EP3625049A1 - Verfahren zum erzeugen von stahlverbundwerkstoffen - Google Patents

Verfahren zum erzeugen von stahlverbundwerkstoffen

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Publication number
EP3625049A1
EP3625049A1 EP18730228.6A EP18730228A EP3625049A1 EP 3625049 A1 EP3625049 A1 EP 3625049A1 EP 18730228 A EP18730228 A EP 18730228A EP 3625049 A1 EP3625049 A1 EP 3625049A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
composite
hardened
carbon
different
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.)
Pending
Application number
EP18730228.6A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Christoph Etzlstorfer
Alois Leitner
Reinhard Hackl
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.)
Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl 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 Voestalpine Stahl GmbH filed Critical Voestalpine Stahl GmbH
Publication of EP3625049A1 publication Critical patent/EP3625049A1/de
Pending legal-status Critical Current

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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • the invention relates to a method for producing steel composite materials.
  • Hardened steel components have the advantage, in particular in the body construction of motor vehicles, that their outstanding mechanical properties make it possible to create a particularly stable passenger compartment without the need to use components that would be much more solid and therefore heavier with normal strengths.
  • steel grades which are curable by quench hardening are used.
  • Such steels are, for example, boron-alloyed manganese carbon steels, with the most widely used, here 22MnB5. But other boron-alloyed manganese carbon steels are used for this purpose.
  • the steel material In order to produce the components hardened from these steel grades, the steel material must be heated to the austenitizing temperature (> Ac 3 ) and allowed to wait until the steel material is austenitized. Depending on the desired degree of hardness partial or full austenitisings can be achieved here.
  • the component produced in this way is subsequently austenitized and then placed in a mold hardening tool in which it is pressed but not or only very slightly shaped and the heat flows from the component into the pressing tool as a result of the pressing, and at a pressure above the critical hardening speed Speed.
  • the further method is the so-called press hardening, in which a board is separated from a sheet steel strip, for example, cut or punched, then austenitinstrument the board and the hot board is formed in a preferably single-stage step and cooled simultaneously with a speed lying above the critical speed ,
  • metallic anti-corrosion layers e.g. used with zinc or a zinc-based alloy.
  • Form hardening is also referred to as an indirect process and press hardening as a direct process.
  • the advantage of the indirect process is that more complex workpiece geometries can be realized.
  • the advantage of the direct process is that a higher degree of material utilization can be achieved. However, the achievable component complexity is lower, especially in the single-stage forming process.
  • prefabricated and usually also finished perforated components are passed through an oven and heated to austenitizing temperature.
  • these components are sold on oven carriers.
  • the blanks In press hardening, the blanks must be conveyed through the furnace by means of chain conveyors or lifting bars.
  • TPP Tailored Property Parts
  • steel grades that are curable by a molding or press hardening process can be combined with steel grades that are, for example, not or not so high curable.
  • Such components which are also referred to as Tailor Welded Parts (TWP), for example, consist of a form or press hardening boron-manganese steel, such as a 22MnB5 and additionally a microalloyed steel and other steels, which are related to the curing show different behavior to the high-hardening steels.
  • TWP Tailor Welded Parts
  • a press- or form-hardened component has zones of different sheet thicknesses and thus also different properties.
  • Areas of different sheet thickness can also be made of different grades of steel, so that a thinner area consists of a first grade of steel and a thicker area consists of a second grade of steel, moreover, both areas can consist of one and the same grade of steel.
  • edge carburization is carried out in which carbon diffuses into a workpiece from the outside, so that gig the carbon content, the edges can be hardened harder or by a processing, especially a thermal treatment, took place edge decarburization is thereby compensated again.
  • edge decarburization may be provided in order not to make such edge zones harder for subsequent forming processes, but rather softer, ie more ductile. In these carburizing and decarburization, however, the corresponding temperature control and the corresponding gas flow must be ensured in a relatively complex manner.
  • the object of the invention is to provide a method by means of which a steel composite material suitable in particular for press and shape hardening is created, in which the properties of the different layers do not equalize and are adjusted only after a comparison of simple production.
  • the steel compositions are chosen independently of the carbon content so that a carbon uphill diffusion, ie contrary to the concentration range, is made possible.
  • the total potential and element is determined by the structure of the steel, additional materials and temperature. The biggest influence on the potential, however, is the diffusing element itself, so that uphill diffusion is generally difficult.
  • the potential for carbon is increased by manganese, titanium and chromium, while it is lowered by silicon.
  • Practice other elements depending on the temperature (eg aluminum, molybdenum, nickel) and alloy content (boron, molybdenum) different influence on the chemical potential for carbon.
  • the chemical potential of a steel alloy can be calculated using modern software for alloy compositions (e.g., MatCalc® or Thermocalc®).
