EP3573826A1 - Stahlwerkstoffverbund mit inhomogener eigenschaftsverteilung - Google Patents

Stahlwerkstoffverbund mit inhomogener eigenschaftsverteilung

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Publication number
EP3573826A1
EP3573826A1 EP17706161.1A EP17706161A EP3573826A1 EP 3573826 A1 EP3573826 A1 EP 3573826A1 EP 17706161 A EP17706161 A EP 17706161A EP 3573826 A1 EP3573826 A1 EP 3573826A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
weight
strength
ferritic
composite
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Withdrawn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
EP17706161.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Jens-Ulrik Becker
Stefan Myslowicki
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 Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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 Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3573826A1 publication Critical patent/EP3573826A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a composite steel material comprising a core layer of a high-strength or high-strength steel and a cohesively bonded to the core layer cover layer of ferritic chemically resistant steel on one or both sides of the core layer. Furthermore, the present invention relates to the use of a layer of ferritic chemically resistant steel as a support on a high-strength or high-strength steel layer core to improve the bending properties of the steel material composite, and a method for producing a steel composite material, as indicated above, and its use in vehicle structures.
  • EP 2 886 332 A1 is incorporated herein by reference Flat steel product in the form of a multilayer material composite
  • Press hardening leads to an uptake of hydrogen from the furnace atmosphere, which is then stored in the material. This hydrogen can no longer escape and may eventually lead to a critical hydrogen content, which then, in interaction with the strength achieved during curing, may favor the occurrence of hydrogen-induced cracks.
  • alloyed alloying elements aluminum and silicon are resistant to high-temperature oxidation.
  • the abovementioned alloying elements ensure by their ability a dense, firmly adhering scale layer on the
  • a first aspect of the present invention relates to
  • a composite steel material comprising a core layer of a high-strength or high-strength steel and a cohesively bonded to the core layer cover layer of ferritic chemically resistant steel on one or both sides of the core layer.
  • Present invention understood a steel having a tensile strength of at least 1000 MPa and in particular of at least 1200 M Pa in the tempered, in particular in the cured state.
  • steels having a minimum chromium content of 10% by weight, based on the total weight are considered as "ferritic chemically resistant steel".
  • a preferred chromium content a range of about 12 to 30% by weight can be given.
  • the core layer preferably has a covering layer of ferritic chemically resistant steel on both sides. Furthermore, one or both outer layers of the steel composite material can be coated on the respective
  • the ferritic chemically resistant steel contains a content of ⁇ 0.07% by weight of carbon, ⁇ 1% by weight of manganese, 12 to 30% by weight of chromium, ⁇ 7% by weight of molybdenum, in each case ⁇ 0.05 %
  • phosphorus and sulfur ⁇ 0.5% by weight silicon, ⁇ 0.5% by weight aluminum, and in each case ⁇ 1% by weight titanium, niobium, vanadium and zirconium, titanium, niobium, vanadium and zirconium in total account for> 0.1% by weight, and the remainder being iron and
  • Has vanadium and / or zirconium in total which is greater than unavoidable impurities, and in particular in the range of 0, 1 to 2.0 wt .-%, preferably 0.25 to 1.5 wt .-% and particularly preferably 0, 3 to 1.2 wt .-%, based on the total amount of titanium, niobium, vandium and zirconium, is.
  • the elements titanium, niobium, vanadium and / or zirconium by virtue of their preferred binding to carbon over chromium, ensure that the corrosion-relevant free chromium content is not reduced by carbide formation.
  • the contents of ⁇ 0.05% by weight and in particular ⁇ 0.04% by weight are preferred for the ferritic chemically resistant steel and ⁇ 0.03% by weight are still further prefers.
  • the reduction of carbon contributes in combination with the
  • the ferritic chemically resistant steel prefferably has a chromium content of> 12% by weight, in particular> 16% by weight and preferably> 20% by weight.
  • Aluminum and / or silicon may also be included only as an impurity and / or normal companion. Due to this limitation, it is possible to form a particularly well-adhering, dense oxide layer (characteristic of high-temperature protection). be substantially prevented, since this layer in the production processes (hot rolling, press hardening) would lead to a very expensive or insufficiently removable surface occupancy, which is very disadvantageous. Furthermore, by limiting aluminum and / or silicon, weldability can also be improved.
  • steels with the designation 1.4509, 1.4510, 1.4511 and 1.4613 which are especially not limited to these.
  • the higher or high-strength steel of the core layer advantageously has a higher carbon content of> 0.15% by weight, more preferably> 0.20% by weight and particularly preferably> 0.25% by weight.
  • Exemplary steels that can be used as the core layer include hot working steels, particularly manganese-boron steels, such as 22MnB5, 35MnB5, 37MnB4 or 40MnB4, the latter having a carbon content in the range of 0.34 to 0.40 wt . -% exhibit.
