EP3797176A1 - Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung

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EP3797176A1
EP3797176A1 EP18730235.1A EP18730235A EP3797176A1 EP 3797176 A1 EP3797176 A1 EP 3797176A1 EP 18730235 A EP18730235 A EP 18730235A EP 3797176 A1 EP3797176 A1 EP 3797176A1
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EP
European Patent Office
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sheet metal
metal part
temperature
content
plate
Prior art date
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Pending
Application number
EP18730235.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Thomas Gerber
Ilse Heckelmann
Bernd Linke
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
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
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    • 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
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
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    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum

Definitions

  • the invention relates to a formed from a steel sheet metal part having a high tensile strength Rm of at least 1000 MPa and a bending angle of more than 70 °.
  • the invention relates to a method for producing such a sheet metal part.
  • Sheet metal product is mentioned, so are rolling products, such as steel strips or sheets, meant, from which for the production of, for example
  • Body parts blanks or blanks are divided.
  • Sheet metal parts or “sheet metal parts” of the type according to the invention are made of such Stahlflachoder sheet metal products, in which case the terms “sheet metal part” and “sheet metal part” are used interchangeably.
  • the microstructure was determined on cross sections which had been subjected to etching with 3% Nital (alcoholic nitric acid).
  • the texture was determined in a scanning electron microscope at 5000 magnifications for the determination of the proportion of plate-like and other non-plate-like bainite and at 20,000- to 50,000-fold magnification for the determination of plate length, width and plate spacing.
  • the proportion of retained austenite was determined by X-ray diffractometry.
  • the sheet metal part consists of a steel, in addition to iron and unavoidable impurities from (in mass%) 0.15 - 0.4% C, 0.5 - 3% Si, 0.5 - 2% Mn, up to 0.05% P, to to 0.05%
  • a sheet metal blank produced from a composite steel is heated to a temperature not lower than the Ac3 temperature of the respective steel and not higher than 1000 ° C, and then hot-worked in a press tool to form the hot-press formed sheet metal blank to shape.
  • the sheet molding is cooled at an average cooling rate of at least 20 ° C / sec or higher in the die. This is called the target temperature range This cooling called a span 100 ° C below the
  • MS martensite start temperature
  • the sheet metal part is held for at least 10 s to adjust the properties of the molded part.
  • the holding may include isothermal holding, cooling or reheating, as long as it takes place in said temperature range.
  • Stahipnodukt is said to have a structure consisting (in area%) of 70-97% of bainitic ferrite, up to 27% of martensite and 3 - 20% of retained austenite, with the remaining structural constituents occupying at most 5%.
  • the object was to name a sheet metal part which can be produced by hot forming, such as press hardening, which has an optimized strength in combination with an optimal energy absorption capacity in the event of sudden deformation load, as occurs in a crash of an automobile.
  • a sheet metal part according to the invention accordingly has a tensile strength Rm of at least 1000 MPa and a bending angle of more than 70 ° and is formed from a flat steel product which consists of (in% by weight):
  • occupied residual structure of the sheet metal part up to 40 area% consists of non-plate-shaped bainite
  • plate-shaped bainits in the structure of the sheet metal part is at least 60 area%
  • the remainder of the microstructure of the sheet metal part not occupied by the bainitic constituents consists of one or more constituents of the following group: martensitic or austenitic
  • Transition metal carbides transition metal nitrides, non-metal carbides, non-metal nitrides, metallic or non-metallic inclusions, sulfides and other unavoidable impurities.
  • the non-ferrite and carbon-rich phase containing less than 5% of the plate-shaped bainite includes, for example, nitrides of micro-alloying elements or other inclusions.
  • bainite is meant here the conversion product, which is in the microstructure during the cooling of the steel from which the invention
  • Sheet metal part consists of the austenite forms. These are the Bainit not a single phase. Rather, bainite always consists at least of bainitic ferrite and one or more carbon-rich
  • a "plate-shaped bainite” is understood as meaning a mixture of ferrite and carbon-rich phases, which are at least 70% plate-shaped, and up to 5% of remaining constituents.
  • high-carbon phases is understood to mean austenite, cementite and other carbides.
  • Ferrite can be easily visualized in the micrograph of a sample of the respective sheet metal part by etching with 3% strength nital solution.
  • the carbon-rich phases are also identified after etching with 3% strength nital solution in the micrograph and are by means of a
  • Rasterelektonenmikroskops determinable. While ferrite is strongly removed by the etchant, the carbon-rich phases remain largely in their original form as they are hardly etched. When quantifying the carbon-rich phases according to shape, size and position to each other, only the phases that have remained standing after the etching are considered - ie those that were ground before the etching. Any larger depth carbides that have been exposed by ferrite etching away are not included. Otherwise, the result would depend on the depth of the etched ferrite.
  • the residual austenite content of the total structure is usually through
  • the cementite is the most stable and important iron carbide with the stoichiometric composition FeaC.
  • the cementite, as part of the carbon-rich phases, is not determined separately, but is co-determined in the entirety of the carbon-rich phases.
  • the microstructure of a sheet metal part according to the invention consists of: i) plate-shaped embossed bainite (proportion of the total structure 40-100
  • Inclusions can act, be taken; ii) other bainite, ie bainite, which is not plate-shaped, such as
  • Non-metal carbides such as boron carbonitride, metallic inclusions, non-metallic inclusions, sulfides, and unavoidable impurities even understands that the proportion of the remainder in the total structure in the technical sense can also be "0", so practically undetectable or so low that it has no technical effect.
  • plate-shaped pronounced bainite and portion of the other, not plate-shaped bainite) on the structure of a sheet metal part according to the invention are adjusted so that they amount to a total of at least 60 area% of the structure of the sheet metal part.
  • Martensitanteil optimally is as low as possible, ie in particular less than 20 area% or less than 5 area%
  • Essential to the invention is thus that of the structure of a
  • bainite according to the invention present sheet metal to a substantial part, optimally to more than 50%, plate-like pronounced. This means that the constituents of the respective bainite are present as plates of bainitic ferrite as well as of carbon-rich phases, such as retained austenite and cementite.
  • Excretions are located whose maximum length in the polished section is 200 nm.
  • the carbon-rich phases of the plate-shaped bainite at least 70% are plate-shaped.
  • This 70% plate shape pronounced carbon-rich phases have a length PL of
  • the size of the plates of the carbon-rich phases of the plate-shaped bainite is determined so that the ferrite plates lying between them are sufficiently far apart to avoid a simple bypass by dislocations. Elongated plates (PL / PB> 1, 7, Figures 1 a, 1 b) are further necessary to obtain the ductility. A blocky expression (PL / PB ⁇ 1, 7) would lead to an increased crack sensitivity at shear stresses.
  • the distance PA between two mutually adjacent and parallel aligned plates of the carbon-rich phase must be at least 50 nm, preferably at least 100 nm, and at most 2 mm.
  • the distance PA represents the effective grain size of the bainitic ferrite. The smaller the grain size, the higher the
  • the distance may not be more than 2 mm, preferably not more than 1, 2 mm. If the distance PA were below 50 nm, the strength would be so strong that this area hardly deforms, since the critical crack stress in the overall structure is achieved. This would result in a brittle material failure, which should just be avoided.
  • two plates K are considered to be "aligned in parallel” if the orientation of the longest side of the respective plates in question deviates from each other by less than 25 °.
  • the structure of the invention has several advantages that lead to an extraordinary combination of strength and flexibility: i.
  • the high strength of at least 1000 MPa is achieved by the fineness of the structure and not by brittle components such as martensite. After the Hall-Petch relationship, the strength increases with decreasing grain size.
  • the maximum orthogonal distance between two nearest carbon-rich plates represents the effective grain size.
  • the two necessary constituents of the microstructure are austenite and bainitic ferrite, both of which have a high deformability. If cementite also forms, it is even finer than austenite. As a result, it hardly deteriorates the bending properties, although cementite itself represents a very hard and brittle phase. Over a larger area (> 100mm), the microstructure is again very homogeneous, which is crucial for good flexibility.
  • Martensite would significantly worsen the flexibility.
  • the risk of the formation of larger amounts of martensite in the microstructure of a sheet metal component according to the invention is limited by the particular fineness of the retained austenite twice: firstly, the small grain size leads to a further reduction in Ms temperature, so that less austenite at deforming into martensite. If, however, martensite still forms, then on the other hand it is still so fine that the negative influence on the mechanical properties remains limited.
  • Sheet metal part applies that this so regularly from plates of the
  • carbon-rich phase is interrupted, that at each point a carbon-rich plate is at most 1 mm, preferably at most 0.6 mm away. This requirement limits the range of dislocations in the ferrite far enough so that sets in response to the very fine effective grain size, the exceptionally high strength of inventive sheet metal parts.
  • Si contents up to 2 wt .-%, preferably up to 1, 4 wt .-%, particularly preferably up to 1 wt .-%, which allows
  • Invention a hot dip coating of the sheet metal part in particular with an aluminum-based protective coating.
  • the forming process can be carried out reliably in atmospheric air, without thereby a
  • composition of the flat steel product from the one
  • shaped sheet metal part is formed, is chosen so that with optimum deformability of the flat steel product, a tensile strength of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa, can be obtained, with tensile strengths of 1200 MPa and more are achieved regularly.
  • VDA 238-100 determined bending angles of more than 70 °. Such a high bending angle stands for being used on an example as a body component in a passenger or transport vehicle
  • Bending occurs when the sheet metal part of a sudden strong Deformation load as it occurs when hitting an obstacle and the same, ie in a typical accident situation occurs.
  • an inventive component is hardened, so, as explained in detail below, it has been withdrawn in a form so quickly heat that the
  • sheet metal parts according to the invention in particular for use as part of a body or a
  • the steel of a sheet metal part according to the invention contains contents as a basis for this combination of properties
  • Compulsory ingredients C, Sl, Mn, Al, Cr, P, Fe
  • optionally added i. unnecessary optional components (Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W).
  • Carbon is in the steel, consist of the sheet metal parts according to the invention, in contents of 0.10 to 0.30 wt .-%. Such set C contents contribute to the hardenability of the steel by the ferrite and
  • a carbon content of at least 0.10% by weight is required to achieve sufficient hardenability and high strength. From a C content above 0.30 wt .-%, however, the bainite formation is delayed too much, so that a sufficient Degree of conversion during the inventively provided holding time or the air cooling is not guaranteed.
  • a low transition temperature is necessary for a particularly high strength of bainite. This in turn is limited downwards by the martensitic transformation, which in turn can be shifted by C to lower temperatures.
  • C in the contents provided according to the invention reduces the Ac3 transformation temperature and the martensite start temperature MS.
  • C-casings of at least 0.13% by weight, in particular at least 0.15% by weight, can be provided. With these contents, it is possible to safely achieve strengths of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa, while observing the further provisos of the invention. If negative influences of the presence of high C content on the properties of a sheet metal part according to the invention are to be avoided, this can be achieved by limiting the C content to at most 0.25% by weight,
  • Si Silicon
  • Si is used in the steel of a flat steel product according to the invention in amounts of 0.5-2.0% by weight for suppressing cementite precipitation. Si is practically insoluble in cementite, so that in the presence of sufficient Si contents nucleation is significantly reduced. An Si content of less than 0.5% by weight would not be sufficient for the
  • Si content of at least 0.5 wt .-% can also stabilize the retained austenite. This effect can be achieved by increasing the Si content to at least 0.6 wt .-%, in particular at least 0.7 wt .-%, further reinforce. Contents of at least 0.7% by weight of Si open up a larger process window in hot forming by significantly slowing down the rest of Austenitzerfall. However, with a silicon content exceeding 2.0% by weight, the surface quality and coatability of a sheet metal part obtained according to the invention would decrease too much. If an inventive sheet metal part or the
  • the Si content may be expedient to limit the Si content to at most 1.4% by weight, in particular at most 1.0% by weight. This is especially true when the hot dip coating is to be carried out with an Si-containing melt based on Al. At the same time, lower Si contents, a flat steel product from which the sheet metal component according to the invention is to be formed, allow for lower temperatures
  • Manganese is present in the sheet metal part according to the invention in contents of 0.5-2.4% by weight. Mn serves as a hardening element by greatly retarding ferrite and bainite formation. In addition, it stabilizes retained austenite (austenite former) and inhibits downstream of bainite transformation
  • the austenite stability can once again be markedly increased, because in this way
  • Alloy elements can be prevented from getting larger amounts of microstructures form above the inventively provided maximum holding temperature. If the Mangangehait raised to more than 2.4 wt .-%, but the Bainitumwandlung slows down so clearly that during the process according to the invention the
  • Preserve predetermined holding temperature would be too long to the inventively desired conversion of the structure of a
  • Sheet metal molding according to the invention in a preferably more than 60
  • Aluminum is used in amounts of from 0.01 to 0.2% by weight in the production of the steel constituting a sheet metal part according to the invention
  • Sheet metal product undesirable, but production-related unavoidable levels of N can be used.
  • AI inhibits the formation of cementite in the microstructure of the sheet metal part.
  • too high levels of AI would also significantly increase the Ac3 temperature.
  • Al would hinder austenitization too much.
  • the Al content can be limited to at most 0.1 wt .-%.
  • Chromium contributes to the hardness of the steel of an invention
  • Sheet metal part to at most 1, 5 wt .-%, in particular 0.75 wt .-%, limited.