  • the possible edge materials should have a relatively low carbon content in order to improve the processability, ie the ductility in the edge region. These should contain little manganese and chromium and the loss of carbon should have little effect on the strength of the material. Furthermore, it makes sense if the edge material contains few alloying elements and thus is a so-called microalloyed steel. Suitable materials have been found to be steels of the following grades: 340LA; 420LA and conditionally 500LA. Not suitable for this purpose are IF and ULC steels, austenitic steels and stainless steels.
  • steels having the following compositions or elemental ranges are suitable:
  • microalloyed steels are suitable as the partner material for the abovementioned highly curable boron-manganese steels; an exemplary alloy window for these microalloyed steels is as follows (in each case also percent by mass):
  • the annealing temperature must be chosen so that comparable diffusion lengths are generated. For this it is necessary to have similar structures. It has been found that it makes sense to set high diffusion values for carbon, but not for the lattice atoms. Thus, the annealing temperatures are particularly suitable if they are so high that the material is still ferritic, that is, just below Aci of the respective steel alloy. For common boron-alloyed steels and microalloyed steels, these are temperatures between 670 and 700 ° C.
  • the two outer sheets should each have a maximum of 25% of the total composite thickness, preferably less than 10%, particularly preferably less than 5%.
  • the effect of the decarburization or carburizing is in the outer region of the composite most and is preferably characterized by the fact that the entire thickness of the outer sheets is consistently decarburized or carburized accordingly.
  • the annealing time for complete diffusion correlates with the thickness of the composite, it being noted that only the fully rolled composite is accordingly diffusion-annealed.
  • the entire composite has a thickness between 0.5 and 5 mm, preferably 0.5 to 3 mm.
  • a decarburizing layer is 0.7 to 2 mm outside
  • a carburizing layer is 0.5 to 1.5 mm outside.
  • edges are carburized, ie hardened, and a material is used in the middle that is more likely to release its carbon to the outer layers.
  • this would achieve a more ductile material in the core, which is harder in outdoor areas.
  • Fig. 1 shows the chemical potentials for different materials
  • FIGS. 2a-2p the carbon distribution in composite materials according to the invention in
  • FIGS. 3a-3c a three-layer sheet structure according to the prior art with the corresponding carbon distribution.
  • FIGS. 3 a to 3 c it can be seen that a material has been produced in the prior art which has thin outer regions consisting of a high-carbon steel material, while the inner region consists of a so-called low carbon steel.
  • the edge areas make up about 10% of the thickness, while the central area makes up about 80% of the thickness.
  • the carbon diffusion to be expected between the high-carbon steel in the edge region and the low carbon steel in the inner region can be seen in FIG. 3a, with a drop in carbon over a width of 60 micrometers, and thus also a drop in hardness.
  • the carbon content in the initial state (dotted lines) is sharply delimited, for example with a material pairing 340LA outside and 29MnB6 inside, the carbon content in the core region being about three times as high as in FIG border area.
  • this material has been rolled and annealed in the coil at 680 ° C for 10 hours, the values follow the solid lines.
  • the edge regions are almost completely decarburized, while the carbon content in the edge region of the central material has been almost doubled, and then falls to the inside.
  • the carbon from the lower carbon material is diffused uphill into the carbon rich material.
  • FIG. 2d An extreme case is shown in FIG. 2d, in which the chemical potential between the edge material 500LA and the core material 22MnB5 is insufficient to achieve the effect according to the invention at a predetermined annealing temperature.
  • This is even more extreme with the pairing of materials in Figure 2E where a 340LA has been used in the periphery and a 29MnB6 in the core area and after the annealing of an alignment the carbon content has taken place, the opposite of what is desired. Also in the material pairing in Figure 2f is not achieved the effect of the invention.
  • FIG. 2o shows a material combination of 22MnB5 in the edge region and 340LA in the core region, ie a combination of hardenable steel on the outside and softer steel on the inside. This shows the carbon difference between the outer and the inner material in the initial state (dotted line) and after 20 hours of annealing at 680 ° C.
  • the central material is almost completely decarburized in the outer regions, while the carbon-rich material was carburized in the edge regions almost to three times.
  • the different chemical potentials for different materials and at different temperatures are shown in FIG.
  • the differences in the carbon content between two adjoining steel materials can thus be further enhanced by a suitable material selection and suitable annealing temperatures, so that a targeted influence on the materials can be taken by uphill diffusion and thus a steel composite can be produced which has very different properties.
  • the composite produced according to the invention can be press-hardened or shape-hardened, wherein the component produced thereby is in particular a body component for motor vehicles and in particular a structural component such as an A-, B- or C-pillar, a longitudinal or transverse beam or the like.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen eines Stahlverbundes, wobei mindestens zwei Stahlbleche, die aus unterschiedlichen Stahlgüten bestehen, aufeinandergelegt und miteinander warmgewalzt werden und nachfolgend gegebenenfalls kaltgewalzt werden, wobei anschließend an das Walzen der dadurch erzielte Verbundwerkstoff aus zumindest zwei Schichten mit unterschiedlicher Stahlzusammensetzung diffusionsgeglüht wird, wobei die Glühtemperatur so eingestellt wird, dass das chemische Potential der Stahlwerkstoffe so ausgewählt wird, dass die folgende Gleichung gilt: μC, Werkstoff 1 > μC,Werkstoff 2 wobei der Werkstoff 1 einen niedrigeren Kohlenstoffgehalt besitzt als der Werkstoff 2, so dass eine Kohlenstoff-Bergaufdiffusion zwischen Werkstoff 1 und Werkstoff 2 stattfindet..

