew.-% oder höchstens 19,2 Gew.-% beträgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Cr-Gehalt des Stahls mindestens 1,5 Gew.-% oder höchstens 1,7 Gew.-% beträgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt mindestens 0,018 Gew.-% oder höchstens 0,022 Gew.-% beträgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt mindestens 0,11 Gew.-% oder höchstens 0,13 Gew.-% beträgt.
EP16188522.3A 2015-09-17 2016-09-13 Verfahren zum herstellen eines bauteils aus einem stahlflachprodukt Withdrawn EP3144077A1 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102015115726.8A DE102015115726B4 (de) 2015-09-17 2015-09-17 Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem Stahlflachprodukt

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP3144077A1 true EP3144077A1 (de) 2017-03-22

Family

ID=56920625

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP16188522.3A Withdrawn EP3144077A1 (de) 2015-09-17 2016-09-13 Verfahren zum herstellen eines bauteils aus einem stahlflachprodukt

Country Status (2)

Country Link
EP (1) EP3144077A1 (de)
DE (1) DE102015115726B4 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR3096908A1 (fr) * 2019-06-07 2020-12-11 Safran Aircraft Engines Procédé de realisation d’une pièce renforcée mecaniquement

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2829775A1 (fr) * 2001-09-20 2003-03-21 Usinor Procede de fabrication de tubes roules et soudes comportant une etape finale d'etirage ou d'hydroformage et tube soude ainsi obtenu
DE102004061284A1 (de) 2003-12-23 2005-07-28 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
DE102008020757A1 (de) 2007-04-30 2008-11-06 Volkswagen Ag Verfahren zur Umformung von Blechwerkstücken aus Eisen-Mangan-Stahl
DE102007060612A1 (de) * 2007-12-13 2009-06-18 Schondelmaier Gmbh Presswerk Verfahren zum Umformen von Stahl
EP2641991A1 (de) * 2010-11-18 2013-09-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Hochfeste stahlplatte mit hervorragender formbarkeit, heissarbeitsverfahren und heissbearbeitete automobilteile
DE102011121679B4 (de) 2011-12-13 2014-01-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Leichtbaustahl

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2829775A1 (fr) * 2001-09-20 2003-03-21 Usinor Procede de fabrication de tubes roules et soudes comportant une etape finale d'etirage ou d'hydroformage et tube soude ainsi obtenu
DE102004061284A1 (de) 2003-12-23 2005-07-28 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
DE102008020757A1 (de) 2007-04-30 2008-11-06 Volkswagen Ag Verfahren zur Umformung von Blechwerkstücken aus Eisen-Mangan-Stahl
DE102007060612A1 (de) * 2007-12-13 2009-06-18 Schondelmaier Gmbh Presswerk Verfahren zum Umformen von Stahl
EP2641991A1 (de) * 2010-11-18 2013-09-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Hochfeste stahlplatte mit hervorragender formbarkeit, heissarbeitsverfahren und heissbearbeitete automobilteile
DE102011121679B4 (de) 2011-12-13 2014-01-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Leichtbaustahl

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CHUNG, S.Y.; SWIFT, H.W.: "Cup drawing from a Flat Blank: Part I: Experimental Investigations, Part II: Analytical Investigations", PROCEEDINGS OF THE INSTITUTION OF MECHANICAL ENGINEERS, 1951, pages 165
DOEGE, E.; BEHRENS, B.-A.: "Handbuch Umformtechnik, Hannover", 2010, SPRINGER VERLAG, pages: 319

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR3096908A1 (fr) * 2019-06-07 2020-12-11 Safran Aircraft Engines Procédé de realisation d’une pièce renforcée mecaniquement

Also Published As

Publication number Publication date
DE102015115726B4 (de) 2018-08-02
DE102015115726A1 (de) 2017-03-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2655673B1 (de) Verfahren zum erzeugen gehärteter bauteile
DE102008051992B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks, Werkstück und Verwendung eines Werkstückes
EP2366035B1 (de) Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben
EP3083239B1 (de) Stahlflachprodukt für bauteile für eine fahrzeugkarosserie
DE69617002T4 (de) Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit
DE102010034161B4 (de) Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus Leichtbaustahl mit über die Wanddicke einstellbaren Werkstoffeigenschaften
EP2163659B1 (de) Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl
EP3535431B1 (de) Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
EP4339304A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahlflachprodukten und stahlflachprodukt
DE60207591T2 (de) Verfahren zur herstellung von geschweissten röhren und dadurch hergestelltes rohr
EP2905348B1 (de) Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
DE102005014298A1 (de) Panzerung für ein Fahrzeug
WO2019223854A1 (de) Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung
DE69814896T2 (de) Stahl und wärmebehandeltes werkzeug, hergestellt in einem integrierten pulvermetallurgischem prozess und die nutzung eines solchen stahles für werkzeuge
EP2840159B1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
DE102010056264C5 (de) Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile
DE69525730T2 (de) Chromstahlplatte mit hervorragender pressbarkeit
EP2535430B1 (de) Werkzeugstahl für höher beanspruchte Warmumformungswerkzeuge sowie dessen Herstellungsprozess
DE112008001181B4 (de) Verwendung einer Stahllegierung für Achsrohre sowie Achsrohr
DE102015115726B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem Stahlflachprodukt
DE3885222T2 (de) Werkstoffe mit variabler stärke, geformt mittels schnellverformung.
KR20200061513A (ko) 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
DE102018132901A1 (de) Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
KR20230094389A (ko) 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2020187419A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachproduktes mit unterschiedlichen eigenschaften, ein entsprechend warmgewalztes stahlflachprodukt sowie eine entsprechende verwendung

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION HAS BEEN PUBLISHED

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA ME

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: THYSSENKRUPP HOHENLIMBURG GMBH

Owner name: THYSSENKRUPP AG

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20170822

RBV Designated contracting states (corrected)

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

17Q First examination report despatched

Effective date: 20190524

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20210316

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION HAS BEEN WITHDRAWN

18W Application withdrawn

Effective date: 20210525