  • the carbon content may also be more than 0.4% by weight and limited to a maximum of 0.55% by weight, for example.
  • the steel of the core layer preferably also has a content of Mn and B, with a range of from 0.6 to 2% by weight and in particular from 0.8 to 1.4% by weight being given as suitable content of Mn can.
  • a favorable content of B is in the range of 0.0005 to 0.01, in particular 0.001 to 0.005 and preferably 0.002 to 0.004. It will be understood that only the properties of the alloying elements, which primarily determine the steel of the core layer, are mentioned here, and that the steel may contain other alloying elements in effective levels in order to impose certain properties in each case.
  • the steel used as core layer has in the fully cured state
  • the steel composite according to the invention is based on a cover layer of ferritic chemically resistant steel, which in turn has a lower Should have tensile strength than the steel of the core layer.
  • the ferritic chemically resistant steel has a tensile strength of ⁇ 1200 MPa, in particular of ⁇ 1000 MPa and preferably of ⁇ 800 M Pa.
  • ferritic chemically resistant steel By using a ferritic chemically resistant steel with relatively low strength ensures that the resulting steel composite is a sufficiently high ductility is taught.
  • the ferritic chemically resistant steel in the top layer due to its ferritic lattice structure, has a low solubility for carbon which is between the ambient temperature (23 ° C) and the usual
  • Carbon content of ferritic chemically resistant steel is.
  • the extent of the maximum and the extent and width of the area with lowered carbon content (in the top layer) depends on
  • an additional ductile region results in the area in comparison with known composites (see FIG. 1), via which the deformation capacity of the overall composite can be determined by the choice of Manufacturing and processing parameters and the associated
  • Tensile strength of> 1200 M Pa and in particular> 1400 M Pa on average over the total thickness of the composite or the material cross-section of the composite has.
  • the present invention is not subject to any significant limitations provided that the cover layer should have a smaller thickness than the core layer to a
  • Strength properties has favorable values.
  • a range between 2 and 15%, in particular between 4 and 10% and preferably between 5 and 8% based on the total thickness of
  • the cover layer in particular the strength of the composite is not significantly reduced compared to the strength of the monolithic (core) material.
  • the steel composite material according to the invention can have, in addition to the core layer and cover layer on the respective outer side of the steel material composite, further coatings, such as, for example, further anti-corrosion coatings.
  • the steel composite material can be hot-dip galvanized or elec- trated. Additionally or alternatively, zinc and aluminum are based
  • a core layer and only one cover layer are provided as steel composite material, wherein the cover layer or the core layer or both layers have a coating on the outside. If the steel composite consists of a core layer and two cover layers, a cover layer or both can exist
  • Cover layers have a coating on the outside.
  • a coating between the core and top layer may be provided in the context of the invention.
  • Another aspect of the present invention relates to the use of a layer of ferritic chemically resistant steel as above
  • Yet another aspect of the present invention relates to a method of producing a steel composite as described above, comprising providing a higher strength or high strength steel core layer, applying a layer of ferritic chemically resistant steel having a carbon content of ⁇ 0.07 wt. % on one or both sides of the steel of the core layer and joining the core layer and layer of ferritic chemically resistant steel under appropriate
  • Said method is expediently designed such that the joining of the steel of the core layer and the layer of ferritic chemically resistant steel takes place by hot-roll cladding.
  • the hot-roll cladding is preferably carried out at a temperature in the range of 800 ° C to 1250 ° C.
  • Another aspect of the present invention relates to one according to this
  • Another aspect of the present invention finally concerns the
  • a steel composite material as described above, in a vehicle structure and preferably in a body structure. It is particularly preferred if the use for a B-pillar, structural components in the power flow, gusset plates, seat rails, corrosion-prone components with high Strength requirements, such as chassis, tanks, crash boxes, side members or battery boxes takes place.
  • the flexibly adjustable or combinable properties of the composite material can be used particularly advantageously.
  • the steel can also be used as a composite
  • Tailored product be formed, preferably as a flexible rolled product with different thicknesses.
  • Figure 1 A shows a finish of a conventional C-steel C-steel composite material.
  • B shows the carbon concentration profile of this steel. It shows a uniformly increasing concentration profile, which leads to a uniform increase in strength over the cross section.