Description

Verfahren zum Erzeugen von Stahlverbundwerkstoffen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von Stahlverbundwerkstoffen. Gehärtete Stahlbauteile haben insbesondere im Karosseriebau von Kraftfahrzeugen den Vorteil, dass durch ihre herausragenden mechanischen Eigenschaften eine Möglichkeit besteht, eine besonders stabile Fahrgastzelle zu erstellen, ohne dass Bauteile verwendet werden müssen, die bei normalen Festigkeiten viel massiver und dadurch schwerer ausgebildet wären.
Zur Erzeugung derartiger gehärteter Stahlbauteile werden Stahlsorten, die durch eine Abschreckhärtung härtbar sind, verwendet. Derartige Stahlsorten sind zum Beispiel borlegierte Mangankohlenstoffstähle, wobei der am weitesten eingesetzte, hier der 22MnB5 ist. Aber auch andere borlegierte Mangankohlenstoffstähle werden hierfür verwendet.
Um die aus diesen Stahlsorten gehärtete Bauteile zu erzeugen, muss das Stahlmaterial auf die Austenitisierungstemperatur (>Ac3) erhitzt werden und abgewartet werden, bis der Stahl Werkstoff austenitisiert ist. Je nach gewünschtem Härtegrad können hier Teil- oder Voll- austenitisierungen erzielt werden.
Wird ein solches Stahlmaterial nach der Austenitisierung mit einer über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit abgekühlt, wandelt die austenitische Struktur in eine martensitische, sehr harte Struktur um. Auf diese Weise sind Zugfestigkeiten Rm bis über 1500 MPa erzielbar.
Zur Erzeugung der Stahlbauteile sind derzeit zwei Verfahrenswege üblich.
Beim sogenannten Formhärten wird eine Stahlblechplatine aus einem Stahlband abgetrennt bsp. ausgeschnitten oder gestanzt und anschließend in einem üblichen, beispielsweise fünfstufigen Tiefzieh prozess zum fertigen Bauteil tiefgezogen. Dieses fertige Bauteil wird hierbei etwas kleiner dimensioniert, um eine nachfolgende Wärmedehnung beim Austenitisieren zu kompensieren.
Das so erzeugte Bauteil wird anschließend austenitisiert und dann in ein Formhärtewerkzeug eingelegt, in dem es gepresst, aber nicht oder nur sehr gering umgeformt wird und durch die Pressung die Wärme aus dem Bauteil in das Presswerkzeug fließt, und zwar mit der über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit.
Der weitere Verfahrensweg ist das sogenannte Presshärten, bei dem eine Platine aus einem Stahlblechband abgetrennt bspw. ausgeschnitten oder gestanzt wird, anschließend die Platine austenitisiert wird und die heiße Platine in einem vorzugsweise einstufigen Schritt umgeformt und gleichzeitig mit einer über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit abgekühlt wird. In beiden Fällen können mit metallischen Korrosionsschutzschichten z.B. mit Zink oder einer Legierung auf Basis von Zink versehene Platinen verwendet werden. Das Formhärten wird auch als indirekter Prozess bezeichnet und das Presshärten als direkter Prozess. Der Vorteil des indirekten Prozesses ist, dass aufwändigere Werkstücksgeometrien realisierbar sind. Der Vorteil des direkten Prozesses ist, dass ein höherer Materialnutzungsgrad erreicht werden kann. Jedoch ist die erreichbare Bauteilkomplexität vor allem beim einstufigen Umform- prozess geringer.
Somit werden beim Formhärten fertig geformte und üblicherweise auch fertig gelochte Bau- teile durch einen Ofen geführt und auf Austenitisierungstemperatur erhitzt. Für den Transport werden diese Bauteile auf Ofenträgern abgesetzt.
Beim Presshärten müssen die Platinen durch den Ofen mittels Kettenförderern oder Hubbalken befördert werden.
Ferner ist es bekannt, derartige formgehärtete oder pressgehärtete Bauteile mit Zonen unterschiedlicher Eigenschaften herzustellen. Hierbei ist es zum Beispiel üblich, bestimmte Bereiche der Platine oder des Bauteils nicht bis zur Austenitisierungstemperatur aufzuheizen, so dass beim anschließenden Abschrecken diese Bereiche auch nicht gehärtet werden. Hier- durch können Zonen mit einer geringeren Härte und höherer Duktilität erzeugt werden. Es ist bekannt, derartige weichere Zonen durch das Anlegen von Absorptionsmassen, das Abschirmen dieser Bereiche vor Wärmestrahlung oder das Nichtaussetzen dieser Bereiche einer zusätzlichen Wärmestrahlung zu erzielen. Es handelt sich hierbei um sogenannte Tailored Property Parts (TPP).