  • Phosphorus is required at levels of 0.01-0.1 wt% in the steel of a sheet metal part according to the invention to compensate for the reduced Si content to suppress the nucleation of cementite.
  • P leads to grain boundaries, lattice defects, and other sites that typically function as nucleation sites for cementite. In this way, P displaces the carbon present at the sites concerned and decreases
  • Titanium is optionally contained in the steel of a sheet metal part according to the invention in amounts of 0.005-0.1% by weight in order to liberate nitrogen and thus allow the boron, which is also optionally present in effective levels, to promote the formation of ferrite strong inhibitory effect unfold.
  • Ti contributes to grain refining as a micro-alloying element.
  • a Ti content of at least 0.005 wt% may be provided, with the Ti content optimally adjusted to be at least 3.42 times the N content of the steel.
  • Ti also tends to form coarse TIN and can significantly lower the cold rollability as well as the recrystallizability. Therefore, the Ti content, if any, is limited to at most 0.1% by weight.
  • niobium (Nb) can also be added to the steel of an invention
  • Sheet metal part optionally in amounts of 0.005 - 0.1 wt .-% for grain refining and reduction of Zementitausscheidung be added. However, at levels greater than 0.1% by weight, Nb also degrades the
  • vanadium (V) can also be added to the steel of a shaped sheet metal part according to the invention in amounts of 0.001-0.2% by weight for an additional increase in strength. V also contributes to the stabilization of the
  • Vanadium carbides which must dissolve during austenitization of the material before hot working. This is ensured by the fact that the V content is limited to max. 0.2 wt .-% is limited. The vanadium in solution becomes small during bainite formation
  • V-contents of at least 0.001 wt .-%, in particular more than 0.01 wt .-%, required.
  • boron may be present in the steel of the component of the invention at levels of from 0.0005 to 0.01 percent by weight to enhance the hardenability of the invention To raise steel. B lays on the grain boundaries and thus reduces their energy. This suppresses the nucleation of ferrite. For a significant effect, B contents of at least 0.0005 wt% are needed. at
  • Nickel which is also optionally present in the steel of a component according to the invention, is an austenite former which improves the stability of austenite and thus the process stability with longer hold times during bainite formation.
  • the simultaneous presence of Ni can negate the negative influence of copper on the hot rollability. This already helps small amounts of Ni of at least 0.05 wt .-%. At Ni contents of more than 0.4% by weight, on the other hand, a slowing down of bainite formation may occur.
  • Cu copper
  • Cu can also be added to the steel of a component according to the invention in order to increase the hardenability.
  • at least 0.01 wt .-% Cu are sufficient.
  • Cu also improves the resistance to atmospheric corrosion on uncoated sheets.
  • Cu contents above 0.8% by weight significantly impair the hot rolling market due to the low-melting copper phases on the surface.
  • Molybdenum may optionally be present at levels of 0.01-1.0% by weight in the steel of a sheet metal part according to the present invention in order to provide the
  • Mo slows down the ferrite formation significantly and has only a minor effect on the formation of bainite in the temperature window intended according to the invention. From contents of at least 0.01% by weight, molybdenum-carbon clusters form dynamically up to ultrafines
  • Molybdenum carbides on the grain boundaries which control the mobility of the
  • tungsten can optionally in the steel of a
  • Sheet metal components may be present. It works similar to Mo here, but is effective even at lower levels. Thus, there is a positive effect on the hardenability even at a W content of 0.001 wt .-%. From a content of 1.0% by weight, no substantial increase in the effectiveness of W on the properties in question here can be observed.
  • N and S are basically undesirable because they adversely affect the properties of the steel of a sheet metal part according to the invention.
  • N and S are therefore assigned to the unavoidable impurities of the steel, which per se are kept so low (N content ⁇ 0.01% by weight, S content ⁇ 0.05% by weight) that they do not have the properties of Steel have negative impact.
  • Salary ranges are (in% by weight):
  • Composition consists (in% by weight): C: 0.10-0.30%, Si: 0.5-2.0%, Mn: 0.5-2.4%, Al: 0.01-0 , 2%, Cr. 0.005 - 1, 5%, P: 0.01 - 0.1%, and in each case optionally additionally from one or more elements from the group "Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W" with the Ti: 0.005-0.1%, Nb: 0.005-0.1%, V: 0.001-0.2%, B: 0.0005-0.01%, Ni: 0.05-0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.01 - 1, 0%, W: 0.001 - 1, 0%, and the remainder being iron and unavoidable impurities, the impurities being less than 0.05 % S and less than 0.01% N; b) heating the blank so that at least 30% of the blank volume when placed in a hot forming die (step c)) is at a temperature T_Aust above the Ac1 temperature wherein the Ac
  • step a) a blank consisting of a steel composed in a suitable manner in accordance with the above explanations is provided (step a)), which is then heated in a manner known per se such that at least 30%,
  • step b) in particular at least 60% of its volume during subsequent insertion into the respective forming tool has an austenitic structure (step b)). This means that the transformation from ferritic to austenitic microstructure does not have to be completed when it is inserted into the forming tool his. Rather, up to 70% of the volume of the blank can be
  • tempered bainite tempered martensite and / or non-or partially recrystallized ferrite.
  • certain areas of the blank may be targeted at a lower temperature during heating
  • Temperature level are kept as others.
  • the heat can be targeted only targeted to certain sections of the blank or the parts that are to be heated less, are shielded against the heat.
  • the part of the blank material whose temperature remains below the minimum temperature specified for the temperature T_Aust, no or only significantly less bainite is formed during the forming in the tool, so that the microstructure there is significantly softer than in the respective other parts, in which bainitic structure is present. In this way, in each case
  • shaped sheet metal part targeted a softer range can be set, in which, for example, an optimal for the particular application
  • An optimally uniform distribution of properties can be achieved by thoroughly heating the blank in step b).
  • Austenitization treatment be adjusted so that on the one hand by a limitation to 1000 s, a Komvergröberung is avoided, but on the other hand, the speed of the austenitic transformation is taken into account, which increases significantly in particular at a beyond the Ac3 temperature heating the steel blank.
  • the austenitizing temperature is T_Aust
  • the austenitic transformation proceeds so rapidly that after reaching the relevant temperature, no holding at this temperature is required in order to achieve the complete transformation of the structure into austenite.
  • the cut can be made immediately after reaching the
  • the thus heated blank is taken from the respective heating device, which may be, for example, a conventional heating furnace, an induction heating device known per se or a conventional device for keeping steel components warm, and transported so quickly into the forming tool that its temperature during Arriving in the tool with 600 - 900 ° C still clearly above the critical for the invention temperature of at least 450 ° C.
  • the respective heating device may be, for example, a conventional heating furnace, an induction heating device known per se or a conventional device for keeping steel components warm, and transported so quickly into the forming tool that its temperature during Arriving in the tool with 600 - 900 ° C still clearly above the critical for the invention temperature of at least 450 ° C.
  • step c) the transfer of the austenitized blank from the respectively used heating device for
  • Forming tool completed within preferably less than 20 s. Such rapid transport is required to avoid excessive cooling before deformation.
  • the mold When inserting the blank, the mold is tempered to a temperature of 200-430 ° C., preferably 300-400 ° C., particularly preferably 320 380 ° C., which lies below the cooling stop temperature T_cool stop.
  • T_cool stop the particular when selecting the blank concrete to be selected tool temperature
  • T_WZ as a function of the cooling stop temperature T_Ksselstopp, with which the sheet metal part is removed from the tool, and the sheet thickness D of the reshaped to form the sheet metal part blank are determined as follows:
  • Shaping takes place cooling a cooling rate of at least 10 K / s, in particular at least 20 K / s or at least 30 K / s, required to a conversion of austenite before reaching the
  • Undesirable is both a transformation into ferrite, and in bainite at a temperature which is more than 100 ° C above the target holding temperature T_Halt of 300-450 ° C, in particular 320-430 ° C, in particular 320-400 ° C, because the conversion products would have a much lower strength. This would be less
  • the blank is thus not only formed into the sheet metal part, but at the same time also lying in a range of 450-300 ° C, preferably 430-320 ° C, more preferably 400-320 ° C amount
  • Cooling stop temperature quenched For this purpose, the tool is tempered to a tool temperature T_WZ of 200 - 430 ° C. At the cooling stop temperature, some martensite may already have formed in the microstructure of the sheet metal part, which may act as a germination site. However, at this point most of the structure still consists of unstable austenite, which subsequently turns extremely fast to fine bainite.
  • the alloying according to the invention of Si, Al, P slows down the formation of carbides, so that either no or only fine carbides separate out. In this case, the conversion, made possible by the alloy specifically determined by the invention, so fast that no long holding time in
  • manufacturing process according to the invention can easily be incorporated into a short-cycle duty cycle.
  • the sheet metal part obtained is optionally maintained over a sufficient for the conversion into the desired structure time t_Halt at a holding temperature of 300-450 ° C, in particular 320-430 ° C, in particular 320-400 ° C.
  • This holding can be carried out both in the forming tool prior to removal or in a separate device after removal from the forming tool.
  • a particular advantage of the combination of the material according to the invention with the method according to the invention is the shortness of the holding time t_Halt practically required for the formation of the bainitic structure.
  • t_Halt practically required for the formation of the bainitic structure.
  • step f1) it may
  • Air cooling is performed.
  • the invention thus provides a method with which
  • the composition of the steel can be adjusted so that the activation energy for bainite formation Qb is sufficiently low.
  • Bainite formation is less than 45 kJ, especially less than 40 kJ, more preferably less than 35 kJ, to sufficiently fast
  • Bainite conversion to achieve. Qb can be used for B contents of up to 0.0005 wt .-% according to the formula
  • Sheet thicknesses of 1-2 mm have Qb values less than 35 kJ and for
  • a low activation energy Qb is particularly helpful when the
  • Hold time t_Halt is to be kept low, especially if the hold time tJHalt should be 0 seconds.
  • the heat output that is, the specific heat of transformation per unit time, is significant and counteracts cooling.
  • Heat dissipation is sufficient even at low values of Qb to keep the component at temperature by the heat of transformation. It is also possible that the component gains slightly in temperature and cools only after conversion, without heat is introduced from the outside.
  • the lower limit of the invention according to the holding temperature T_Halt predetermined range is 300 ° C, because at underlying
  • % W is the W content and% Si is the Si content of the respective steel in% by weight.
  • the transformation may take place rapidly, which is desirable, but the retained austenite does not remain stable up to room temperature due to an inhomogeneous distribution of the carbons it contains.
  • the resulting sheet metal part can be heated to a temperature of 380-500 ° C. after the holding time required for the formation of the Bainltic microstructure, possibly going to "0" (step f2). ).
  • the carbon has enough time and thermal energy for redistribution.
  • the upper limit of 500 ° C for the homogenization temperature results from the fact that at higher temperatures, too much softening would occur.
  • the diffusion rate would be too low.
  • the diffusion rate would be too low.
  • Homogenization temperature has a temperature range of 420 - 470 ° C proved.
  • step f2 it may be expedient to carry out an additional forming forming, which can be completed, for example, as a calibration step in order to further improve the dimensional accuracy of the sheet metal part.
  • press hardening A major cost burden in press hardening is the laser cutting of the press-hardened components.
  • Conventional press-hardening requires that the component is not lowered until it reaches the required strength
  • Martensite finish temperature which is generally below 200 ° C is removed from the tool.
  • Martensite finish temperature which is generally below 200 ° C is removed from the tool.
  • the component above 300 ° C, preferably at at least 350 ° C, are removed from the tool. Due to the reduced hardness and higher ductility at the higher temperature, the workpiece can also be hot cut at this point of the method according to the invention (step g)).
  • cycle times of 1 to 20 s, in particular 1 to 10 s, can be achieved with the procedure according to the invention. If more than 20 s are required for temperature homogenization (steps d) - f2)), the relevant work steps can be subdivided into several steps, which are executed one after the other in different units.
  • the obtained sheet metal part is cooled within a duration t_AB of 0.5-200 s to a cooling temperature T_AB which is less than 200.degree.
  • T_AB cooling temperature
  • Carbon content ⁇ 0.8% in the retained austenite is rather a risk of martensitic transformation before reaching room temperature.
  • This martensite then in the structure is very hard due to its carbon content, ensures a very poor bending behavior and must therefore be prevented become. Therefore, the invention here preferably sees a comparably slow, within a cooling time of at least 5 seconds
  • the slower, at least 5 s amounting cooling times t_AB also contribute to the dimensional accuracy of the component, in which distortion is avoided.
  • the upper limit of 200 seconds for the range over which the cooling time t_AB extends ensures acceptable cycle time in component manufacturing.
  • a metallic corrosion protection coating can be applied to the flat steel product from which the sheet metal component is formed.
  • coatings based on aluminum such coatings typically having contents of Si in order to optimize their protective effect (so-called "AS coatings").
  • Al-based protective coatings are particularly suitable
  • Aluminum-based coating has, for example, the following composition (in% by weight): 3-15% Si, 1-15% Fe, optionally up to 40% Zn, in particular up to 10% Zn, optionally up to 1% Mg, preferably 0 , 11-0.5% Mg, as well as the balance AI and unavoidable impurities.
  • Typical platen thicknesses of such a coating are 2 mm - 40 mm, in particular 10 mm - 35 mm, in the blank formed according to the invention into the sheet metal part prior to thermoforming.