  • Figure 2 A shows a grinding through a chemically resistant steel (ferrite) -C-steel composite material according to the present invention. The resulting in this case carbon profile over the material cross-section B shows the
  • ferritic overlay and core material This leads to the fact that the material in addition to the core material in the initial state has another area with lowered C content (C-sink). This range will achieve a lower martensite hardness than the higher carbon unaffected core due to the lower carbon content when heating to an austenitizing temperature associated with press hardening.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoffverbund, umfassend eine Kernlage aus einem höherfesten oder hochfesten Stahl und eine stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklage aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf einer oder beiden Seiten der Kernlage. Entsprechende Stahlflachprodukte zeichnen sich durch günstige Eigenschaften in Bezug auf ihre Festigkeit, Duktilität, eine geringe Empfindlichkeit gegenüber Wasserstoff-induzierter Rissbildung sowie eine günstige Korrosionsbeständigkeit aus. Die vorliegende Erfindung betrifft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung eines entsprechenden Stahlwerkstoffverbunds sowie die Verwendung solcher Stahlwerkstoffverbunde in Fahrzeugstrukturen und insbesondere in Karosseriestrukturen.

Description

Stahlwerkstoffverbund mit inhomogener Eigenschaftsverteilung
Beschreibung
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoffverbund umfassend eine Kernlage aus einem höherfesten oder hochfesten Stahl und eine stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklage aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf einer oder beiden Seiten der Kernlage. Weiterhin betrifft die vorliegende Erfindung die Verwendung einer Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl als Auflage auf einem höherfesten oder hochfesten Stahlschichtkern zur Verbesserung der Biegeeigenschaften des Stahlwerkstoffverbundes, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlwerkstoffverbundes, wie vorstehend angegeben, und dessen Verwendung in Fahrzeugstrukturen.
Stand der Technik Bei Automobilstrukturbauteilen ist die Fertigungstechnologie mittels Presshärten von wesentlicher Bedeutung. Vielerorts gibt es Bestrebungen, die
Werkstoffpalette, die im Rahmen dieses Verfahrens zum Einsatz kommt, zu erweitern. Bei der Festigkeit/Duktilität, die bisher im Stand der Technik in vorteilhafter Weise durch Stahlwerkstoffverbunde gelöst werden konnte, spielen in zunehmendem Maße auch andere Problemstellungen, wie die Vermittlung einer Unempfindlichkeit gegenüber Delayed fracture sowie der Korrosionsschutz am fertigen Bauteil eine große Rolle.
Bei monolithischen Stahlgüten besteht das Problem, dass ein Anstieg der
Festigkeit immer mit einem Abfall der Duktilität einhergeht. Dies betrifft insbesondere Warmumformstähle, die durch den Vorgang des Presshärtens sehr hohe Festigkeiten von über 2000 MPa erreichen können und somit extrem geringe Restduktilitäten aufweisen. Aus der Schrift DE 10 2008 022 709 AI ist der Einsatz einer Verbundstruktur bekannt, die grundsätzlich dazu dienen soll, den
beschriebenen Zusammenhang zwischen Festigkeit und Duktilität zu
durchbrechen, indem ein hochfester Kernwerkstoff mit hohem Kohlenstoffgehalt von zwei im Vergleich dazu weichen Auflagen mit geringen Kohlenstoffgehalt bedeckt wird, so dass zum Beispiel bei einer Biegebelastung höhere
Gesamtdeformationen erreicht werden können.
Während der Herstellung im Rahmen eines Warmwalzplattierens und der weiteren Verarbeitung, beispielsweise im Zuge der zum Presshärten notwendigen
Erwärmung eines solchen Materials finden Diffusionsprozesse statt, die in einem gewissen Umfang einen Ausgleich des Kohlenstoffgehalts über den
Materialquerschnitt bewirken. Aufgrund der technisch angewendeten
Prozesszeiten wird der Gesamtausgleich aber nicht vollständig erreicht, sondern es kommt zur Ausbildung eines Profils mit einem Anstieg des Kohlenstoffgehalts von der Materialoberfläche hin zu dessen Kern. Dieses gleichmäßig ansteigende Konzentrationsprofil führt zu einer ebenfalls gleichmäßigen Festigkeitssteigerung über den Querschnitt, was bezüglich der Vermeidung abrupter Übergänge zwischen den Schichten (Kerbwirkung) mit Vorteilen verbunden ist.
Neben dem erwähnten Mehrlagenwerkstoff besteht auch die Möglichkeit, die Duktilität durch Abkohlprozesse während bzw. in einer Wärmebehandlung zu steigern. Hierbei kommt es prozessimmanent allerdings nur zu
Oberflächeneffekten und nicht zu einer Beeinflussung des Werkstoffs im Inneren.
Bei Werkstoffen, die gegenüber verzögerter Rissbildung empfindlich sind, kommt es in einer Wasserstoff enthaltenden Umgebung bei einer kritischen
mechanischen Belastung zur Rissbildung im Stahlwerkstoff. Um diese zu unterbinden oder zu unterdrücken, wird in der EP 2 886 332 AI ein Stahlflachprodukt in Form eines mehrschichtigen Werkstoffverbunds
vorgeschlagen, bei dem ein festerer Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,26 Gewichts-% mit einer Deckschicht aus einem Stahl mit einem geringeren Kohlenstoffgehalt von insbesondere höchstens 0, 13 Gewichts-% hergestellt wird.