Darüber hinaus ist es bekannt, Bauteile mit unterschiedlichen Bereichen dadurch zu erzeugen, dass unterschiedliche Stahlgüten verwendet werden, d.h. zum Beispiel Stahlgüten, die mit einem Form- oder Presshärteverfahren härtbar sind, mit Stahlgüten zu kombinieren, die zum Beispiel nicht oder nicht so hoch härtbar sind.
Derartige Bauteile, die auch als Tailor Welded Parts (TWP) bezeichnet werden, bestehen beispielsweise aus einem im Form- oder Presshärteverfahren härtbaren Bor-Mangan-Stahl, wie zum Beispiel einem 22MnB5 und zusätzlich einem mikrolegierten Stahl und anderen Stählen, die bezüglich der Härtung ein unterschiedliches Verhalten zu den hochhärtbaren Stählen zeigen.
Darüber hinaus ist es bekannt, unterschiedliche Eigenschaften auch durch unterschiedliche Blechdicken zu realisieren, so dass ein press- oder formgehärtetes Bauteil Zonen unter- schiedlicher Blechdicken und damit auch unterschiedlicher Eigenschaften besitzt. Bereiche unterschiedlicher Blechdicke können dabei auch aus unterschiedlichen Stahlgüten hergestellt sein, so dass ein dünnerer Bereich aus einer ersten Stahlgüte besteht und ein dickerer Bereich aus einer zweiten Stahlgüte besteht, darüber hinaus können auch beide Bereiche aus ein und derselben Stahlgüte bestehen.
Wie zuvor ausgeführt, gibt es viele Möglichkeiten, die Duktilität über die Breite bzw. Ausdehnung eines Bauteils zu beeinflussen.
In vergangener Zeit wurden aber auch Überlegungen vorgenommen, wie man auch in der Dicke eines Bauteils unterschiedliche Eigenschaften einstellen kann.
Insbesondere ist es wünschenswert, die äußeren Randzonen von Stahlblechen zu beeinflussen, während der Kern in den üblichen Eigenschaften verbleibt. Bei herkömmlichen Stahlverarbeitungsverfahren gelingt dies beispielsweise dadurch, dass eine Randaufkohlung vorge- nommen wird, bei der Kohlenstoff in ein Werkstück von außen eindiffundiert, so dass abhän- gig vom Kohlenstoffgehalt die Ränder stärker gehärtet werden können oder eine durch eine Bearbeitung, insbesondere eine thermische Behandlung, stattgefundene Randentkohlung dadurch wieder ausgeglichen wird. Um solche Randzonen gegebenenfalls für nachfolgende Umformprozesse nicht härter zu machen sondern eher weicher, sprich duktiler, kann eine Randentkohlung vorgesehen sein. Bei diesen Aufkohlungs- und Entkohlungsverfahren müssen jedoch in relativ aufwändiger Weise die entsprechende Temperaturführung und die entsprechende Gasführung sichergestellt sein.
Bei Stahlblechen bzw. Stahlbändern ist dies selbstverständlich auch möglich, jedoch müssten dann in einem kontinuierlichen Verfahren die Oberflächen des Stahlbandes entsprechend behandelt werden. Darüber hinaus ist es bekannt, ein Stahlblech als Verbund auszubilden, wobei die äußeren Oberflächen aus einer anderen Stahlgüte bestehen als der Kern. Hierzu werden drei Bleche, beispielsweise einer Folge A-B-A aufeinander gewalzt, wobei das A für Stahlgüten steht, die an der Außenfläche des fertigen Stahlbandes sich befinden und das B für eine Stahlgüte, die sich zwischen den beiden äußeren Stahlgüten eingebettet befindet.
Die Firma Thyssen Krupp hat hierzu unter dem Titel BP3-Metall-Metallverbunde entsprechende Sandwich-Strukturen veröffentlicht, wobei die äußeren Bleche hochkohlenstoffhaltige Stähle sind, während das innere Stahlblech ein sogenannter Low Carbon Steel ist. Auch in umgekehrter Zusammensetzung ist dieses Produkt unter dem Markennamen Tribond® be- kannt.
Hierbei konnte beobachtet werden, dass der Kohlenstoff vom höheren Kohlenstoffmaterial in das niedrigere kohlenstoffhaltige Material hinein diffundiert. Ein solches Diffusionsverhalten ist selbstverständlich ungünstig, denn es würde dazu führen, dass während einer Wärmebehandlung und einer anschließenden Walzbehandlung sich die Kohlenstoffgehalte und damit die Härten ausgleichen.
Außerdem führt der hohe Kohlenstoffgehalt in einer der Lagen zu einer schwierigeren Verar- beitung in der Herstellung, hier insbesondere beim Kaltwalzen. Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu schaffen, mit dem ein insbesondere für das Press- und Formhärten geeigneter Stahlverbundwerkstoff geschaffen wird, bei dem die Eigenschaften der unterschiedlichen Lagen sich nicht angleichen und erst nach einer ver- gleichsweisen einfachen Herstellung eingestellt werden.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.