  • the plate-like structure results in a combination of high
  • FIG. 1a - 1b each derived from a micrograph schematic
  • Fig. 2 is a light micrograph of a section of a sample of an inventively processed
  • Fig. 4 is a light microscope image of a micrograph of a
  • Fig. 5 is a diagram showing the time course of the
  • melts A-0 have been produced, each of which has been formulated in accordance with the provisos of the invention and whose composition is given in Table 1.
  • the AS coating each consisted of 3-15% by weight of Si, 3% by weight of Fe and the remainder being AI and unavoidable
  • Impurities at a coating thickness of 22 mm per side of the blank Impurities at a coating thickness of 22 mm per side of the blank.
  • Heating oven have been heated from room temperature to an austenitizing temperature T_Aust at which they have been heated and maintained for an austenitizing time t_Aust. Subsequently, the blanks are removed from the heating device and placed in a heated to a tool temperature T_WZ forming tool. The resulting from the removal of the heating device, the transport to the tool and the insertion into the tool composed transfer time was 7 s each.
  • the blanks have been reshaped to the respective sheet metal part.
  • the resulting Blechfbrmmaschine are then removed from the forming tool and tempered in a tempering to a holding temperature T_Halt and kept at the temperature T_Halt over a holding period t_Halt to homogenize the
  • the sample 5 is not a temperature homogenization (step f1 of the method according to the invention), but after a within a
  • Transfer time t_Trans carried out transfer into Fast heating tool has been subjected to a rapid heating, in which they at a heating rate HR on a
  • Samples 22 and 23 were removed from the mold after reaching the cooling stop temperature and cooled in still air.
  • T_cool stop holding temperature "T_Halt”, holding time “tJHalt”, transfer time "t_Trans”, heating rate "HR”, homogenizing temperature "T_HOM”, "air cooling” and cathodic dip painting "KTL" are given in table 2.
  • Table 3 shows the sheet thickness D of the blanks from which the individual samples 1 to 24 were produced, as well as those determined on the obtained samples 1 to 24 according to DIN EN ISO 6892-1: 2009
  • Yield strength Rp02, tensile strength Rm and elongation at break A50, the direction of the tensile test relative to the rolling direction or the bending axis relative to the rolling direction ("Q" transverse), the determined according to VDA standard 238-100 bending angle BW_Fmax, which has been calculated in each case according to the formula specified in the standard of the stamp path (the angle BW_Fmax is the bending angle at which the force in the bending test her Maximum has), and the corrected bending angle BW specified.
  • the corrected bending angle BW_korr is calculated according to the formula: and takes into account that the bending angle depends very much on the thickness. At the corrected bending angle, the influence of the thickness is eliminated.
  • FIG. 3 which is a scanning electron micrograph of a section of a microstructure of a sample obtained from the alloy of the melt A
  • the areas removed by etching are bainitic ferrite (bF).
  • the overhanging areas are one of the carbon rich phases Restaustenite (RA) or Cementite (Z). These have in common that they are dating at least
  • Carbon content has an even higher resistance to the etchant than the retained austenite, so that the Zementitanteile have a smooth surface, while the surface of austenite appear rather rough.
  • FIG. 5 shows the dilatometer curve of the bainitic transformation at 400 ° C., which is determined using the example of the alloy "0 u . According to this, the bainitic transformation is already 25% advanced after 10s and already 66% after another 10s.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Blechformteil, das eine Zugfestigkeit Rm > 1000 MPa bei einem Biegewinkel > 70° aufweist und das aus einem Stahlflachprodukt geformt ist, das aus (in Gew.-%): C: 0,10 - 0,30 %, Si: 0,5 - 2,0 %, Mn: 0,5 - 2,4 %, AI: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,005 - 1,5 %, P: 0,01 - 0,1 %, sowie jeweils optional aus einem oder mehreren Elementen der Gruppe „Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W" mit Ti: 0,005 - 0,1 %, Nb: 0,005 - 0,1 %, V: 0,001 - 0,2 %, B: 0,0005 - 0,01 %, Ni: 0,05 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,01 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 %, und als Rest aus Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei das Gefüge des Blechformteils zu 40 - 100 Flächen-% aus plattenförmigem Bainit besteht, der zu 70 - 95 % aus Ferrit, zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen besteht, die ≥ 70 % plattenförmig mit einer Plattenlänge PL von ≥ 200 nm in einem Verhältnis von Plattenlänge PL zu Plattenbreite PB der plattenförmig ausgebildeten kohlenstoffreichen Phase PL/PB von ≥ 1,7 ausgebildet und in einem Abstand angeordnet sind, der 50 nm bis 2 pm beträgt, sowie als Rest zu < 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist, wobei das nicht durch den plattenförmig ausgeprägten Bainit eingenommene Gefüge des Blechformteils zu ≥ 40 Flächende des Gesamtgefüges aus nicht plattenförmig ausgeprägtem Bainit besteht, der zu 70 - 95 % aus Ferrit, zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen sowie zu < 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist, wobei die Summe der Anteile des plattenförmig und des nicht plattenförmig ausgeprägten Bainits am Gefüge des Blechformteils ≥ 60 Flächen-% und der Restaustenitgehalt des Gefüge des Blechformteils 2 - 20 Vol.-% beträgt und der Rest des Gefüges aus sonstigen Gefügebestandteilen besteht. Die Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils zur Verfügung.

Description

Aus einem Stahl geformtes Blechformteil mit einer hohen Zugfestigkeit und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft ein aus einem Stahl geformtes Blechformteil mit einer hohen Zugfestigkeit Rm von mindestens 1000 MPa und einem Biegewinkel von mehr als 70°.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils.
Wenn nachfolgend von einem Stahlflachprodukt oder auch von einem
„Blechprodukt“ die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise
Karosseriebauteilen Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden. "Blechformteile" oder "Blechbauteile” der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Stahlflachoder Blechprodukten hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.- %") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlerzeugnisses beziehen sich Angaben zu den
Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteil jeweils auf die Fläche eines Schliffe einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in„Vol.-%“).
Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 - 1 :2009 ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
Das Gefüge wurde an Querschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Die Gefügebestimmung erfolgte im Raster Elektronenmikroskop bei 5000-facher Vergrößerung für die Bestimmung des Anteils des plattenartigen und anderen nicht plattenartigen Bainits und bei 20.000- bis 50.000-facher Vergrößerung für die Bestimmung der Plattenlänge, -breite und des Plattenabstands. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt.
Aus der EP 2 719 786 B1 sind ein Blechförmteil und ein Verfahren zum
Hersteilen eines solchen Stahlblechförmteils bekannt, das eine Zugfestigkeit von mindestens 980 MPa besitzt. Das Blechformteil besteht dabei aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Masse- %) 0,15 - 0.4 % C, 0,5 - 3 % Si, 0.5 - 2 % Mn, bis zu 0.05 % P, bis zu 0,05 %
S, 0.01 - 0.1 % AI, 0.01 - 1 % Cr, 0.0002 - 0.01 % B, 0.001 - 0.01 % N sowie TI mit der Maßgabe zusammengesetzt ist, dass der Ti-Gehalt mindestens dem Vierfachen des N-Gehalts und höchstens 0,1 % beträgt. Gemäß dem
bekannten Verfahren wird ein aus einem so zusammengesetzten Stahl erzeugter Blechzuschnitt auf eine Temperatur, die nicht weniger als die Ac3- Temperatur des jeweiligen Stahls beträgt und nicht höher als 1000 °C ist, erwärmt und dann in einem Presswerkzeug warm umgeformt, um das heißpressgeformte Blechformteil zu formen. Während der Formgebung wird das Blechformteil mit einer durchschnittlichen Kühlrate von mindestens 20 °C/s oder höher in dem Pressformwerkzeug gekühlt. Dabei wird als Zieltemperaturbereich dieser Abkühlung eine Spanne genannt, die 100 °C unterhalb der
Bainitstarttemperatur„BS“, also 100 °C unterhalb der Temperatur, ab der sich Im Gefüge des Stahls Bainit bildet, beginnt und bei der Martensitstarttemperatur MS, also der Temperatur, ab der sich Martensit im Gefüge des Stahls bildet, endet. In diesem Temperaturbereich wird das Blechformteil für mindestens 10 s gehalten, um die Eigenschaften des Formteils einzustellen. Das Halten kann ein isothermes Halten, ein Abkühlen oder ein Wiedererwärmen umfassen, solange es in dem genannten Temperaturbereich stattfindet. Das so erhaltene
Stahipnodukt soll ein Gefüge, das (in Flächen-%) zu 70 - 97 % aus bainitischem Ferrit, bis zu 27 % aus Martensit und zu 3 - 20 % aus Restaustenit bestehen soll, wobei die restlichen Gefügebestandteile höchstens 5 % einnehmen.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe, ein durch Warmumformen, wie Presshärten, herstellbares Blechformteil zu nennen, das eine optimierte Festigkeit in Kombination mit einem optimalen Energieaufnahmevermögen im Fall plötzlicher Verformungsbelastung hat, wie sie bei einem Crash eines Automobils auftritt.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich derartige Blechformteile praxisgerecht hereteilen lassen.
Die Erfindung hat diese Aufgabe zum einen durch ein Blechformteil mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst.
Zum anderen schlägt die Erfindung zur Herstellung solcher Blechbauteile das In Anspruch 8 angegebene Verfahren vor.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine
Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert. Ein erfindungsgemäßes Blechformteil weist dementsprechend eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1000 MPa und einen Biegewinkel von mehr als 70° auf und ist aus einem Stahlflachprodukt geformt, das aus (in Gew.-%):
sowie jeweils optional zusätzlich aus einem Element oder mehreren
Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W“ mit der Maßgabe
und als Rest aus Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, zu denen auch weniger als 0,05 % S und weniger als 0,01 % N gehören,
- wobei das Gefüge des Blechformteils zu 40 - 100 Flächen-% aus
plattenförmig ausgeprägtem Bainit besteht, der
- zu 70 - 95 % aus Ferrit, zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen, die zu mindestens 70 % plattenförmig mit einer Plattenlänge PL von mindestens 200 nm bei einem Verhältnis von Plattenlänge PL zu Plattenbreite PB der plattenförmig ausgebildeten kohlenstoffreichen Phase PL/PB von mindestens 1 ,7 ausgebildet und in einem Abstand angeordnet sind, der 50 nm bis 2 mm beträgt, sowie - als Rest zu weniger als 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist,
- wobei das nicht durch den plattenförmig ausgeprägten Bainit
eingenommene restliche Gefüge des Blechformteils bis zu 40 Flächen-% aus nicht plattenförmig ausgeprägtem Bainit besteht,
- der zu 70 - 95 % aus Ferrit, zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen sowie
- zu weniger als 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist,
- wobei die Summe der Anteile des plattenförmig und des nicht
plattenförmig ausgeprägten Bainits am Gefüge des Blechformteils mindestens 60 Flächen-% beträgt,
- wobei der Restaustenitgehalt des Gefüges des Blechformteils
2 - 20 Vol.-% beträgt. und
- wobei der nicht durch die bainitischen Bestandteile eingenommene Rest des Gefüges des Blechformteils aus einem oder mehreren Bestandteilen der folgenden Gruppe besteht: "martensitische oder austenitische
Bestandteile, proeutektoider Ferrit, Elsenkarbide, Eisennitride,
Übergangsmetallkarbide, Übergangsmetallnitride, Nichtmetallkarbide, Nichtmetallnitride, metallische oder nicht-metallische Einschlüsse, Sulfide und sonstige unvermeidbare Verunreinigungen".
Der nicht aus Ferrit und kohlenstoffreiche Phasen bestehende, weniger als 5 % des plattenförmig ausgeprägten Bainits einnehmende Rest umfasst beispielsweise Nitride von Mikrolegierungselementen oder sonstige Einschlüsse.
Unter„Bainit“ wird hierbei das Umwandlungsprodukt verstanden, welches sich im Gefüge bei der Abkühlung des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße
Blechformteil besteht, aus dem Austenit bildet. Dabei handelt es sich beim Bainit nicht um eine Einzelphase. Vielmehr besteht Bainit immer mindestens aus bainitischem Ferrit und aus einer oder mehreren kohlenstoffreichen
Phasen.
Unter "plattenförmig ausgeprägtem Bainit" wird vorliegend eine Mischung aus Ferrit und kohlenstoffreichen Phasen, die zu mindestens 70 % plattenförmig ausgebildet sind, sowie bis zu 5 % restliche Bestandteile verstanden.
Vorliegend werden unter dem Begriff "kohlenstoffreiche Phasen" Austenit, Zementit und sonstige Karbide verstanden.
Ferrit lässt sich im Schliffbild einer Probe des jeweiligen Blechformteils durch Anätzen mit 3%iger Nitallösung leicht darstellen.
Die kohlenstoffreichen Phasen werden ebenfalls nach Ätzung mit 3%iger Nitallösung im Schliffbild kenntlich und sind mittels eines
Rasterelektonenmikroskops bestimmbar. Während Ferrit durch das Ätzmittel stark abgetragen wird, bleiben die kohlenstoffreichen Phasen weitestgehend in ihrer ursprünglichen Form bestehen, da sie kaum angeäzt werden. Bei der Quantifizierung der kohlenstoffreichen Phasen nach Form, Größe und Lage zueinander, werden nur die nach der Ätzung stehen gebliebenen Phasen betrachtet - also diejenigen, die vor der Ätzung angeschliffen wurden. Etwaige Karbide in größerer Tiefe, die erst durch das Wegätzen des Ferrits freigelegt worden sind, werden nicht mitbetrachtet. Ansonsten würde das Ergebnis von der Tiefe des weggeätzten Ferrits abhängen.