Da für den Einsatzzweck "Warmumformung" eingesetzte monolithische Stähle generell und insbesondere die in der EP 2 886 332 AI beschriebenen
Werkstoffverbünde mit einem AlSi-Überzug eingesetzt werden, besteht hier der generelle Nachteil, dass dieser Überzug beim Erwärmen von Platinen zum
Presshärten zu einer Aufnahme von Wasserstoff aus der Ofenatmosphäre führt, der dann in den Werkstoff eingelagert wird . Dieser Wasserstoff kann nicht mehr entweichen und kann gegebenenfalls zu einem kritischen Wasserstoffgehalt führen, der dann in Wechselwirkung mit der beim Härten erzielten Festigkeit das Auftreten von Wasserstoff-induzierten Rissen begünstigen kann.
Die Formulierung von Stahlmaterialien mit verbesserter Korrosionsbeständigkeit stellt ebenfalls einen Gegenstand intensiver Untersuchungen dar. So wurde beispielsweise in der WO 2012/146384 AI der Einsatz von Edelstählen für die Warmumformung diskutiert. In diesem Dokument wird insbesondere der Einsatz von Werkstoffen beschrieben, die durch ihr Legierungskonzept mit den
zulegierten Legierungselementen Aluminium und Silizium beständig gegenüber einer Hoch-Temperaturoxidation sind. Die genannten Legierungselemente sichern durch ihre Fähigkeit eine dichte, fest anhaftende Zunderschicht auf der
Metalloberfläche zu bilden eine Beständigkeit des Materials gegenüber
Hochtemperaturoxidation.
Während die unterschiedlichen Problemstellungen der Anforderungen
hochfest/hohe Duktilität, Beständigkeit gegenüber verzögerter Rissbildung und Korrosionsbeständigkeit im Stand der Technik mit unterschiedlichen Methoden und Lösungsansätzen angegangen wurden, ist bisher kein Stahlmaterial bekannt, in dem alle vier Anforderungen, d. h. die der Festigkeit, der Duktilität, der geringen Empfindlichkeit gegenüber Wasserstoff-indizierter Rissbildung und der Korrosionsbeständigkeit in wünschenswerter Weise kombiniert werden können. Die vorliegende Erfindung befasst sich daher mit der Aufgabenstellung, ein Material vorzuschlagen, das allen der vier vorgenannten Anforderungen in wünschenswerter Weise gerecht wird . Darstellung der Erfindung
Demzufolge betrifft ein erster Aspekt der vorliegenden Erfindung ein
Stahlwerkstoffverbund, umfassend eine Kernlage aus einem höherfesten oder hochfesten Stahl und eine stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklage aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf einer oder beiden Seiten der Kernlage.
Unter einem "höherfesten oder hochfesten" Stahl wird im Rahmen der
vorliegenden Erfindung ein Stahl verstanden, der eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa und insbesondere von mindestens 1200 M Pa im vergüteten, insbesondere im gehärteten Zustand aufweist.
Als "ferritischer chemisch beständiger Stahl" gelten im Kontext der vorliegenden Erfindung Stähle mit einem Mindestgehalt an Chrom von 10 Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht. Als bevorzugter Chromgehalt kann ein Bereich von etwa 12 bis 30 Gew. -% angegeben werden.
Bevorzugt weist die Kernlage auf beiden Seiten eine Deckschicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf. Des Weiteren kann eine oder können beide Deckschichten des Stahlwerkstoffverbundes einen Überzug jeweils auf der
Außenseite, insbesondere einen aluminium-, zink- und/oder lackbasierten Überzug aufweisen.
Erfindungsgemäß enthält der ferritische chemisch beständige Stahl einen Gehalt von < 0,07 Gew.-% Kohlenstoff, < 1 Gew. -% Mangan, 12 bis 30 Gew. -% Chrom, < 7 Gew. -% Molybdän, jeweils < 0,05 Gew. -% Phosphor und Schwefel, < 0,5 Gew.-% Silizium, < 0,5 Gew.-% Aluminium, und jeweils < 1 Gew. -% Titan, Niob, Vanadium und Zirkon, wobei Titan, Niob, Vanadium und Zirkon in Summe einen Anteil > 0, 1 Gew.-% ausmachen, und wobei der Rest auf Eisen und
unvermeidliche Verunreinigungen entfällt. Als bevorzugter Mindestanteil von Mangan und/oder Molybdän kann jeweils ein Gehalt von 0,01 Gew. -% angegeben werden. Darüber hinaus ist
erfindungsgemäß, dass der ferritische chemisch beständige Stahl des
erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffverbundes einen Anteil an Titan, Niob,
Vanadium und/oder Zirkon in Summe aufweist, der größer ist als unvermeidliche Verunreinigungen, und insbesondere im Bereich von 0, 1 bis 2,0 Gew.-%, bevorzugt 0,25 bis 1,5 Gew. -% und besonders bevorzugt 0,3 bis 1,2 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtmenge an Titan, Niob, Vandium und Zirkon, liegt. In diesem Fall ist es nicht erforderlich, dass der ferritische chemisch beständige Stahl des Stahlwerkstoffverbundes alle vier der genannten Bestandteile enthält, sondern es ist auch möglich, dass sich der Gehalt nur durch eines, zwei oder drei der genannten Elemente ergibt. Die Elemente Titan, Niob, Vanadium und/oder Zirkon sorgen durch ihre gegenüber Chrom bevorzugte Bindung an Kohlenstoff dafür, dass der korrosionsrelevante freie Chromgehalt nicht durch Carbidbildung reduziert wird.