Es wurde herausgefunden, dass unter ganz bestimmten Umständen eine Diffusion vom kohlenstoffärmeren Material in das kohlenstoffreichere Material stattfinden kann und damit eine kohlenstoffärmere Außenschicht noch duktiler gestaltet werden kann, während eine innere Schicht in den Randzonen noch härter ausgebildet werden kann. Diese Diffusion entgegen dem Konzentrationsgefälle wird nachfolgend auch als Bergaufdiffusion bezeichnet. Durch geeignete Materialkombinationen und Wärmebehandlungen kann in dieser Weise ein Verbundmaterial mit deutlich unterschiedlichen Eigenschaften hergestellt werden. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass das Verhalten, welches hier ausgenutzt werden soll, erheblich vom chemischen Potential für Kohlenstoff pc der jeweiligen Stahlgüte abhängt. Das chemische Potential μ ist eine von Josiah Gibbs eingeführte thermodynamische Zustandsgrö- ße mit der Einheit J/mol, also der Arbeit pro Stoffmenge.
Das Potential bzw. chemische Potential zwischen Materialien strebt danach ausgeglichen zu werden, so dass ein Diffusionsprozess freiwillig abläuft, wenn das chemische Potenzial am Anfang größer ist als das chemische Potential am Ende (MAnfang >MEnde)-
Erfindungsgemäß werden die Stahlzusammensetzungen unabhängig vom Kohlenstoffgehalt so ausgesucht, dass eine Kohlenstoff-Bergaufdiffusion, also entgegen des Konzentrationsge- fälles, ermöglicht wird. Das Potential insgesamt und für ein Element wird durch das Gefüge des Stahls, zusätzliche Werkstoffe und die Temperatur bestimmt. Den größten Einfluss auf das Potential jedoch hat das diffundierende Element an sich, so dass eine Bergaufdiffusion generell schwierig ist. Im vorliegenden Fall wird das Potential für Kohlenstoff durch Mangan, Titan und Chrom erhöht, während es durch Silizium erniedrigt wird. Andere Elemente üben je nach Temperatur (z.B. Aluminium, Molybdän, Nickel) und Legiersanteil (Bor, Molybdän) unterschiedlichen Einfluss auf das chemische Potential für Kohlenstoff aus.
Das chemische Potential einer Stahllegierung kann mit moderner Software für Legierungszu- sammensetzungen berechnet werden (z.B. MatCalc ® oder Thermocalc ®).
Dem entsprechend hat sich erfindungsgemäß herausgestellt, dass die möglichen Randwerkstoffe einen relativ geringen Kohlenstoffanteil besitzen sollen, um die Verarbeitbarkeit, sprich die Duktivität im Randbereich zu verbessern. Diese sollten wenig Mangan und Chrom enthal- ten und der Verlust von Kohlenstoff sollte wenig Einfluss auf die Festigkeit des Werkstoffs haben. Ferner ist es sinnvoll, wenn der Randwerkstoff wenige Legierungselemente enthält und damit ein so genannter mikrolegierter Stahl ist. Als geeignete Werkstoffe haben sich Stähle der folgenden Güten herausgestellt: 340LA; 420LA und bedingt 500LA. Nicht geeignet sind für diesen Zweck IF- und ULC-Stähle, austenitische Stähle und Edelstähle (rostfreie Stähle).
Insbesondere sind Stähle mit den folgenden Zusammensetzungen bzw. Elementbereichen geeignet:
Für die Erfindung sind somit hoch härtbare manganhältige Stähle dieser Legierungszusammensetzung geeignet (alle Angaben in Masse-%):
C Si Mn P S AI Cr Ti B N
[%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%]
0,20 0,18 2,01 0,0062 0,001 0,054 0,03 0,032 0,0030 0,0041
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei als Umwandlungsverzögerer in derartigen Stählen insbesondere die Legierungsele mente Bor, Mangan, Kohlenstoff und optional Chrom und Molybdän verwendet werden. Für die Erfindung sind insbesondere auch Stähle der allgemeinen Legierungszusammenset¬ zung geeignet (alle Angaben in Masse-%):
Kohlenstoff (C) 0,08-0,6
Mangan (Mn) 0,8-3,0
Aluminium (AI) 0,01-0,07
Silizium (Si) 0,01-0,5
Chrom (Cr) 0,02-0,6
Titan (Ti) 0,01-0,08
Stickstoff (N) < 0,02
Bor (B) 0,002-0,02
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Insbesondere als geeignet erwiesen haben sich Stahlzusammensetzungen wie folgt (alle An¬ gaben in Masse-%):
Kohlenstoff (C) 0,08-0,30
Mangan (Mn) 1,00-3,00
Aluminium (AI) 0,03-0,06
Silizium (Si) 0,01-0,20
Chrom (Cr) 0,02-0,3
Titan (Ti) 0,03-0,04
Stickstoff (N) < 0,007
Bor (B) 0,002-0,006
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen. Als Partnermaterial für die zuvor genannten hoch härtbaren Bor-Mangan-Stähle sind sogenannte mikrolegierte Stähle geeignet, ein beispielhaftes Legierungsfenster für diese mikrolegierte Stähle sieht wie folgt aus (auch hier jeweils Masseprozent):
Kohlenstoff (C) 0,02-0,12
Mangan (Mn) 0,2-1,2
Aluminium (AI) 0,01-0,07
Silizium (Si) < 0,5
Chrom (Cr) < 0,3
Titan (Ti) + Niob (Nb) 0,01-0,15
Stickstoff (N) < 0,02
Bor (B) < 0,02
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Bezüglich der Kombinierbarkeit der Stahl Werkstoffe und der Glühtemperaturen wird erfindungsgemäß nur eine Werkstoffkombination verwendet, bei der die gewünschten Potenzialgefälle zwischen den am Rand verwendeten Materialien und dem im Kern verwendeten Material vorhanden sind.