Der Restaustenitanteil des Gesamtgefüges wird in der Regel durch
Mikrodiffraktometrie bestimmt. Beim Zementit handelt es sich um das stabilste und wichtigste Eisenkarbid mit der stöchiometrischen Zusammensetzung FeaC.
Der Zementit als Teil der kohlenstoffreichen Phasen wird nicht separat bestimmt, sondern wird in der Gesamtheit der kohlenstoffreichen Phasen mitbestimmt. Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Blechformteils besteht aus: i) plattenförmig ausgeprägtem Bainit (Anteil am Gesamtgefüge 40 - 100
Flächen-%), wobei 70 - 95 % des jeweiligen Anteils des plattenförmig ausgeprägten Bainits von Ferrit, 2 - 30 % des jeweiligen Anteils des plattenförmig ausgeprägten Bainits von kohlenstoffreichen Phasen, die zu mindestens 70% plattenförmig mit einer Plattenlänge von mindestens 200 nm, einem Verhältnis von Plattenlänge zu Plattenbreite von mindestens 1 ,7 und in einem Abstand angeordnet sind, der 50 nm bis 2 mm beträgt, ausgebildet sind, sowie als Rest zu weniger als 5 % des Anteils des plattenförmig ausgeprägten Bainits von sonstigen Bestandteilen, bei denen es sich um Nitride von Mikrolegierungselementen oder um sonstige
Einschlüsse handeln kann, eingenommen werden; ii) anderem Bainit, also Bainit, der nicht plattenförmig ausgeprägt ist, wie
globularer Bainit, wobei dieser andere nicht plattenförmig ausgebildete Bainit bis zu 40 Flächen-% des Gesamtgefüges einnehmen kann und wobei auch hier 70 - 95 % des nicht plattenförmig ausgeprägten Bainits von Ferrit, 2 - 30 % des nicht plattenförmig ausgeprägten Bainits von
kohlenstoffreichen Phasen und als Rest weniger als 5 % des jeweiligen Anteils des plattenförmig ausgeprägten Bainits durch sonstige Bestandteile, wie Nitride der Mikroleglerungselemente oder sonstige Einschlüsse eingenommen werden; und iii) als Rest aus martensitischen oder austenitischen Bestandteilen, zu denen angelassener Martensit, nlcht-angelassener Martensit oder Austenit zählen, sowie als weiterer Rest proeutektoider Ferrit, Eisenkarbide,
Eisennitride, Übergangsmetallkarbide, Übergangsmetallnitride,
Nichtmetallkarbide, Nichtmetallnitride, wie zum Beispiel Borkarbonitrid, metallische Einschlüsse, nicht-metallische Einschlüsse, Sulfide und unvermeidbare Verunreinigungen gehören können, wobei es sich von selbst versteht, dass der Anteil des betreffenden Rests am Gesamtgefüge im technischen Sinne auch„0“ sein kann, also praktisch nicht nachweisbar oder so gering ist, dass er keine technische Wirkung hat.
Die voranstehend unter i) und ii) definierten Bainitanteile (Anteil des
plattenförmig ausgeprägten Bainits und Anteil des anderen, nicht plattenförmig ausgebildeten Bainits) am Gefüge eines erfindungsgemäßen Blechformteils sind dabei so eingestellt, dass sie in Summe mindestens 60 Flächen-% am Gefüge des Blechformteils betragen. Neben den erfindungsgemäß
vorgegebenen Bainitanteilen sind Martensitanteile von bis zu 30 Flächen-% im Gefüge des erfindungsgemäßen Blechformteils tolerierbar, wobei der
Martensitanteil optimalerweise möglichst gering ist, also insbesondere weniger als 20 Flächen-% oder weniger als 5 Flächen-% beträgt
Wesentlich für die Erfindung ist somit, dass der im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Blechformteils vorhandene Bainit zu einem wesentlichen Teil, optimalerweise zu mehr als 50 %, plattenartig ausprägt ist. Das bedeutet, dass die Bestandteile des betreffenden Bainits als Platten von bainitischem Ferrit sowie von kohlenstoffreichen Phasen, wie Restaustenit und Zementit, vorliegen.
Zur Erläuterung des prinzipiellen Aufbaus des Gefüges eines
erfindungsgemäßen Blechformteils wird auf die beigefügten Figuren 1 a und 1 b Bezug genommen. In diesen sind mögliche Konfigurationen der
kohlenstoffreichen Phasen jeweils in schwarz aufgezeigt. Der weiß dargestellte Bereich zwischen den schwarzen kohlenstoffreichen Phasen stellt den Ferrit dar. Dabei können sich In dem weißen Bereich beliebig viele weitere
Ausscheidungen befinden, deren maximale Länge im Anschliff 200 nm beträgt.
Wie anhand der Figuren 1a und 1b ersichtlich, gilt für die kohlenstoffreichen Phasen des plattenförmig ausgeprägten Bainits erfindungsgemäß, dass mindestens 70% plattenförmig ausgeprägt sind. Diese 70% plattenförmig ausgeprägten kohlenstoffreichen Phasen weisen eine Länge PL von
mindestens 200 nm und ein Verhältnis der Länge PL zur Breite PB auf , dass um das mindestens 1 ,7-fache größer ist als die Breite PB der jeweiligen Platte (PL/PB > 1 ,7). Die Größe der Platten der kohlenstoffreichen Phasen des plattenförmig ausgeprägten Bainits ist dabei so bestimmt, dass die zwischen ihnen liegenden Ferritplatten ausreichend weit voneinander entfernt sind, um eine einfache Umgehung durch Versetzungen zu vermeiden. Gestreckte Platten (PL/PB > 1 ,7; Figuren 1 a, 1 b) sind des Weiteren nötig, um die Duktilität zu erhalten. Eine blockige Ausprägung (PL/PB < 1 ,7) würde zu einer erhöhten Rissempfindlichkeit bei Scherspannungen führen.
Letzteres wäre vor allem unter Biegebelastung nachteilig. Der Abstand PA zwischen zwei zueinander benachbarten und parallel ausgerichteten Platten der kohlenstoffreichen Phase muss mindestens 50 nm, bevorzugt mindestens 100 nm, und maximal 2mm betragen. Der Abstand PA stellt die effektive Korngröße des bainitischen Ferrits dar. Je kleiner die Korngröße, desto höher der
Widerstand gegen Verformung und damit einhergehend die Festigkeit der betreffenden Gefügekomponente. Für eine ausreichende Festigkeit darf der Abstand nicht mehr als 2mm, bevorzugt nicht mehr als 1 ,2 mm, betragen. Läge der Abstand PA unter 50 nm, so würde die Festigkeit so stark anstelgen, dass sich dieser Bereich kaum noch verformt, da die kritische Rissspannung im Gesamtgefüge erreicht wird. Hieraus würde sich ein sprödes Materialversagen ergeben, was gerade vermieden werden soll. Als„parallel ausgerichtet“ angesehen werden dabei zwei Platten K dann, wenn die Ausrichtung der längsten Seite der jeweils betrachteten Platten um weniger als 25° voneinander abweicht.
Die erfindungsgemäße Gefügebeschaffenheit hat mehrere Vorteile, die zu einer außergewöhnlichen Kombination aus Festigkeit und Biegbarkeit führen: i. Die hohe Festigkeit von mindestens 1000 MPa wird durch die Feinheit des Gefüges erreicht und nicht durch spröde Bestandteile wie z.B. Martensit. Nach der Hall-Petch-Beziehung steigt die Festigkeit mit abnehmender Korngröße. Beim erfindungsgemäßen Blechbauteil stellt der maximale orthogonale Abstand zwischen zwei nächstgelegenen kohlenstoffreichen Platten die effektive Korngröße dar. Die beiden notwendigen Bestandteile des Gefüges sind Austenit und bainitischer Ferrit, welche beide eine hohe Verformbarkeit aufweisen. Sollte sich zusätzlich Zementit bilden, so ist dieser noch feiner als der Austenit. Infolgedessen verschlechtert er die Biegeeigenschaften kaum, obwohl Zementit selber eine sehr harte und spröde Phase darstellt. Über einen größeren Bereich betrachtet (> 100mm) ist das Gefüge wiederum sehr homogen, was entscheidend für eine gute Biegbarkeit ist. Fig. 2 zeigt eine lichtmikroskopische Aufnahme eines Schliffe einer Probe eines erfindungsgemäß verarbeiteten und
zusammengesetzten Stahls in 1000-facher Vergrößerung. Deutlich ist die sehr gute makroskopische Homogenität zu erkennen. ii. Die Funktion des Austenits Im Gefüge eines erfindungsgemäßen
Blechformteils Ist in der Hauptsache, die freie Bewegung von Versetzungen durch den Ferrit zu verhindern und somit einen höheren Widerstand gegen Verformung (= Festigkeit) zu erzeugen. Gleichzeitig werden durch die Schichtstruktur während der Verformung Risse aufgefangen, welche somit nicht auf eine kritische Risslänge wachsen und zu einem vorzeitigen Versagen beim Biegen führen können. iii. Neben dem hohen Kohlenstoffgehalt, der durch die Partitionierung des Kohlenstoffe bei 350 - 450°C eingestellt wird, sorgt die große Feinheit des Austenits auch dafür, dass dieser mechanisch gegen verformungsinduzierte Martensitbildung stabilisiert wird. Die Bildung von grobem, sprödem
Martensit würde die Biegsamkeit deutlich verschlechtern. Die Gefahr der Bildung größerer Martensitanteile im Gefüge eines erfindungsgemäßen Blechbauteils wird durch die besondere Feinheit des Restaustenits gleich zweifach eingeschränkt: Zum einen führt die kleine Korngröße zu einer weiteren Absenkung der Ms Temperatur, so dass sich weniger Austenit bei einer Verformung in Martensit umwandelt. Sollte sich dennoch Martensit bilden, so Ist dieser zum anderen auch noch so fein, dass der negative Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften begrenzt bleibt.
Für den plattenartigen Ferrit im Gefüge eines erfindungsgemäßen
Blechformteils gilt, dass dieser so regelmäßig von Platten der
kohlenstoffreichen Phase unterbrochen wird, dass an jedem Punkt eine kohlenstoffreiche Platte maximal 1 mm, bevorzugt maximal 0,6 mm, entfernt ist. Diese Maßgabe beschränkt die Bewegungsweite von Versetzungen im Ferrit weit genug, so dass sich in Folge der sehr feinen effektiven Korngröße die außergewöhnlich hohe Festigkeit erfindungsgemäßer Blechformteile einstellt.
In Folge seiner relativ geringen Si-Gehalte von bis zu 2 Gew.-%, bevorzugt bis zu 1 ,4 Gew.-%, besonders bevorzugt bis zu 1 Gew.-%, erlaubt die
Erfindung eine Schmelztauchbeschichtung des Blechförmteils insbesondere mit einer aluminiumbasierten Schutzbeschichtung. Im Fall, dass eine solche Beschichtung aufgebracht ist, kann der Umformprozess betriebssicher an atmosphärischer Luft durchgeführt werden, ohne dass dadurch eine
Verzunderung und die damit einhergehenden Probleme ausgelöst werden.
Die Zusammensetzung des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Blechformteil geformt ist, ist so gewählt, dass sich bei optimaler Verformbarkeit des Stahlflachprodukts eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, erhalten lässt, wobei regelmäßig Zugfestigkeiten von 1200 MPa und mehr erzielt werden.
Gleichzeitig weisen erfindungsgemäße Blechbauteile einen gemäß
VDA 238-100 ermittelten Biegewinkel von mehr als 70° auf. Ein derart hoher Biegewinkel steht dafür, dass an einem beispielsweise als Karosseriebauteil in einem Personen- oder Transportfahrzeug eingesetzten
erfindungsgemäßen Blechformteil eine hohe Energieabsorption durch
Biegung erfolgt, wenn das Blechformteil einer plötzlichen starken Verformungsbelastung ausgesetzt ist, wie sie sich beim Auftreffen auf ein Hindernis und des gleichen, also in einer typischen Unfallsituation, ereignet.
Die voranstehend erläuterte Eigenschaftskombination lässt sich
insbesondere dadurch erreichen, dass ein erfindungsgemäßes Bauteil förmgehärtet ist, also, wie nachstehend im Einzelnen erläutert, ihm in einer Form so schnell Wärme entzogen worden ist, dass sich das
erfindungsgemäß vorgegebene Gefüge einstellt, durch das die
Voraussetzung für die erfindungsgemäß erzielten Eigenschaften geschaffen ist.
Ihre besonderen Eigenschaften machen erfindungsgemäße Blechformteile insbesondere für die Verwendung als Teil einer Karosserie oder eines
Fahrwerks eines Fahrzeugs, insbesondere eines landgebundenen
Fahrzeugs, geeignet.