In Bezug auf den Kohlenstoffgehalt gelten im Rahmen der vorliegenden Erfindung für den ferritischen chemisch beständigen Stahl Gehalte von < 0,05 Gew. -% und insbesondere < 0,04 Gew.-% als bevorzugt und < 0,03 Gew. -% als weiter bevorzugt. Die Reduktion des Kohlenstoffs trägt in Kombination mit den
Legierungselementen Titan, Niob, Vanadium und/oder Zirkon dazu bei, die Carbidbildung möglichst gering und damit einhergehend den
Korrosionswiderstand möglichst hoch zu halten. Darüber hinaus gilt es für den ferritischen chemisch beständigen Stahl als bevorzugt, dass er einen Chromgehalt von > 12 Gew.-%, insbesondere > 16 Gew.-% und bevorzugt > 20 Gew.-% aufweist.
In Bezug auf den Aluminiumgehalt und/oder Siliziumgehalt gelten im Rahmen der vorliegenden Erfindung für den ferritischen chemisch beständigen Stahl des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffverbundes Gehalte von < 0,5 Gew. -% Silizium und/oder < 0,5 Gew. -% Aluminium, insbesondere < 0,4 Gew.-% Silizium und/oder < 0,4 Gew. -% Aluminium als weiter bevorzugt. Aluminium und/oder Silizium können auch nur als Verunreinigung und/oder normale Begleiter enthalten sein. Durch diese Limitierung kann die Bildung einer besonders gut haftenden, dichten Oxidschicht (Charakteristikum des Hochtemperaturschutzes) im Wesentlichen verhindert werden, da diese Schicht in den Produktionsprozessen (Warmwalzen, Presshärten) zu einer nur sehr aufwendig oder nur unzureichend entfernbaren Oberflächenbelegung führen würde, die sehr nachteilig ist. Des Weiteren kann durch die Limitierung von Aluminium und/oder Silizium auch die Schweißbarkeit verbessert werden.
Als beispielhafte Vertreter eines ferritischen chemisch beständigen Stahls, die im Kontext der vorliegenden Erfindung verwendet werden können, sind
beispielsweise Stähle, mit der Bezeichnung 1.4509, 1.4510, 1.4511 und 1.4613 zu nennen, die insbesondere nicht auf diese limitiert sind .
Der höher- oder hochfeste Stahl der Kernlage weist zweckmäßig demgegenüber einen höheren Kohlenstoffgehalt von > 0, 15 Gew. -%, weiter bevorzugt > 0,20 Gew.-% und besonders bevorzugt > 0,25 Gew. -% auf. Beispielhafte Stähle, die als Kernlage verwendet werden können, sind unter anderem Warmumformstähle, insbesondere Mangan-Bor-Stähle, wie zum Beispiel 22MnB5, 35MnB5, 37MnB4 oder 40MnB4, von denen die Letzteren einen Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,34 bis 0,40 Gew. -% aufweisen. Der Kohlenstoffgehalt kann auch mehr als 0,4 Gew.-% betragen und beispielsweise auf maximal 0,55 Gew.-% limitiert sein.
Neben Kohlenstoff weist der Stahl der Kernlage bevorzugt ebenfalls einen Gehalt an Mn und B auf, wobei als geeigneter Gehalt von Mn ein Bereich von 0,6 bis 2 Gew.-% und insbesondere 0,8 bis 1,4 Gew. -% angegeben werden kann. Ein günstiger Gehalt von B liegt im Bereich von 0,0005 bis 0,01, insbesondere 0,001 bis 0,005 und vorzugsweise 0,002 bis 0,004. Es versteht sich, dass hier nur die Eigenschaften der Legierungselemente genannt sind, die den Stahl der Kernlage vorrangig bestimmen, und dass der Stahl weitere Legierungselemente in wirksamen Gehalten enthalten kann, um jeweils bestimmte Eigenschaften auszuprägen.