Die Glühtemperatur muss hierbei so gewählt werden, dass vergleichbare Diffusionslängen erzeugt werden. Hierfür ist es notwendig, ähnliche Gefüge vorliegen zu haben. Es hat sich herausgestellt, dass es sinnvoll ist, hohe Diffusionswerte für Kohlenstoff einzustellen, jedoch nicht für die Gitteratome. Somit sind die Glühtemperaturen dann besonders geeignet, wenn sie so hoch sind, dass der Werkstoff noch ferritisch ist, das bedeutet, knapp unter Aci der jeweiligen Stahllegierung. Bei üblichen borlegierten Stählen und mikrolegierten Stählen sind dies Temperaturen zwischen 670 und 700°C.
Mit einer solchen Glühtemperatur und dem entsprechenden Potenzialgefälle wird zwischen den verwendeten Stahlsorten eine sehr klare Grenze in der Kohlenstoffverteilung erreicht, d.h., das äußere Material verarmt zum inneren Material hin sehr stark an Kohlenstoff, während direkt an der Grenzfläche zwischen dem äußeren und dem inneren Material das innere Material einen sehr hohen Kohlenstoffanteil besitzt. Ist dies nicht gewünscht bzw. soll die Kohlenstoffverteilung etwas harmonischer bzw. kontinuierlicher sein, kann auch eine höhere Temperatur gewählt werden, bzw. länger geglüht werden. Auch dem Glühprozess vorangegangene Temperaturbehandlungen haben einen Einfluss Die Temperaturbehandlung kann zu einem kontinuierlicheren Übergang auch über AC1 eingestellt werden, jedoch hat sich herausgestellt, dass sich das chemische Potential für C vor AC3 meist umdreht und somit keine Bergaufdiffusion mehr statt findet. Es ergibt sich somit abhängig von der exakten Legierungszusammensetzung beider Ausgangswerkstoffe eine obere Grenze von ca. 850°C
Bei den genannten Temperaturen ist es generell sinnvoll, eine Potenzial differenz von mindestens 500 J/mol, vorzugsweise 1000 J/mol, weiter bevorzugt 2000 J/mol zu wählen, um eine merkbare Diffusion zu erzielen.
Bezüglich der Dickenverhältnisse und Dickenbereiche sollten die beiden äußeren Bleche jeweils maximal 25% der Gesamtverbunddicke aufweisen, bevorzugt weniger 10%, besonders bevorzugt weniger als 5%. Der Effekt der Entkohlung bzw. Aufkohlung wird im Außenbereich des Verbundes am meisten und zeichnet sich vorzugsweise dadurch aus, dass die gesamte Dicke der äußeren Bleche entsprechend durchgängig entkohlt bzw. aufgekohlt ist.
Hierbei korreliert die Glühdauer für die vollständige Diffusion mit der Dicke des Verbundes, wobei angemerkt wird, dass erst der vollständig gewalzte Verbund dementsprechend diffusionsgeglüht wird.
Der gesamte Verbund besitzt eine Dicke zwischen 0,5 und 5 mm, bevorzugt 0,5 bis 3 mm. Hierbei beträgt eine Entkohlungsschicht außen 0,7 bis 2 mm bzw. eine Aufkohlungsschicht außen 0,5 bis 1,5 mm.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass durch die Einstellung des chemischen Potenzials der Außenschicht und einer Kernschicht bzw. Innenschicht einerseits und die passenden Glühtemperaturen andererseits eine Bergaufdiffusion erreicht wird, die bewirkt, dass die Rand- schichten zu Gunsten der zentralen Schicht entkohlt werden. Selbstverständlich ist der beschriebene Aufbau A-B-A auch umkehrbar in B-A-B.