Im Einzelnen enthält der Stahl eines erfindungsgemäßen Blechformteils als Grundlage für diese Eigenschaftskombination Gehalte an
Pflichtbestandteilen (C, Sl, Mn, AL, Cr, P, Fe) und optional zugegebenen, d.h. nicht notwendig vorhandenen optionalen Bestandteilen (Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W). Die Gehalte der einzelnen Bestandteile des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Blechformteil besteht, sind gemäß der Erfindung wie folgt bestimmt:
Kohlenstoff („C“) ist im Stahl, aus dem erfindungsgemäße Blechformteile bestehen, in Gehalten von 0,10 - 0,30 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C- Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und
Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,10 Gew.-% ist erforderlich, um eine ausreichende Härtbarkeit und eine damit einhergehende hohe Festigkeit zu erzielen. Ab einem oberhalb von 0,30 Gew.-% liegenden C-Gehalt wird allerdings die Bainitbildung zu stark verzögert, so dass ein ausreichender Umwandlungsgrad während der erfindungsgemäß vorgesehenen Haltezeit bzw. der Luftabkühlung nicht gewährleistet wird. Damit sich eine besonders hohe Festigkeit des Bainits ergibt, ist eine niedrige Umwandlungstemperatur nötig. Diese ist wiederum nach unten hin durch die martensitische Umwandlung begrenzt, welche sich wiederum durch C zu tieferen Temperaturen verschieben lässt. C in den erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalten vermindert die Ac3- Umwandlungstemperatur sowie die Martensitstarttemperatur MS. Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können, können C-Gehaite von mindestens 0,13 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Festigkeiten von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, sicher erreichen. Sollen negative Einflüsse der Anwesenheit hoher C-Gehalt auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Blechformteils vermieden werden, so kann dies durch eine Begrenzung des C-Gehalts auf höchstens 0,25 Gew.-%,
insbesondere höchstens 0,20 Gew.-% erzielt werden. Die Einhaltung der niedrigeren Obergrenzen für den C-Gehalt tragen besonders zur Verbesserung der Schweißbarkeit bei, da bei niedrigeren C-Gehalten größere
Härtedifferenzen zwischen Schweißlinse und dem umgebenden Werkstoff des Blechbauteils vermieden werden.
Silizium („Si“) wird Im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,5 - 2,0 Gew.-% zur Unterdrückung der Zementitausscheidung eingesetzt. Si ist in Zementit praktisch unlösbar, so dass sich bei Anwesenheit ausreichender Si-Gehalte die Keimbildung deutlich vermindert. Ein weniger als 0,5 Gew.-% betragender Si-Gehalt wäre nicht ausreichend, um die
Zementitausscheidung aus bainitischem Ferrit bei den erfindungsgemäß vorgegebenen Haltetemperaturen zu unterdrücken. Durch den
erfindungsgemäß vorgesehenen Si-Gehalt von mindestens 0,5 Gew.-% lässt sich zudem der Restaustenit stabilisieren. Dieser Effekt lässt sich durch eine Erhöhung des Si-Gehalts auf mindestens 0,6 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, weiter verstärken. Gehalte von mindestens 0,7 Gew.- % Si eröffnen dabei ein größeres Prozessfenster in der Warmumformung, indem sie den Restaustenitzerfall deutlich verlangsamen. Bel einem 2,0 Gew.- % übersteigendem Si-Gehalt würde allerdings die Oberflächenqualität und Beschichtbarkeit eines erfindungsgemäß beschaffenen Blechformteils zu stark abnehmen. Soll ein erfindungsgemäßes Blechformteil oder das
Stahlflachprodukt, aus dem das Blechformteil geformt ist, mit einer
Schmelztauchbeschichtung versehen werden, so kann es zur Vermeidung von Beschichtungsproblemen zweckmäßig sein, den Si-Gehalt auf höchstens 1 ,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 1 ,0 Gew.-%, zu beschränken. Dies gilt insbesondere dann, wenn die Schmelztauchbeschichtung mit einer Si-haltigen Schmelze auf Al-Basis vorgenommen werden soll. Gleichzeitig erlauben geringere Si-Gehalte, ein Stahlflachprodukt, aus dem das erfindungsgemäße Blechbauteil geformt werden soll, bei niedrigeren Temperaturen zu
austenitisieren. Überraschend hat es sich hier gezeigt, dass es bei einem erfindungsgemäß zusammengesetzten, niedrig legierten Stahl gelingt, bei Si- Gehalten von weniger 1 Gew.-%, erhebliche Mengen an Austenit zu
stabilisieren.
Mangan („Mn“) ist im erfindungsgemäßen Blechformteil in Gehalten von 0,5 - 2,4 Gew.-% vorhanden. Mn dient als härtendes Element, indem es die Ferrit- und Bainitbildung stark verzögert. Zusätzlich stabilisiert es den Restaustenit (Austenitbildner) und hemmt eine der Bainitumwandlung nachgelagerte
Zersetzung des Restaustenits in Zementit und Ferrit. Bei einem unter 0,5 Gew.- % liegenden Mangangehalt würde der Austenit nicht ausreichend stabilisiert, so dass es bei den verwendeten Si-Gehalten zu einer nachgelagerten Zersetzung des Austenits kommen würde. Durch Anhebung der Mn-Gehalte auf
mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere mindestens 1 ,1 Gew.-% kann die Austenitstabilität noch einmal deutlich erhöht werden, weil hierdurch In
Kombination mit den anderen erfindungsgemäß vorgesehenen
Legierungselementen verhindert werden kann, dass sich größere Gefügeanteile bei oberhalb der erfindungsgemäß vorgesehenen maximalen Haltetemperatur bilden. Wird der Mangangehait auf mehr als 2,4 Gew.-% angehoben, verlangsamt sich allerdings die Bainitumwandlung so deutlich, dass man während des erfindungsgemäßen Verfahrens die erfindungsgemäß
vorgegebene Haltetemperatur zu lange aufrechterhalten müsste, um die erfindungsgemäß angestrebte Umwandlung des Gefüges eines
erfindungsgemäßen Blechformteils in ein vorzugsweise zu mehr als 60
Flächen-% nach Maßgabe der Erfindung bainitisches Gefüge zu erzielen. Soll gleichzeitig eine optimierte Schweißbarkeit erzielt werden, so lässt sich dies durch eine Begrenzung des Mn-Gehalts auf höchstens 2,0 Gew.-%,
insbesondere höchstens 1 ,8 Gew.-%, bewerkstelligen. Als besonders günstig erweisen sich Mn-Gehalte von höchstens 1 ,6 Gew.%, Insbesondere weniger als 1 ,6 Gew.-%, da dann die bainitische Umwandlung so schnell abläuft, dass durch die damit einhergehende Rekaleszenz nach Entnahme aus dem
Pressformwerkzeug der Aufwand für eine zusätzliche Beheizung des
Werkstücks entfällt, der gegebenenfalls erforderlich ist, um das Blechbauteil nach dem Pressformen ausreichend lange auf der bainitischen
Umwandlungstemperatur zu halten. In vielen Anwendungsfällen kann bei derart eingestelltem Mn-Gehalt auf die zusätzliche Beheizung durch Wahl eines geeigneten C-Gehalts von höchstens 0,2 Gew.-% und bei geeigneter
Blechdicke von mindestens 1 ,2 mm sogar vollständig darauf verzichtet werden.
Aluminium („AI“) dient in Gehalten von 0,01 - 0,2 Gew.-% bei der Erzeugung des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Blechformteil besteht, als
Desoxidationsmittel. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs werden mindestens 0,01 Gew.-% AI benötigt. AI kann darüber hinaus zusätzlich zur Abbindung der im erfindungsgemäßen
Blechprodukt unerwünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Gehalte an N verwendet werden. Gleichzeitig hemmt AI die Entstehung von Zementit im Gefüge des Blechförmteils. Allerdings würde durch zu hohe Gehalte an AI auch die Ac3-Temperatur deutlich nach oben verschoben. Ab einem Gehalt von mehr als 0,2 Gew.-% würde AI die Austenitisierung zu stark behindern. Um in der Praxis die negativen Einflüsse von AI im Stahl des erfindungsgemäßen Blechformteils sicher zu vermeiden, kann der Al-Gehalt auf höchstens 0,1 Gew.-% beschränkt werden.
Chrom („Cr“) trägt zur Härte des Stahls eines erfindungsgemäßen
Blechformteils bei, Indem es diffusive Umwandlungen während der Abkühlung auf die erfindungsgemäß vorgegebene Haltetemperatur verlangsamt und so für einen stabilen Prozess in der Wannumformung sorgt. Diese günstige Wirkung stellt sich ab einem Gehalt von 0,005 Gew.-% ein, wobei sich ein Gehalt von mindestens 0,15 Gew.-% in der Praxis für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen
Blechformteils auf höchstens 1 ,5 Gew.-%, insbesondere 0,75 Gew.-%, beschränkt.
Phosphor („P“) wird in Gehalten von 0,01 - 0,1 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Blechformteils als Ausgleich zum reduzierten Si-Gehalt benötigt, um die Keimbildung von Zementit zu unterdrücken. P segreglert zu Komgrenzen, Gitterfehlstellen und anderen Stellen, welche typischerweise als Nukleationsstellen für Zementit fungieren. Auf diese Weise verdrängt P den an den betreffenden Stellen vorhanden Kohlenstoff und verringert
dementsprechend lokal die Kohlenstoffkonzentration an möglichen
Zementitkeimstellen mit der Folge, dass dort die thermodynamische Triebkraft zur Ausscheidung gesenkt wird mit der Folge, dass die Zementitausscheidung unterdrückt wird. Dieser Effekt stellt sich ab einem P-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% ein und steigt mit zunehmendem P-Gehalt an. Ein zu hoher Phosphorgehalt würde allerdings die Schweißbarkeit, Beschichtbarkeit und Kerbschlagarbeit des Stahls beeinträchtigen, aus dem ein erfindungsgemäßes Blechbauteil geformt ist. Dessen maximaler P-Gehalt ist daher
erfindungsgemäß auf 0,1 Gew.-% beschränkt. Titan („Ti“) ist optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Blechformteils in Gehalten von 0,005 - 0,1 Gew.-% enthalten, um Stickstoff abzubinden und auf diese Weise dem ebenfalls optional in wirksamen Gehalten vorhandenen Bor zu ermöglichen, seine die Bildung von Ferrit stark hemmende Wirkung zu entfalten. Gleichzeitig trägt Ti als Mikrolegierungselement zur Kornfeinung bei. Um diese positiven Einflüsse zu nutzen, kann ein Ti-Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-% vorgesehen sein, wobei der Ti-Gehalt optimalerweise so eingestellt wird, dass er mindestens dem 3,42-fachen des N-Gehalts des Stahls entspricht. Allerdings neigt Ti auch zur Bildung von grobem TIN und kann die Kaltwalzbarkeit sowie die Rekristallisierbarkeit deutlich herabsetzen. Daher ist der Ti-Gehalt, sofern vorhanden, auf höchstens 0,1 Gew.-% beschränkt.
Wie Ti kann auch Niob (Nb) dem Stahl eines erfindungsgemäßen
Blechformteils optional in Gehalten von 0,005 - 0,1 Gew.-% zur Kornfeinung und Reduktion der Zementitausscheidung beigegeben werden. Allerdings verschlechtert Nb bei Gehalten von mehr als 0,1 Gew.-% auch die
Rekristallisierbarkeit.
Optional kann auch Vanadium (V) für eine zusätzliche Festigkeitssteigerung dem Stahl eines erfindungsgemäßen Blechformteils in Gehalten von 0,001 - 0,2 Gew.-% zugegeben werden. V trägt zudem zur Stabilisierung des
Restaustenits bei. Bei der Kaltbandherstellung bildet V allerdings
Vanadiumkarbide, die sich während der Austenitisierung des Werkstoffes vor der Warmumformung auflösen müssen. Dies wird dadurch gewährleistet, dass der V-Gehalt auf max. 0,2 Gew.-% beschränkt ist. Das in Lösungen befindliche Vanadium wird während der Bainitbildung in einer Größe von wenigen
Nanometern ausgeschieden und trägt so mittels Ausscheidungshärtung zur Festigkeit bei. Für eine ausreichende Triebkraft werden V-Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,01 Gew.-%, benötigt.
Ebenfalls optional kann Bor („B“) im Stahl des erfindungsgemäßen Bauteils in Gehalten von 0,0005 - 0,01 Gew.-% vorhanden sein, um die Härtbarkeit des Stahls zu erhöhen. B legt sich auf die Komgrenzen und verringert so ihre Energie. Damit wird die Nukleation von Ferrit unterdrückt. Für einen deutlichen Effekt werden B-Gehalte von mindestens 0,0005 Gew.-% benötigt. Bei
Gehalten von mehr als 0,01 Gew.-% bilden sich jedoch vermehrt Borkarbide, Bomitride oder Bomitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken.
Nickel („Ni“), welches ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Bauteils vorhanden ist, ist ein Austenitbildner, der die Stabilität von Austenit und somit die Prozessstablilität bei längeren Haltezeiten während der Bainitbildung verbessert. Im Fall, dass Kupfer im Stahl des erfindungsgemäßen Bauteils vorhanden ist, kann durch die gleichzeitige Anwesenheit von Ni der negative Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit aufgehoben werden. Hierbei helfen bereits kleine Gehalte an Ni von mindestens 0,05 Gew.-%. Bei Ni- Gehalten von mehr als 0,4 Gew.% kann es dagegen zu einer Verlangsamung der Bainitbildung kommen.
Optional kann auch Kupfer („Cu“) dem Stahl eines erfindungsgemäßen Bauteils zugegeben werden, um die Härtbarkeit zu erhöhen. Hierzu sind mindestens 0,01 Gew.-% Cu ausreichend. Cu verbessert darüber hinaus den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion bei unbeschichteten Blechen. Über 0,8 Gew.- % liegende Cu-Gehalte verschlechtern allerdings die Warmwalzbarkelt aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich.