Der als Kernlage verwendete Stahl weist im fertig gehärteten Zustand
zweckmäßig eine Zugfestigkeit von mehr als 1500 MPa und insbesondere mehr als 1650 M Pa auf. Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoffverbund beruht auf einer Decklage aus ferritischem chemisch beständigen Stahl, der seinerseits eine geringere Zugfestigkeit aufweisen sollte als der Stahl der Kernlage. So ist es bevorzugt, wenn der ferritische chemisch beständige Stahl eine Zugfestigkeit von < 1200 MPa, insbesondere von < 1000 MPa und bevorzugt von < 800 M Pa aufweist.
Durch die Verwendung eines ferritischen chemisch beständigen Stahls mit verhältnismäßig geringer Festigkeit wird sichergestellt, dass dem resultierenden Stahlwerkstoffverbund eine ausreichend hohe Duktilität vermittelt wird. Darüber hinaus sollte der ferritische chemisch beständige Stahl bei den
Temperaturbereichen der Herstellung und Warmumformung umwandlungsfrei sei und somit kein Härtegefüge ausbilden können. Duktilität und
Umwandlungsfreiheit ermöglichen zusammen mit dem Verzicht auf den ansonsten bei dem Warmumformen/Presshärten vorzugsweise verwendeten AlSi-Überzug eine besonders geringe Empfindlichkeit gegenüber Wasserstoff-induzierter Rissbildung bei den höher und höchstfesten erfindungsgemäßen
Stahl werkstoffverbunden.
Der ferritische chemisch beständige Stahl in der Decklage weist aufgrund seiner ferritischen Gitterstruktur eine geringe Löslichkeit für Kohlenstoff auf, die zwischen der Umgebungstemperatur (23°C) und den üblichen
Prozesstemperaturen beim Warmwalzplattieren und der im Zuge des Presshärtens notwendigen Erwärmung beibehalten wird. Hierdurch wird erreicht, dass die
Bestrebungen nach einem Ausgleich des Konzentrationsgradienten zwischen Kern und Auflagenmaterial (d . h. Decklage) durch die Bildung einer kohlenstoffreichen Phase am Übergang beider Bereiche kompensiert wird . Der Stahlwerkstoffverbund gemäß der vorstehend geschilderten Erfindung weist daher bevorzugt im
Verbindungsbereich von höherfestem oder hochfestem Stahl und ferritischem chemisch beständigen Stahl ein Maximum im Kohlenstoffgehalt auf, das mindestens das 1,2-fache, und bevorzugt mindestens das 2-fache des
Kohlenstoffgehalts des ferritischen chemisch beständigen Stahls beträgt. Dabei ist die Ausprägung des Maximums und das Ausmaß und die Breite des Bereichs mit abgesenktem Kohlenstoffgehalt (in der Decklage) abhängig von
Prozessparametern im Kontext mit der Wärmeeinbringung, wie insbesondere deren Zeit und Ausmaß.
Über den Materialquerschnitt ergibt sich somit im Bereich im Vergleich zu bekannten Verbünden (sh. Figur 1) ein zusätzlicher duktiler Bereich (sh. Figur 2), über den das Deformationsvermögen des Gesamtverbunds durch die Wahl der Herstellungs- und Verarbeitungsparameter und der damit verbundenen
Ausscheidungsvorgänge zusätzlich zu den bekannten weichen Auflagen hinaus positiv beeinflusst werden kann. Überraschenderweise hat sich bei den der vorliegenden Erfindung zugrunde liegenden Untersuchungen gezeigt, dass die mit der Ausbildung des beschriebenen duktilen Bereichs einhergehenden Zone, in der das Maximum der Kohlenstoffkonzentration liegt, die Duktilität des
Gesamtverbunds nicht wesentlich negativ beeinflusst.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung ist es weiterhin bevorzugt, wenn der Stahlwerkstoffverbund insbesondere im fertigen, vergüteten Zustand eine
Zugfestigkeit von > 1200 M Pa und insbesondere > 1400 M Pa im Mittel über die Gesamtdicke des Verbundes bzw. den Materialquerschnitt des Verbundes aufweist. In Bezug auf die Dicke der Kernlage und der Decklage unterliegt die vorliegende Erfindung keinen wesentlichen Einschränkungen mit der Maßgabe, dass die Decklage eine kleinere Dicke aufweisen sollte als die Kernlage, um einen
Stahlwerkstoffverbund zu erhalten, der in Bezug auf seine
Festigkeitseigenschaften günstige Werte aufweist. Für die Dicke der Decklage kann pro Seite ein Bereich zwischen 2 und 15%, insbesondere zwischen 4 und 10% und bevorzugt zwischen 5 und 8% bezogen auf die Gesamtdicke des
Verbundes angegeben werden. Durch die Verwendung der Decklage wird insbesondere die Festigkeit des Verbundes gegenüber der Festigkeit des monolithischen (Kern-) Materials nicht signifikant reduziert.
Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoffverbund kann zusätzlich zur Kernlage und Decklage auf der jeweiligen Außenseite des Stahlwerkstoffverbundes weitere Überzüge aufweisen, wie beispielsweise weitere Korrosionsschutzbeschichtungen. Beispielsweise kann der Stahlwerkstoffverbund feuerverzinkt oder eloverzinkt sein. Daneben sind zusätzlich oder alternativ zink- und aluminium-basierte
Überzüge sowie lackbasierte Überzüge jeglicher Art denkbar. In der einfachsten Ausführung sind eine Kernlage und nur eine Decklage als Stahlwerkstoffverbund vorgesehen, wobei die Decklage oder die Kernlage oder beide Lagen einen Überzug auf der Außenseite aufweisen. Besteht der Stahlwerkstoffverbund aus einer Kernlage und zwei Decklagen, können eine Decklage oder auch beide
Decklagen einen Überzug auf der Außenseite aufweisen. Alternativ oder zusätzlich kann im Sinne der Erfindung auch einen Überzug zwischen Kern- und Decklage vorgesehen sein.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft die Verwendung einer Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl, wie vorstehend
beschrieben, mit einem Kohlenstoffgehalt von < 0,07 Gew.-%, < 1 Gew. -% Mangan, 12 bis 30 Gew.-% Chrom, < 7 Gew. -% Molybdän, jeweils < 0,05 Gew.- % Phosphor und Schwefel, < 0,5 Gew.-% Aluminium, < 0,5 Gew.-% Silizium, und jeweils < 1 Gew.-% Titan, Niob, Vanadium und Zirkon, wobei Titan, Niob, Vanadium und Zirkon in Summe einen Anteil > 0, 1 Gew.-% ausmachen, und wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt, als Auflage auf einem höherfesten oder hochfesten Stahlschichtkern zur
Verbesserung der Biegeeigenschaften des Stahlwerkstoffverbundes. Ein darüber hinaus weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlwerkstoffverbundes wie vorstehend beschrieben, umfassend das Bereitstellen eines höherfesten oder hochfesten Stahls als Kernlage, das Auflegen einer Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von < 0,07 Gew.-% auf einer oder beiden Seiten des Stahls der Kernlage und das Verbinden von Kernlage und Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl unter geeigneten
Bedingungen.
Besagtes Verfahren ist zweckmäßigerweise so ausgestaltet, dass das Verbinden des Stahls der Kernlage und der Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl durch Warmwalzplattieren erfolgt. Das Warmwalzplattieren erfolgt dabei bevorzugt bei einer Temperatur im Bereich von 800°C bis 1250°C.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen nach diesem
Verfahren herstellbaren Stahlwerkstoffverbund .
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft schließlich die
Verwendung eines Stahlwerkstoffverbundes, wie vorstehend beschrieben, in einer Fahrzeugstruktur und bevorzugt in einer Karosseriestruktur. Besonders bevorzugt ist es, wenn die Verwendung für eine B-Säule, Strukturbauteile im Kraftfluss, Knotenbleche, Sitzschienen, korrosionsgefährdete Bauteile mit hohen Festigkeitsanforderungen, wie Fahrwerke, Tanks, Crashboxen, Längsträger oder Batteriekästen erfolgt. In diesem Anwendungsfall lassen sich die flexibel einstellbaren bzw. kombinierbaren Eigenschaften des Verbundwerkstoffs besonders vorteilhaft einsetzen. Der Stahl wer kstoffverbund kann auch als
Tailored Product ausgebildet sein, vorzugsweise als flexibel gewalztes Produkt mit unterschiedlichen Dicken.
Es gibt vielfältige Möglichkeiten, den mehrlagigen Stahl wer kstoffverbund auszugestalten und weiterzubilden. Hierzu wird einerseits auf die von dem unabhängigen Anspruch 1 abhängigen Ansprüche und andererseits auf die
Ausführungsbeispiele verwiesen.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen Figur 1 A zeigt einen Schliff durch einen konventionellen C-Stahl-C-Stahl- Werkstoffverbund. In B ist das Kohlenstoffkonzentrationsprofil dieses Stahls dargestellt. Es zeigt sich ein gleichmäßig ansteigendes Konzentrationsprofil, das zu einer gleichmäßigen Festigkeitssteigerung über den Querschnitt führt. Figur 2 A zeigt einen Schliff durch einen chemisch beständigen Stahl (Ferrit)-C- Stahl-Werkstoffverbund gemäß der vorliegenden Erfindung. Das sich in diesem Fall ergebende Kohlenstoffprofil über den Materialquerschnitt B zeigt das
Auftreten eines Konzentrationsmaximums an der Grenzschicht zwischen
ferritischer Auflage und Kernwerkstoff. Dies führt dazu, dass das Material neben dem Kernmaterial im Ausgangszustand einen weiteren Bereich mit abgesenktem C-Gehalt aufweist (C-Senke). Dieser Bereich wird aufgrund des geringeren Kohlenstoffgehalts beim Erwärmen auf eine Austenitisierungstemperatur in Verbindung mit Presshärten eine geringere Martensithärte erreichen als der unbeeinflusste Kern mit höherem Kohlenstoffgehalt.