Dies bedeutet, dass unter den vorgenannten Voraussetzungen die Ränder aufgekohlt wer- den, das heißt härter werden und in der Mitte ein Material verwendet wird, das eher dazu neigt, seinen Kohlenstoff an die äußeren Schichten abzugeben. Somit würde hierdurch ein im Kern duktileres Material erzielt, welches in den Außenbereichen härter ist.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Fig. 1 die chemischen Potentiale für unterschiedliche Werkstoffe;
Fign. 2a-2p die Kohlenstoffverteilung in erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffen im
Ausgangszustand und nach der erfindungsgemäßen Glühbehandlung;
Fign. 3a-3c ein dreischichtiger Blechaufbau nach dem Stand der Technik mit der entsprechenden Kohlenstoffverteilung.
Aus den Figuren 3a bis 3c erkennt man, dass im Stand der Technik ein Werkstoff erzeugt wurde, der dünne äußere Bereiche besitzt, die aus einem hoch-kohlenstoffhaltigen Stahlmaterial bestehen, während der Innenbereich aus einem sogenannten Low Carbon Steel besteht.
Hierbei machen die Randbereiche etwa 10% der Dicke aus jeweils, während der Zentralbe- reich etwa 80% der Dicke ausmacht.
Man erkennt die in Figur 3a die zu erwartende Kohlenstoffdiffusion zwischen dem hochkohlenstoffhaltigen Stahl im Randbereich und dem Low Carbon Steel im inneren Bereich, wobei über eine Breite von 60 Mikrometern ein Kohlenstoffabfall, und damit auch ein Härte- abfall, zu beobachten ist.
Bei erfindungsgemäßen Ausgestaltungen (Figuren 2a-2p) erkennt man, dass beispielsweise bei einer Materialpaarung 340LA außen und 29MnB6 innen der Kohlenstoffgehalt im Ausgangszustand (punktierte Linien) scharf abgegrenzt unterschiedlich ist, wobei der Kohlen- stoffgehalt im Kernbereich etwa drei Mal so hoch ist wie im Randbereich. Nachdem dieses Material gewalzt ist und im Coil bei 680°C für 10 Stunden geglüht wurde, ergeben sich die Werte nach den durchgezogenen Linien. Man erkennt, dass die Randbereiche nahezu vollständig entkohlt sind, während der Kohlenstoffgehalt im Randbereich des zentralen Materials nahezu verdoppelt wurde, und dann zum Inneren hin abfällt. Somit ist der Kohlenstoff aus dem kohlenstoffärmeren Material bergauf in das kohlenstoff reichere Material diffundiert. In gleicher Weise verhält sich gegebenenfalls etwas abgeschwächt die Diffusion bei unterschiedlichen Materialkombinationen (Figuren 2c, 2b), bei denen ebenfalls in gleicherweise geglüht wurde, jedoch das Innenmaterial zu 34MnB5 (Figur 2b) und 22 MnB5 (Figur 2c) variiert wurde. Die Effekte sind in gleicher Weise sichtbar, auch wenn die absoluten Kohlenstoffgehalte gegebenenfalls etwas variieren.
Ein Extremfall ist in Figur 2d gezeigt, bei der das chemische Potenzial zwischen dem Randmaterial 500LA und dem Kernmaterial 22MnB5 nicht ausreicht, um bei vorgegebener Glüh- temperatur den erfindungsgemäßen Effekt zu erzielen. Noch extremer ist dies bei der Materialpaarung in Figur 2E, bei der ein 340LA im Randbereich und ein 29MnB6 im Kernbereich eingesetzt wurden und nach dem Glühen einer Angleichung der Kohlenstoffgehalt stattgefunden hat, also das Gegenteil dessen, was gewünscht wird. Auch bei der Materialpaarung in Figur 2f wird nicht der erfindungsgemäße Effekt erreicht.
Dies trifft auch für die Materialpaarung in den Figuren 2g und 2h zu, bei der IF-Stähle und Bor-Mangan-Stähle kombiniert wurden, bei denen es nicht zu den gewünschten Effekten kommt.
Bei etwas höheren Glühtemperaturen und der Materialkombination 500LA 22MnB5 kommt es sogar zu einer Kohlenstoffverarmung des kohlenstoffreicheren Materials und zu einer Rand- aufkohlung. Wird das chemische Potential jedoch wieder weiter gespreizt, beispielsweise bei der Verwendung eines 500LA im Randbereich und eines 39MnCrB6-2 erhält man wieder den erfindungsgemäßen Effekt.