Molybdän („Mo“) kann optional in Gehalten von 0,01 - 1 ,0 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Blechförmteils vorhanden sein, um die
Prozessstabilität zu verbessern. Mo verlangsamt die Ferritbildung deutlich und wirkt sich nur geringfügig auf die Bainitbildung im erfindungsgemäß avisierten Temperaturfenster aus. Ab Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff-Cluster bis hin zu ultrafeinen
Molybdänkarbiden auf den Komgrenzen, welche die Beweglichkeit der
Komgrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen effektiv verhindern. Zudem wird die Komgrenzenenergie und damit einhergehend die
Nukleationsrate von Ferrit verringert. Bei Gehalten von mehr als 1 ,0 Gew.-% tritt keine wesentliche Steigerung der hier genutzten Wirkungen von Mo mehr ein.
Auch Wolfram („W“) kann optional im Stahl eines erfindungsgemäßen
Blechbauteils vorhanden sein. Es wirkt hier ähnlich wie Mo, wird jedoch schon bei kleineren Gehalten wirksam. So ergibt sich ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit bereits bei einem W-Gehalt von 0,001 Gew.-%. Ab einem Gehalt von 1 ,0 Gew.-% lässt sich keine wesentliche Steigerung der Wirksamkeit von W auf die hier Im Mittelpunkt stehenden Eigenschaften beobachten.
Stickstoff („N“) und Schwefel („S“) sind grundsätzlich unerwünscht, da sie die Eigenschaften des Stahls eines erfindungsgemäßen Blechformteils negativ beeinflussen. Herstellungsbedingt gelangen N und S jedoch unvermeidbar in den Stahl. Sie sind daher den unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls zugeordnet, die per se so gering gehalten (N-Gehalt < 0,01 Gew.-%; S-Gehalt < 0,05 Gew.-%) werden sollen, dass sie keine die Eigenschaften des Stahls negativ beeinflussende Wirkung haben.
Den voranstehenden Erläuterungen entsprechend sind bei einem Stahl, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, aus dem das Blechformteil geformt ist, die C-, Si-, Mn-, AI- und Cr-Gehalte so eingestellt, dass sie in folgende
Gehaltsbereiche fallen (in Gew.-%):
Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen erfindungsgemäßen Blechbauteils werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts, der aus einem Stahl folgender
Zusammensetzung besteht (in Gew.-%) : C: 0,10 - 0,30 %, Si: 0,5 - 2,0 %, Mn: 0,5 - 2,4 %, AI: 0,01 - 0,2 %, Cr. 0,005 - 1 ,5 %, P: 0,01 - 0,1 %, sowie jeweils optional zusätzlich aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W" mit der Maßgabe Ti: 0,005 - 0,1 %, Nb: 0,005 - 0,1 %, V: 0,001 - 0,2 %, B: 0,0005 - 0,01 %, Ni: 0,05 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,01 - 1 ,0 %, W: 0,001 - 1 ,0 %, und als Rest aus Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen weniger als 0,05 % S und weniger als 0,01 % N gehören; b) Erwärmen des Zuschnitts derart, dass mindestens 30 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) eine oberhalb der Ac1 -Temperatur liegende Temperatur T_Aust aufweisen, wobei die Ac1 -Temperatur gemäß der Formel
Ac1 = [739 - 22* %C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo + 13*%NI ]°C mit %C = C-Gehalt, %Si = Si-Gehalt, %Mn = Mn-Gehalt, %Cr = Cr-Gehalt, %Mo = Mo-Gehalt und %Ni = Ni-Gehatt des jeweiligen Stahls des Zuschnitts, bestimmt wird;
c) Einlegen des erwärmten Zuschnitts in das auf eine Werkzeugtemperatur T_WZ von 200 - 430 °C temperierte Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer t_Trans höchstens 20 s beträgt; d) Warmpressformen des Zuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der
Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer t_WZ von 1 - 50 s mit einer mehr als 10 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit r_WZ auf die Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp abgekühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug; fl ) optional: Halten des Blechformteils bei einer 300 - 450 °C betragenden Haltetemperatur T_Halt für eine Haltedauer t_Halt von bis zu 100 s; f2) optional: Erwärmen des Blechformteils Innerhalb von 1 - 10 s auf eine
Homogenisierungstemperatur von 380 - 500 °C; f3) optional: weiteres Umformen des Blechformteils, wobei die Umformung insbesondere als Kalibrierschritt zur Verbesserung der Maßhaltigkeit des Blechformteils ausgeführt werden kann; g) optional: Beschneiden des Blechformteils; h) Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur T_AB von weniger als 200 °C innerhalb einer Abkühldauer t_AB von 0,5 - 200 s.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit ein Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahl besteht, bereitgestellt (Arbeitsschritt a)), der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt wird, dass mindestens 30 %,
insbesondere mindestens 60 %, seines Volumens beim anschließenden Einlegen in das jeweilige Umformwerkzeug ein austenitisches Gefüge besitzt (Arbeitsschritt b)). D.h., die Umwandlung vom ferritischen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim
Einlegen in das Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie
angelassenem Bainit, angelassenem Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem niedrigeren
Temperatumiveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile, die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur unterhalb der für die Temperatur T_Aust vorgegebenen Mindesttemperatur bleibt, entsteht im Zuge der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Bainit, so dass das Gefüge dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, In denen ein bainitisches Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils
geformten Blechformteil gezielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, in dem beispielsweise eine für den jeweiligen Verwendungszweck optimale
Zähigkeit voriiegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine
maximierte Festigkeit besitzen.
Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht werden, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) auf eine
Austenitisierungstemperatur T_Aust erwärmt wird, für die gilt wobei die bei dieser Variante von der Temperatur T_Aust zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, H.P. in Werkstoffkunde Stahl Band 1 : Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn- Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni = jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt wird.
Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
Dazu kann die Dauer der im Arbeitsschritt b) durchgeführten
Austenitisierungsbehandlung so eingestellt werden, dass einerseits durch eine Begrenzung auf 1000 s eine Komvergröberung vermieden wird, andererseits aber auch die Geschwindigkeit der austenitischen Umwandlung berücksichtigt wird, die insbesondere bei einer über die Ac3-Temperatur hinausgehenden Erhitzung des Stahlzuschnitts deutlich ansteigt. Bei einer Erwärmung oberhalb der Ac3-Temperatur liegt die Austenitisierungstemperatur T_Aust
optimalerweise um mindestens 30 °C, insbesondere mindestens 50 °C, über der jeweiligen Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem der zu verformende Zuschnitt jeweils besteht. Bei einer derart hohen Austenitisierungstemperatur läuft die austenitische Umwandlung so schnell ab, dass nach Erreichen der betreffenden Temperatur kein Halten mehr auf dieser Temperatur erforderlich ist, um die vollständige Umwandlung des Gefüges in Austenit zu erzielen.
Stattdessen kann der Zuschnitt unmittelbar nach Erreichen der
Austenitisierungstemperatur der Weiterverarbeitung zugeführt werden.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Stahlbauteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug mit 600 - 900 °C noch deutlich oberhalb der für die Erfindung kritischen Temperatur von mindestens 450 °C liegt.
Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum
Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise weniger als 20 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
Das Werkzeug ist beim Einlegen des Zuschnitts auf eine Temperatur von 200 - 430 °C, bevorzugt 300 - 400 °C, besonders bevorzugt 320 - 380 °C, temperiert, die unterhalb der Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp liegt. Dabei kann die beim Einlegen des Zuschnitts jeweils konkret zu wählende Werkzeugtemperatur
T_WZ in Abhängigkeit von der Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp, mit welcher das Blechformteil aus dem Werkzeug entnommen wird, und der Blechdicke D des zu dem Blechformteil umzuformenden Zuschnitts wie folgt bestimmt werden:
Bei der anschließend während der Umformung des Zuschnitts zu dem
Blechformteil erfolgenden Abkühlung ist eine Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 10 K/s, insbesondere mindestens 20 K/s oder mindestens 30 K/s, erforderlich, um eine Umwandlung des Austenits vor Erreichen der
Haltetemperatur zu verhindern. Unerwünscht ist sowohl eine Umwandlung in Ferrit, als auch in Bainit bei einer Temperatur, die mehr als 100°C über der angezielten Haltetemperatur T_Halt von 300 - 450 °C, insbesondere 320 - 430°C, insbesondere 320 - 400 °C, liegt, da die Umwandlungsprodukte eine deutlich geringere Festigkeit aufweisen würden. Dies würde zu einer geringeren
Gesamtfestigkeit wie auch zu einer verringerten Biegsamkeit führen. Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch auf eine im Bereich von 450 - 300 °C liegende, bevorzugt 430 - 320 °C, besonders bevorzugt 400 - 320 °C betragende
Kühlstopptemperatur abgeschreckt. Zu diesem Zweck ist das Werkzeug auf eine 200 - 430 °C betragende Werkzeugtemperatur T_WZ temperiert. Bei der Kühlstopptemperatur hat sich möglicherweise schon etwas Martensit im Gefüge des Blechformteils gebildet, der als Keimstelle fungieren kann. Der größte Teil des Gefüges besteht Jedoch an diesem Punkt noch aus instabilem Austenit, welcher sich nachfolgend äußerst schnell zu feinem Bainit umwandelt. Durch die erfindungsgemäße Zulegierung von Si, AI, P wird die Bildung von Karbiden verlangsamt, so dass sich entweder keine oder nur feine Karbide ausscheiden. Dabei erfolgt die Umwandlung, ermöglicht durch die von der Erfindung speziell bestimmte Legierung, so schnell, dass keine lange Haltezeit im
Temperaturbereich von 450 - 300 °C, insbesondere 430 - 320 °C,
insbesondere 400 - 320 °C, nötig ist. Konkret sieht die Erfindung für die
Abkühlung und ein gegebenenfalls Im Umformwerkzeug erfolgendes Halten bei der nach der Abkühlung erreichten Temperatur T_Kühlstopp in dem noch geschlossenen Werkzeug eine Dauer t_WZ von 1 - 50 s vor. Der
erfindungsgemäße Herstellungsprozess kann sich als solcher problemlos in einen kurz getakteten Arbeitszyklus eingegliedert werden.
Nach der Abkühlung wird das erhaltene Blechformteil optional über eine für die Umwandlung in das angestrebte Gefüge ausreichende Zeitdauer t_Halt bei einer Haltetemperatur von 300 - 450 °C, insbesondere 320 - 430 °C, insbesondere 320 - 400 °C, gehalten. Dieses Halten kann sowohl im Umformwerkzeug vor der Entnahme oder in einer separaten Vorrichtung nach der Entnahme aus dem Umformwerkzeug durchgeführt werden.
Ein besonderer Vorteil der Kombination aus dem erfindungsgemäßen Werkstoff mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ist dabei die Kürze der zur Bildung des bainitischen Gefüges praktisch benötigten Haltezeit t_Halt. Versuche haben hier gezeigt, dass bereits nach wenigen Sekunden mehr als 50% des Austenits umgewandelt sind. Dies führt zu einer hohen Maßhaltigkeit des erfindungsgemäß erzeugten Blechformteils bei kurzen Prozesszeiten und ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften. Eine längere Haltezelt t_Halt als 100 s wäre zum einen unwirtschaftlich und zum anderen auch nachteilig für die Konstitution des Gefüges. Bei zu langen Haltezeiten t_Halt würde es zur vermehrten Umwandlung von Restaustenit zu Zementit kommen, was vor allem die Zugeigenschaften verschlechtern würde, indem es die Bruchdehnung verringert.
Insbesondere im Fall, dass Arbeitsschritt f1 ) durchgeführt wird, kann es
zweckmäßig sein, optional als weiteren Arbeitsschritt eine zusätzliche
Umformung durchzuführen, die beispielsweise zur Verbesserung der
Maßhaltigkeit des Blechformteils beiträgt.
Im Fall, dass kein gesondertes Halten erfolgt, der Arbeitsschritt f1 ) also nicht absolviert wird (t_Halt = 0 Sekunden) findet ein erster Teil der Umwandlung bereits Im Werkzeug statt, wogegen ein zweiter Teil der Umwandlung während der Abkühlung im Arbeitsschritt h) stattfindet, die in diesem Fall bevorzugt als
Luftabkühlung durchgeführt wird.
Mit der Erfindung steht somit ein Verfahren zur Verfügung, mit dem sich
Blechformteile erzeugen lassen, deren Gefüge durch eine plattenartige Struktur gekennzeichnet sind. Das derart plattenartige Gefüge ergibt eine Kombination aus hoher Zugfestigkeit (>1000 MPa, insbesondere >1100 MPa) mit sehr hohem Biegewinkel (unbeschichtet >80°). Dabei lassen sich Blechbauteile durch
Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens in besonders kurzer Zeit hersteilen. So können bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise Blechbauteile von hoher Festigkeit und optimalem Energieaufnahmevermögen innerhalb von
Gesamtzeiten erzeugen, die unter einer Minute liegen.