Claims

Ansprüche
Stahlwerkstoffverbund umfassend eine Kernlage aus einem höherfesten oder hochfesten Stahl und eine stoffschlüssig mit der Kernlage verbundene Decklage aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf einer oder beiden Seiten der Kernlage, wobei der ferritische chemisch beständige Stahl < 0,07 Gew. -% Kohlenstoff, < 1 Gew. -% Mangan, 12 bis 30 Gew.-% Chrom, < 7 Gew. -% Molybdän, jeweils < 0,05 Gew.-% Phosphor und Schwefel, < 0,5 Gew.-% Aluminium, < 0,5 Gew.-% Silizium, und jeweils < 1 Gew. -% Titan, Niob, Vanadium und Zirkon enthält, wobei Titan, Niob, Vanadium und Zirkon in Summe einen Anteil > 0, 1 Gew.-% ausmachen, und wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt.
Stahlwerkstoffverbund gemäß Anspruch 1, wobei der ferritische chemisch beständige Stahl eine Zugfestigkeit von < 1000 M Pa aufweist.
Stahlwerkstoffverbund gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei der ferritische chemisch beständige Stahl einen Chromgehalt von > 16 Gew. -% und bevorzugt > 20 Gew.-% aufweist.
4. Stahlwerkstoffverbund gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, wobei der höherfeste oder hochfeste Stahl einen Kohlenstoffgehalt von > 0, 15 Gew.-%, bevorzugt > 0,20 Gew.-% und besonders bevorzugt > 0,25 Gew.- % aufweist.
5. Stahlwerkstoffverbund gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, wobei der Kohlenstoffgehalt im Verbindungsbereich von höherfestem oder hochfestem Stahl und ferritischem chemisch beständigen Stahl ein
Maximum aufweist, das mindestens das 1,2-fache, bevorzugt mindestens das 2-fache des Kohlenstoffgehalts des ferritischen chemisch beständigen Stahls beträgt.
6. Stahlwerkstoffverbund gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, das eine Festigkeit von > 1200 MPa im Mittel über die Gesamtdicke des Verbundes aufweist.
7. Stahlwerkstoffverbund gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, wobei der Stahlwerkstoffverbund zusätzlich zur Kernlage und Decklage auf der jeweiligen Außenseite des Stahlwerkstoffverbundes weitere Überzüge aufweisen kann, insbesondere aluminium-, zink- oder lackbasierte
Überzüge.
8. Verwendung aus einer Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von < 0,07 Gew. -%, < 1 Gew. -% Mangan, 12 bis 30 Gew. -% Chrom, < 7 Gew.-% Molybdän, jeweils < 0,05 Gew. -% Phosphor und Schwefel, < 0,5 Gew.-% Aluminium, < 0,5 Gew. -% Silizium, und jeweils < 1 Gew.-% Titan, Niob, Vanadium und Zirkon, wobei Titan, Niob, Vanadium und Zirkon in Summe einen Anteil > 0, 1 Gew. -%
ausmachen, und wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche
Verunreinigungen entfällt, als Auflage auf einen höherfesten oder hochfesten Stahlschichtkern zur Verbesserung der Biegeeigenschaften des Stahl werkstoffverbundes.
9. Verfahren zur Herstellung eines Stahlwerkstoffverbundes gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, umfassend das Bereitstellen eines höherfesten oder hochfesten Stahls als Kernlage, das Auflegen einer Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl auf einer oder beiden Seiten des Stahls der Kernlage und das Verbinden von Stahlsubstrat und Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl unter geeigneten Bedingungen.
10. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Verbinden des Stahls der Kernlage und Schicht aus ferritischem chemisch beständigen Stahl durch Warmwalzplattieren erfolgt.
11. Verwendung eines Stahlwerkstoffverbundes gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8 in einer Fahrzeugstruktur, bevorzugt in einer Karosseriestruktur.
12. Verwendung gemäß Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Verwendung für eine B-Säule, Strukturbauteile im Kraftfluss, Knotenbleche, Sitzschienen, korrosionsgefährdete Bauteile mit hohen Festigkeitsanforderungen wie Fahrwerke, Tanks, Crashboxen, Längsträger oder Batteriekästen erfolgt.
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