Dies betrifft auch die Kombination 340LA 22MnB5 und 340 LA 22MnB5 bei 800 und 680°C Glühtemperatur. Figur 2o ist eine Materialkombination aus 22MnB5 im Randbereich und 340LA im Kernbereich gezeigt, d.h., eine Kombination von härtbarem Stahl außen und weicherem Stahl innen. Hierbei erkennt man die Kohlenstoffdifferenz zwischen dem äußeren und dem inneren Mate- rial im Ausgangszustand (punktierte Linie) und nach 20 Stunden Glühen bei 680°C. Hierbei ist das zentrale Material in den äußeren Bereichen nahezu vollständig entkohlt, während das kohlenstoffreichere Material in den Randbereichen fast auf den dreifachen Wert aufgekohlt wurde. Die unterschiedlichen chemischen Potenziale für unterschiedliche Werkstoffe und bei unterschiedlichen Temperaturen sind in Figur 1 dargestellt, wobei hierbei erkennbar ist, dass bis zu den entsprechenden Glühtemperaturen ein Potenzial unterschied vorhanden sein sollte und insbesondere Materialien, bei denen das Potenzial bei steigenden Temperaturen sehr stark abfällt oder andere Linien kreuzt, nicht geeignet ist, weil es so zu sagen seine Potenzi- aleigenschaften während des Glühens ändert.
Erfindungsgemäß können somit über eine geeignete Materialauswahl und geeignete Glühtemperaturen die Differenzen im Kohlenstoffgehalt zwischen zwei aneinander angrenzenden Stahlmaterialien noch verstärkt werden, so dass durch eine Bergaufdiffusion gezielt Einfluss auf die Materialien genommen werden kann und damit ein Stahlverbund erzeugt werden kann, der stark unterschiedliche Eigenschaften besitzt.
Der erfindungsgemäß erzeugte Verbund kann press- oder formgehärtet werden, wobei das dadurch erzeugte Bauteil insbesondere ein Karosseriebauteil für Kraftfahrzeuge und insbe- sondere ein Strukturbauteil wie eine A-, B- oder C-Säule, ein Längs- oder Querträger oder dergleichen ist.

Claims

Ansprüche
1. Verfahren zum Erzeugen eines Stahlverbundes, wobei mindestens zwei Stahlbleche, die aus unterschiedlichen Stahlgüten bestehen, aufeinandergelegt und miteinander warmge- walzt werden und nachfolgend gegebenenfalls kaltgewalzt werden, wobei anschließend an das Walzen der dadurch erzielte Verbundwerkstoff aus zumindest zwei Schichten mit unterschiedlicher Stahlzusammensetzung diffusionsgeglüht wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur so eingestellt wird, dass das chemische Potential der Stahl Werkstoffe so ausgewählt wird, dass die folgende Gleichung gilt: c, Werkstoff 1 > c,Werkstoff 2 wobei der Werkstoff 1 einen niedrigeren Kohlenstoffgehalt besitzt als der Werkstoff 2, so dass eine Kohlenstoff-Bergaufdiffusion zwischen Werkstoff 1 und Werkstoff 2 stattfindet.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Diffusionsglühen unter der niedrigsten Acl Temperatur der verwendeten Stahl Werkstoffe, bei Temperaturen von 650 bis 720°C, bevorzugt 670 bis 700°C stattfindet.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das chemische Potenzialdifferenz der beiden Werkstoffe bei der Glühtemperatur größer als 500 J/mol, vorzugsweise 1000 J/mol, weiter bevorzugt größer 2000 J/mol ist.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass drei Stahlbleche miteinander verwalzt werden, wobei das zentrale Stahlmaterial ein zu den äußeren Stahlmaterialien unterschiedlichen Kohlenstoffgehalt und ein unterschiedliches chemisches Potenzial besitzt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die äußeren Bereiche eine Gesamtdicke von 25%, vorzugsweise kleiner 10%, weiter bevorzugt 5% der Dicke des gesamten Stahlblechs ausmachen.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens eine Seite des Verbundes eine metallische Beschichtung mit Aluminium o- der einer Legierung enthaltend im Wesentlichen Aluminium oder einer Legierung aus Alumi- nium und Zink und/oder einer anderen Zinklegierung enthaltend im Wesentlichen Zink und/oder Zink und/oder anderen Überzugsmetallen erfährt.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahlverbund aus zwei, drei oder vier oder mehr unterschiedlichen Stahl Werkstoffen gewalzt wird, wobei der Stahlverbund mit drei, vier, fünf oder mehr Schichten ausgebildet ist.
8. Stahlblechverbund insbesondere hergestellt nach einem der Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbund press- oder formgehärtet ist, wobei die weicheren Blechschichten nach dem Press- oder Formhärten des Verbunds eine Zugfestigkeit Rm von 0,3 bis 0,7 GPa entwickeln und die härteren Blechschichten eine Zugfestigkeit Rm zwischen 1 GPa und 2,5 GPa entwickeln.
9. Stahlblechverbund nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahlblechverbund weichere Stahlsorten außen und eine härtere Stahlsorte dazwischen oder umgekehrt besitzt.
10. Verwendung eines Stahlblechverbunds nach Anspruch 8 oder 9 zum Herstellen parti- eil bezüglich der Dicke pressgehärteter oder formgehärteter Bauteile, bei denen das Bauteil kalt umgeformt austenitisiert und anschließend abschreckgehärtet wird oder austenitisiert, umgeformt und abschreckgehärtet wird.
11. Gehärtetes Bauteil aus einem Stahlblechverbund nach Anspruch 8 oder 9, hergestellt mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7.
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