Um die erfindungsgemäß genutzten Umwandlungsprozesse betriebssicher zu initiieren, kann die Zusammensetzung des Stahls so eingestellt werden, dass die Aktivierungsenergie zur Bainitbildung Qb ausreichend gering ist. Hierzu lassen sich innerhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen, oben erläuterten Grenzen der C-Gehalt %C, der Mn-Gehalt %Mn, der Mo-Gehalt %Mo, der Cr-Gehalt %Cr, der Ni-Gehalt %Ni und der Cu-Gehalt %Cu in Abhängigkeit vom B-Gehalt des Stahls jeweils in Gew.-% derart einstellen, dass die Aktivierungsenergie Qb der
Bainitbildung weniger als 45 kJ, insbesondere weniger als 40kJ, besonders bevorzugt weniger als 35 kJ, beträgt, um eine ausreichend schnelle
Bainitumwandlung zu erzielen. Qb lässt sich dabei für B-Gehalte von bis zu 0,0005 Gew.-% gemäß der Formel
Qb [kJ] = (90 * %C + 10* (%Mn+%Mo) +2* (%Cr + %Ni) + 1*%Cu) [kJ/Gew.-%], und bei B-Gehalten von mehr 0,0005 Gew.-% gemäß der Formel
Qb [kJ] = (90 * %C + 10* (%Mn+%Mo) +2* (%Cr + %Ni) + 1*%Cu +2) [kJ/Gew.-%] berechnen, wobei die C-Gehalte %C, der Mn-Gehalt %Mn, der Mo-Gehalt
%Mo, der Cr-Gehalt %Cr, der Ni-Gehalt %Ni und der Cu-Gehalt %Cu jeweils in Gew.-% in diese Formeln eingesetzt werden.
Für Blechdicken größer 2 mm haben sich Qb-Werte kleiner 40 kJ, für
Blechdicken von 1-2 mm haben sich Qb-Werte kleiner 35 kJ und für
Blechdicken kleiner 1 mm haben sich Qb-Werte kleiner 34 kJ als günstig erwiesen.
Eine niedrige Aktivierungsenergie Qb ist insbesondere hilfreich, wenn die
Haltezeit t_Halt gering gehalten werden soll, insbesondere wenn die Haltezeit tJHalt 0 Sekunden betragen soll. Insbesondere, wenn Qb weniger als 38 kJ beträgt, ist die Wärmeleistung, das heißt die spezifische Umwandlungswärme pro Zeiteinheit, signifikant und wirkt einer Abkühlung entgegen. Diese
Wärmeabgabe reicht selbst bei geringen Werten von Qb aus, um das Bauteil durch die Umwandlungswärme auf Temperatur zu halten. Es ist auch möglich, dass das Bauteil geringfügig an Temperatur gewinnt und erst nach erfolgter Umwandlung abkühlt, ohne dass von außen Wärme eingebracht wird. Die Untergrenze des erfindungsgemäß für die Haltetemperatur T_Halt vorgegebenen Bereichs liegt bei 300 °C, weil bei darunter liegenden
Temperaturen die Martensitstarttemperatur MS selbst bei maximaler
Ausnutzung der im Rahmen der Erfindung liegenden Legierungsmöglichkeiten deutlich unterschritten würde. Da aber möglichst viel Bainit gebildet werden soll, muss die Martensitbildung weitestgehend vermieden werden. Martensitanteile von mehr als 30 Flächen-% würden zu einer deutlichen Verschlechterung der Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Blechformteils führen. Deshalb sollte die Prozessführung so gewählt werden, dass der Martensitanteil des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils möglichst klein ist. Nach oben hin ist der Bereich der Haltetemperatur T_Halt auf 450°C beschränkt, weil bei höheren Temperaturen die Festigkeit des Bainits zu stark abfallen würde.
Nach CAPDEVILA, C. et al. Determination of Ms Temperature in Steels: A Bayesian Neural Network Model. ISIJ International, 42:8, August 2002, 894- 902, lässt sich die Martensitstafttemperatur eines im Rahmen der
erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls gemäß der Formel: berechnen, wobei auch hier mit C% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt (nicht im erfindungsgemäß
zusammengesetzten Stahl enthalten), mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind.
Kommt es im Werkzeug bei der Umformung zu dem Blechformteil zu
unterschiedlichen lokalen Anpressdrücken, so kann im Blechformteil bei seiner Entnahme aus dem Werkzeug eine inhomogene Temperaturverteilung vorliegen. Um auch in einem solchen Fall eine gleichmäßige und vollständige bainitische Umwandlung zu gewährleisten, kann durch eine optional zusätzliche Erwärmung die Temperaturverteilung so homogenisiert werden, dass die Temperatur über das gesamte Blechformteil in einem Temperaturbereich von Ms-20 bis Ms + 100°C, insbesondere Ms bis Ms + 80 °C, liegt.
Bei besonders niedrigen Haltetemperaturen T_Halt kann es passieren, dass die Umwandlung zwar schnell abläuft, was wünschenswert ist, dass aber der Restaustenit aufgrund einer inhomogenen Verteilung des in ihm enthaltenen Kohlenstoffe nicht bis zur Raumtemperatur stabil bleibt. Um dem abzuhelfen und eine homogene C-Verteilung im Restaustenit zu sichern, kann das erhaltene Blechformteil nach der für die Bildung des bainltischen Gefüges benötigten, gegebenenfalls gegen„0“ gehenden Haltezeit auf eine Temperatur von 380 - 500°C erhitzt werden (Arbeitsschritt f2)). Bei der nach Erreichen der betreffenden Homogenisierungstemperatur einsetzenden Abkühlung hat der Kohlenstoff genügend Zeit und thermische Energie zum Umverteilen. Die obere Grenze von 500°C für die Homogenisierungstemperatur ergibt sich daraus, dass bei noch höheren Temperaturen eine zu starke Erweichung eintreten würde. Bei Homogenisierungstemperaturen von weniger als 380°C wäre die Diffusionsrate zu gering. Als besonders günstig für die
Homogenisierungstemperatur hat sich ein Temperaturbereich von 420 - 470°C erwiesen.
Auch Im Anschluss an den optional durchgeführten Arbeitsschritt f2) kann es zweckmäßig sein, eine zusätzliche Umformformung durchzuführen, die beispielsweise als Kalibrierschritt absolviert werden kann, um die Maßhaltigkeit des Blechformteils weiter zu verbessern.
Eine große Kostenbelastung beim Presshärten stellt der Laserbeschnitt der pressgehärteten Bauteile dar. Beim konventionellen Presshärten ist zum Erreichen der Festigkeit nötig, dass das Bauteil erst unterhalb der
Martensitfinishtemperatur, die im allgemeinen unter 200°C liegt aus dem Werkzeug entnommen wird. Im Gegensatz dazu kann beim
erfindungsgemäßen Verfahren das Bauteil oberhalb von 300°C, bevorzugt bei mindestens 350°C, aus dem Werkzeug entnommen werden. Durch die verringerte Härte und höhere Duktilität bei der höheren Temperatur kann an diesem Punkt des erfindungsgemäßen Verfahrens das Werkstück auch warm beschnitten werden (Arbeitsschritt g)).
Letzteres ist im Vergleich zum Laserbeschnitt sehr kostengünstig und führt zu einer deutlich vereinfachten Logistik. So lassen sich mit der erfindungsgemäßen Vorgehensweise Taktzeiten von 1 - 20 s, insbesondere 1 - 10 s erreichen. Sollten zur Temperaturhomogenisierung (Arbeitsschritte d) - f2)) mehr als 20 s benötigt werden, so können die betreffenden Arbeitsschritte in mehrere Schritte unterteilt werden, die in unterschiedlichen Aggregaten nacheinander ausgeführt werden.
Bei der Abkühlung im abschließenden Schritt h) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das erhaltene Blechformteil innerhalb einer Dauer t_AB von 0,5 - 200 s auf eine weniger als 200 °C betragende Abkühltemperatur T_AB abgekühlt. Dabei wird die für die Abkühlung notwendige Dauer t_AB und damit einhergehend die Geschwindigkeit, mit der die Abkühlung erfolgt, in
Abhängigkeit vom Fortschritt der Gefügeumwandlung in den vorangegangenen Arbeitsschritten eingestellt. Im Fall, dass ein Teil der Umwandlung noch während der Luftabkühlung folgen soll, wird die Abkühlung unter einem
Medium, wie beispielsweise ruhender oder bewegter Luft, vorgenommen, bei der vergleichbar niedrige Abkühlraten erzielt werden. Hierbei ist zu beachten, dass die abschließende Abkühlung mitentscheidend für eine homogene
Kohlenstoffverteilung im Restaustenit ist. Während die Bainitumwandlung beim erfindungsgemäßen Stahl so schnell abläuft, dass sich eine sehr gute
Maßhaltigkeit ergibt, reicht die Verweildauer t_WZ im Schnitt häufig nicht aus, um eine homogene Kohlenstoffverteilung zu erreichen. Bei lokalen
Kohlenstoffgehalten < 0,8% im Restaustenit besteht vielmehr die Gefahr einer martensitischen Umwandlung vor Erreichen der Raumtemperatur. Dieser dann im Gefüge vorhandene Martensit ist aufgrund seines Kohlenstoffgehalts sehr hart, sorgt für ein sehr schlechtes Biegeverhalten und muss daher verhindert werden. Deshalb sieht die Erfindung hier vorzugsweise eine vergleichbar langsame, innerhalb einer Abkühldauer von mindestens 5 Sekunden
ablaufende Abkühlung vor. Die langsameren, mindestens 5 s betragenden Abkühlzeiten t_AB tragen auch zur Maßhaltigkeit des Bauteils bei, in dem Verzug vermieden wird. Die Obergrenze von 200 s für den Bereich, über den sich die Abkühldauer t_AB erstreckt, gewährleistet akzeptable Taktzeit bei der Bauteilfertigung.
Um eine Zunderbildung während der Austenitisierung zu verhindern und das erfindungsgemäße Blechformteil gegen Korrosion zu schützen, kann auf das Stahlflachprodukt, aus dem das Blechbauteil geformt wird, eine metallische Korrosionsschutzbeschichtung aufgebracht sein. Hierzu besonders geeignet sind Überzüge auf Aluminiumbasis, wobei solche Überzüge typischerweise Gehalte an Si aufweisen, um ihre Schutzwirkung zu optimieren (so genannte „AS-Überzüge“). Al-baslerte Schutzüberzüge lassen sich besonders
wirtschaftlich auf ein erfindungsgemäß verarbeitetes Stahlflachprodukt durch Schmelztauchbeschichten aufbringen. Ein für den Schutz eines
erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlflachprodukts und damit einhergehend eines erfindungsgemäßen Blechformteils besonders geeigneter
Aluminiumbasis-Überzug hat beispielsweise folgende Zusammensetzung (in Gew.-%): 3 - 15 % Si, 1 - 15 % Fe, optional bis zu 40 % Zn, insbesondere bis zu 10 % Zn, optional bis zu 1 % Mg, bevorzugt 0,11-0,5% Mg, sowie als Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen. Typische Auflagendicken eines solchen Überzugs betragen beim erfindungsgemäß zu dem Blechformteil umgeformten Zuschnitt vor der Warmformgebung 2 mm - 40 mm, insbesondere 10 mm - 35 mm.
Durch das plattenartige Gefüge ergibt sich eine Kombination aus hoher
Zugfestigkeit (>1100MPa) mit sehr hohem Biegewinkel (unbeschichtet deutlich > 80°, siehe Anwendungsbeispiele). Während plattenartige bainltlsche Gefüge schon hinlänglich im Stand der Technik beschrieben werden, ist absolut neu, dass sich dadurch sehr gute Biegeeigenschaften ergeben. Außerdem ist absolut neu, dass sich ein zementitarmes, plattenartiges Bainitgefüge mit Zugfestigkeiten > 1000 MPa und hervorragenden Biegeeigenschaften in sehr kurzen Haltezeiten oder nur in Luftabkühlung darstellen und innerhalb von Zeiten < 1 Minute einstellen lässt.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Die Figuren zeigen:
Fig. 1a - 1b jeweils eine aus einem Schliffbild gewonnene schematische
Darstellung des Gefüges einer erfindungsgemäßen Probe
Fig. 2 eine lichtmikroskopische Aufnahme eines Schliffs einer Probe eines erfindungsgemäß verarbeiteten und
zusammengesetzten Stahls in 1000-facher Vergrößerung;
Fig. 3 eine rasterelektronenmlkroskopische Aufnahme eines
Schliffbilds einer erfindungsgemäß erzeugten Probe;
Fig. 4 eine lichtmikroskopische Abbildung eines Schliffbilds einer
erfindungsgemäß erzeugten Probe;
Fig. 5 ein Diagramm, das den zeitlichen Verlauf der aus dem
Austenit erfolgenden Bainitumwandlung einer
erfindungsgemäß zusammengesetzten Legierung bei 400 °C im Dilatometer zeigt.
Zur Erprobung der Erfindung sind Schmelzen A - 0 erzeugt worden, die jeweils den Maßgaben der Erfindung entsprechend zusammengesetzt waren und deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben sind.
Aus den so zusammengesetzten Schmelzen sind in konventioneller Weise kaltgewalzte Stahlbänder erzeugt worden. Ein Teil der Stahlbänder ist In ebenfalls konventioneller Weise mit einem so genannten AS-Überzug
schmelztauchbeschichtet worden. Die AS-Beschichtung bestand jeweils aus 3 - 15 Gew.-% Si, 3 Gew.-% Fe und als Rest AI und unvermeidbaren
Verunreinigungen bei einer Beschichtungsdicke von jeweils 22 mm pro Seite des Zuschnitts.
Von den Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1 - 24 in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise einem konventionellen
Erwärmungsofen, von Raumtemperatur auf eine Austenitisierungstemperatur T_Aust erwärmt worden, bei der sie über eine Austenitisierungsdauer t_Aust erwärmt und gehalten worden sind. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein auf eine Werkzeugtemperatur T_WZ erwärmtes Umformwerkzeug eingelegt worden. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferzeit betrug jeweils 7 s.
Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden.
Bis auf die Proben 5, 22 und 23 sind die erhaltenen Blechfbrmteile dann aus dem Umformwerkzeug entnommen und in einem Temperierwerkzeug auf eine Haltetemperatur T_Halt temperiert und bei der Temperatur T_Halt über eine Haltedauer t_Halt gehalten worden, um eine Homogenisierung der
Temperaturverteilung und eine gleichmäßige Bainitumwandlung zu
gewährleisten.
Die Probe 5 ist keiner Temperaturhomogenisierung (Arbeitsschritt f1 des erfindungsgemäßen Verfahrens), sondern nach einem Innerhalb einer
Transferzeit t_Trans durchgeführten Transfer in ein Schnellerwärmungswerkzeug einer schnellen Erwärmung unterzogen worden, bei der sie mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit HR auf eine
Homogenisierungstemperatur T_HOM erwärmt worden ist.
Abschließend sind die Proben auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die Abkühlung erfolgte dabei entweder an ruhender Luft mit einer Abkühlrate von 7 K/s oder an Druckluft mit 30 K/s.
Die Proben 22 und 23 wurden nach Erreichen der Kühlstopptemperatur aus dem Werkzeug entnommen und an ruhender Luft abgekühlt.
Einige der Proben sind darüber hinaus einer kathodischen Tauchlackierung (KTL) unterzogen worden, um einerseits ihre Lackierbarkeit zu erproben und andererseits zu untersuchen, ob sich die mechanischen Eigenschaften durch die KTL-Behandlung verändern. Ein Vergleich der Proben 3 und 4 zeigt, dass die KTL selbst bei an ruhender Luft abgekühlten Proben kaum einen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften hat
Die bei der Verarbeitung der Proben 1 -24 vorgesehenen bzw. eingestellten Parameter„Beschichtung“, Austenitisierungstemperatur„T_Aust“,
Austenitisierungsdauer„t_Aust“, Werkzeugtemperatur„T_WZ“, Dauer des Abkühlvorgangs„t_WZ“ im Umformwerkzeug, Kühlstopptemperatur
T_Kühlstopp, Haltetemperatur„T_Halt“, Haltedauer„tJHalt“, Transferzeit „t_Trans“, Erwärmungsgeschwindigkeit„HR“, Homogenisierungstemperatur „T_HOM“,„Luftabkühlung“ und kathodische Tauchlackierung„KTL“ sind in Tabelle 2 angegeben.
In Tabelle 3 sind zudem die Blechdicke D der Zuschnitte, aus denen die einzelnen Proben 1 - 24 erzeugt worden sind, sowie die an den erhaltenen Proben 1 - 24 jeweils gemäß DIN EN ISO 6892 - 1 :2009 ermittelten
Streckgrenze Rp02, Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A50, die Richtung der Zugprobe relativ zur Walzrichtung bzw. der Biegeachse relativ zur Walzrichtung („Q“ = quer), der gemäß VDA-Norm 238-100 ermittelte Biegewinkel BW_Fmax, der jeweils nach der in der Norm angegebenen Formel aus dem Stempelweg errechnet worden ist (der Winkel BW_Fmax ist der Biegewinkel, bei welchem die Kraft im Biegeversuch ihr Maximum hat), und der korrigierte Biegewinkel BW angegeben. Der korrigierte Biegewinkel BW_korr berechnet sich nach der Formel: und berücksichtigt, dass der Biegewinkel sehr stark von der Dicke abhängt. Beim korrigierten Biegewinkel Ist der Einfluss der Dicke eliminiert.
In Tabelle 4 sind schließlich die an den erhaltenen Proben 1 - 24 bestimmten Gefügeanteile angegeben, wobei in der Spalte„Bainit gesamt“ der gesamte Bainitanteil, in der Spalte„plattenartiger Bainit“ der Anteil des im Sinne der Erfindung plattenartig ausgeprägten Bainits, in der Spalte„Martensit“ der Anteil der martensitischen Bestandteile und in der Spalte RA der Anteil des gesamten Restaustenits im Gesamtgefüge angegeben sind.
Die Figuren 1 a, 1 b und 2 sind oben schon erläutert worden.
Beim Beispiel der Fig. 3, bei dem es sich um eine Raster-Elektronen- Mikroskop-Aufnahme eines Ausschnitts eines Gefügeschlifls einer aus der Legierung der Schmelze A, Ausführungsbeispiel 1 , gewonnenen Probe handelt, sind die durch Ätzen entfernten Bereiche bainitlscher Ferrit (bF). Die noch überstehenden Bereiche sind eine der kohlenstoffreichen Phasen Restaustenit (RA) oder Zementit (Z). Diese haben gemein, dass sie aus mindestens
85 Gew.-% Fe und mindestens 0.6 Gew.-% C bestehen. Durch den hohen Kohlenstoffgehalt lassen sie sich kaum anätzen und stehen noch fast bis zur Polierebene hoch. Beide kohlenstoffreichen Phasen behindern
Versetzungsbewegungen im bainitischen Ferrit und bewirken somit eine
Festigkeitssteigerung. Bei noch höherer Auflösung ließen sich Restaustenit und Zementit dadurch unterscheiden, dass Zementit durch seinen höheren
Kohlenstoffgehalt einen noch höheren Widerstand gegen das Ätzmittel als der Restaustenit besitzt, so dass die Zementitanteile eine glatte Oberfläche aufweisen, während die Oberfläche von Austenit eher rau erscheinen.
Aus Fig. 5 ist anhand des Beispiels der Legierung„O“ ersichtlich, dass bei einem nach dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept legierten Stahl die Umwandlung vom Austenit in den Bainit besonders schnell abläuft. Dies hat nicht nur prozesstechnische Vorteile, sondern ermöglicht es auch, sehr geringe Si-Gehalte zu verwenden.
Letzteres erlaubt eine AS-Beschichtung, die gut auf dem jeweiligen
Stahlsubstrat haftet, wie aus Fig. 4 anhand einer lichtmikroskopischen
Abbildung eines Schliffbilds ersichtlich ist, das von dem Blechzuschnitt stammt, aus dem die Blechformteil-Probe Nr. 7 erzeugt worden ist.
Fig. 5 zeigt dazu die am Beispiel der Legierung„Ou ermittelte Dilatometerkurve der bainitischen Umwandlung bei 400°C. Demnach ist bereits nach 10s die bainitische Umwandlung zu 25% und nach weiteren 10s bereits zu 66% fortgeschritten.
Tabelle 2
Tabelle 3

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Blechformteil, das eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1000 MPa und einem Biegewinkel von mehr als 70° aufweist und das aus einem
Stahlflachprodukt geformt ist, das aus (in Gew.-%):
sowie jeweils optional zusätzlich aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W“ mit der Maßgabe
und als Rest aus Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, zu denen auch weniger als 0,05 % S und weniger als 0,01 % N gehören,
- wobei das Gefüge des Blechformteils zu 40 - 100 Flächen-% aus
plattenförmig ausgeprägtem Bainit besteht, der - zu 70 - 95 % aus Ferrit,
- zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen, die zu mindestens 70 % plattenförmig mit einer Plattenlänge PL von mindestens 200 nm bei einem Verhältnis von Plattenlänge PL zu Plattenbreite PB der plattenförmig ausgebildeten kohlenstoffreichen Phase PL/PB von mindestens 1 ,7 ausgebildet und in einem Abstand angeordnet sind, der 50 nm bis 2 mm beträgt, sowie
- als Rest zu weniger als 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist,
- wobei das nicht durch den plattenförmig ausgeprägten Bainit
eingenommene restliche Gefüge des Blechformteils bis zu 40 Flächen-% des Gesamtgefüges aus nicht plattenförmig ausgeprägtem Bainit besteht,
- der zu 70 - 95 % aus Ferrit, zu 2 - 30 % aus kohlenstoffreichen Phasen sowie
- zu weniger als als 5 % aus sonstigen Bestandteilen gebildet ist,
- wobei die Summe der Anteile des plattenförmig und des nicht
plattenförmig ausgeprägten Bainits am Gefüge des Blechformteils mindestens 60 Flächen-% beträgt,
- wobei der Restaustenitgehalt des Gefüges des Blechformteils
2 - 20 Vol.-% beträgt. und
- wobei der nicht durch die bainitischen Bestandteile eingenommene Rest des Gefüges des Blechformteils aus einem oder mehreren Bestandteilen der folgenden Gruppe besteht: "martensitische oder austenitische Bestandteile, proeutektoider Ferrit, Eisenkarbide, Eisennitride,
Übergangsmetallkarbide, Übergangsmetallnitride, Nichtmetallkarbide, Nichtmetallnitiide, metallische oder nicht-metallische Einschlüsse, Sulfide und sonstige unvermeidbare Verunreinigungen".
2. Blechformteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
dass der C-Gehalt %C, der Mn-Gehalt %Mn, der Mo-Gehatt %Mo, der Cr-Gehalt %Cr, der Ni-Gehalt %Ni und der Cu-Gehalt %Cu in Abhängigkeit vom B-Gehalt des Stahls jeweils in Gew.-% derart eingestellt werden, dass die Aktivierungsenergie Qb der Bainitbildung < 45 kJ ist, wobei für Qb bei B- Gehalten von bis zu 0,0005 Gew.-% gilt
3. Blechformteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass der Stahl, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, aus dem das Blechformteil geformt ist, das (in Gew.-%) 0,13 - 0,25 % C, 0,6 - 1 ,4 % Si, 0,9 - 1 ,8 % Mn, 0,01 - 0,1 % AI und 0,15 - 0,75 % Cr enthält.
4. Blechformteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass der Stahl, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, aus dem das Blechformteil geformt ist, (in Gew.-%) 0,15 - 0,20 % C, 0,7 -1,0 % Si und 1,1 - 1,6 % Mn enthält.
5. Blechformteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einem metallischen
Korroslonsschutzüberzug versehen ist.
6. Blechformtell nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug aus (in Gew.-%) 3 - 15 % Si, 1 - 3,5 Fe, optional bis zu 40 % Zn, bis zu 0,5 eines oder mehrerer Alkali- und/oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 1 % Mg, Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
7. Blechformteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es formgehärtet ist.
8. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils umfassend folgende
Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts, der aus einem Stahl folgender Zusammensetzung besteht (in Gew.-%) :
sowie jeweils optional zusätzlich aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, B, Ni, Cu, Mo, W“ mit der Maßgabe
W: 0,001 - 1 ,0 %,
und als aus Rest Eisen sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen weniger als 0,05 % S und weniger als 0,01 % N gehören; b) Erwärmen des Zuschnitts derart, dass mindestens 30 % des
Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein
Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) eine oberhalb der Ac1 -Temperatur liegende Temperatur T_Aust aufweisen, wobei die Ac1 -Temperatur gemäß der Formel
Cr-Gehalt, %Mo = Mo-Gehalt und %Ni = Ni-Gehalt des jeweiligen Stahls des Zuschnitts, bestimmt wird;
c) Einlegen des erwärmten Zuschnitts in das auf eine
Werkzeugtemperatur T_WZ von 200 - 430 °C temperiertes
Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer t_Trans höchstens 20 s beträgt; d) Warmpressformen des Zuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der
Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer t_WZ von 1 - 50 s mit einer mehr als 10 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit r_WZ auf die Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp abgekühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug; fl ) optional: Halten des Blechformteils bei einer 300 - 450 °C betragenden Haltetemperatur T_Halt für eine Haltedauer tj-ialt von bis zu 100 s; f2) optional: Erwärmen des Blechförmteils innerhalb von 1 - 10 s auf eine Homogenisierungstemperatur von 380 - 500 °C; f3) optional: weiteres Umformen des Blechformteils; g) optional: Beschneiden des Blechformteils; h) Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur T_AB von
weniger als 200 °C innerhalb einer Abkühldauer t_AB von 0,5 - 200 s.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass für die im Arbeitsschritt b) erreichte Temperatur T_Aust gilt
wobei
10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) auf die Temperatur T_Aust durcherwärmt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 und 10, dadurch
gekennzeichnet, dass für die Durcherwärmung im Arbeitsschritt b) eine Erwärmungsdauer t_Aust von
eingehalten wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8- 11, d ad u rch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit r_WZ im Arbeitsschritt d) mehr als 20 K/s beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 oder 12, dadurch
gekennzeichnet, dass die Dauer t_WZ im Arbeitsschritt d) höchstens 20 s beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 13, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Temperatur T_WZ des Werkzeugs beim Einlegen des Zuschnitts in Abhängigkeit von der Kühlstopptemperatur T_Kühlstopp und der Dicke D des zu dem Blechformteil umzuformenden Zuschnitts wie folgt bestimmt wird:
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 14, d a d u rc h
gekennzeichnet, dass die Temperatur T_Kühlstopp des
Blechformteils bei der Entnahme aus dem Werkzeug 300 - 450 °C beträgt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 15, dadurch
gekennzeichnet, dass die Abkühlung im Arbeitsschritt h) an Luft erfolgt.
17. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 1 -7 beschaffenen
Blechformteils als Teil einer Karosserie oder eines Fahrwerks eines
Fahrzeugs.
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