EP4038213A1 - Process for producing an at least partly quenched and tempered sheet steel component and at least partly quenched and tempered sheet steel component - Google Patents

Process for producing an at least partly quenched and tempered sheet steel component and at least partly quenched and tempered sheet steel component

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Publication number
EP4038213A1
EP4038213A1 EP20776138.8A EP20776138A EP4038213A1 EP 4038213 A1 EP4038213 A1 EP 4038213A1 EP 20776138 A EP20776138 A EP 20776138A EP 4038213 A1 EP4038213 A1 EP 4038213A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
area
sheet steel
steel component
partially
sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP20776138.8A
Other languages
German (de)
French (fr)
Inventor
Bernd Linke
Janko Banik
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
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe 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 filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing an at least partially tempered sheet steel component, the method comprising the following steps:
  • the invention also relates to an at least partially tempered sheet steel component.
  • sheet steel components by means of hot forming has already established itself industrially, in particular for the production of body parts such as, for example, for the production of safety-relevant A-pillars, B-pillars or longitudinal and cross members.
  • These sheet steel components can be manufactured using both direct and indirect hot forming processes.
  • Flat blanks (direct) or already pre-formed or near-net-shape (cold) formed semi-finished products / parts (indirect) made from a steel sheet, in particular from a hardenable steel sheet, are heated to a temperature at which, depending on the composition of the steel sheet used, a Structural transformation occurs within the steel sheet.
  • Acl the structural transformation into austenite begins and when Ac3 or above Ac3 is reached, an essentially completely austenitic structure is present.
  • the warm (austenitized) sheet steel is placed in a forming tool and hot formed.
  • the still warm steel sheet is cooled in such a way, preferably within the forming tool, which is preferably actively cooled, so that the structure turns into a hard structure of martensite and / or bainite, preferably essentially of martensite, is converted.
  • cooling or quenching of the steel sheet within the forming tool or by the action of a (hardening) tool, which has the final contour of the sheet metal component to be produced is also called “press hardening”.
  • cooling / quenching can take place outside of a forming tool / hardening tool, in particular in a (cold) medium. around, for example in an oil bath, and is called “hardening”.
  • Heating and cooling curves for setting the required microstructure depend on the chemical composition of the hardenable steel sheet used and can be inferred or derived from so-called ZTA or ZTU diagrams.
  • press-hardened structural components have the disadvantage that they only have a very low elongation behavior due to the set hard structure.
  • Q + P process quenching and partitioning
  • a sheet steel is austenitized, hot-formed into a component and quenched in the process, and then without it the component cools to room temperature, tempering (partitioning) below the microstructure transition temperature of Acl, see, for example, the documents EP 2 546 375 B1, US 8 518 195 B2, DE 10 2013 010 946 B3.
  • crash energy should be absorbed by deformation.
  • the passenger cell must remain protected. This is achieved, among other things, by locally deforming or buckling certain areas in order to direct the macroscopic deformation. In the current state of the art, this is achieved in press-hardened components by annealing individual points, for example by means of a laser, which results in higher local formability and lower hardness in this area, see, for example, the document DE 10 2011 101 991 B3 .
  • the object is therefore to provide a method which allows the production of an at least partially tempered sheet steel component in such a way that the resulting sheet steel component has an improved property compared to the prior art and can be produced economically.
  • the object is achieved with a method for producing an at least partially tempered sheet steel component with the features of claim 1 and with an at least partially tempered sheet steel component with the features of claim 13.
  • the method according to the invention comprises the following steps: providing a sheet steel; at least partially austenitizing the steel sheet at a temperature of at least Acl; at least partial hardening of the austenitized steel sheet to form an at least partially hardened steel sheet component, the at least partially austenitized steel sheet being cooled to a temperature below Ms; at least partial tempering of the at least partially hardened sheet steel component at a temperature of less than Acl to produce an at least partially tempered sheet steel component, the at least partial tempering for producing the at least partially tempered sheet steel component being carried out at different temperatures in order to have areas on the at least partially tempered sheet steel component different properties.
  • the inventors have surprisingly found that an inexpensive sheet steel component with targeted properties can be produced and the disadvantages known from the prior art can be compensated, in particular by integrating the Q + P process into the hot forming and / or hardening process (quenching ) in combination with locally adapted heat treatment parameters during tempering (partitioning).
  • Such an at least partially tempered sheet steel component then has several areas with different properties that are set in terms of process technology by at least partially tempering the sheet steel component at different tempering temperatures (TP1, TP2, TP3, TP4).
  • the at least partial tempering to generate an area with a first property on the at least partially tempered sheet steel component at a first tempering temperature TP1 between 300 ° C and 470 ° C and to generate at least one further area with a further property in at least one at the following tempering temperatures TP2, TP3, TP4:
  • a (first) area with the first property is set on the at least partially tempered sheet steel component, a (first) tempering temperature TP1 between 300 ° C. and 470 ° C. being selected to generate the first area.
  • a (first) tempering temperature TP1 between 300 ° C. and 470 ° C. being selected to generate the first area.
  • S_RA stability criterion
  • the tempering temperature TP1 is selected in particular between 350 ° C and 470 ° C.
  • the tempering temperature TP1 is preferably selected between 400 ° C. and 460 ° C., stabilization of the retained austenite can be achieved particularly easily, preferably within less than 50 s.
  • At least one further area with a further property is set on the at least partially tempered sheet steel component during the at least partially tempered.
  • the first area with the first property is not locally restricted to just one area or only to a section on the at least partially tempered sheet steel component, but can also be present in several areas or sections of the at least partially tempered sheet steel component. This can also apply to the at least one further area with the at least one further property.
  • the at least one further area can include a third area with a third property, a third tempering temperature TP3> 470 ° C. being selected to generate the third area, so that a third area with reduced clarity can be achieved in a targeted manner due to the high tempering temperature.
  • the third tempering temperature TP3 can in particular be selected to be> 500 ° C. in order to also accelerate a desired decomposition of carbon-supersaturated residual austenite.
  • the at least one further area can include a fourth area with a fourth property, with a fourth tempering temperature TP4 to 300 ° C being selected to generate the fourth area, so that the tempering temperatures are very low compared to the other, resulting in a stabilization of retained austenite and a softening of the Martensites can be prevented.
  • the fourth tempering temperature TP4 can in particular be selected to be ⁇ 250 ° C, preferably ⁇ 200 ° C, preferably ⁇ 00 ° C, so that the fourth tempering temperature TP4 does not necessarily require a temperature increase after clearing in the fourth range, but rather a holding or lowering , depending on or depending on the temperature to which the at least partially hardened sheet steel component was cooled during the at least partial hardening, so that the austenite in the fourth area turns almost completely into martensite before the fourth tempering temperature TP4, in particular the holding temperature, is applied has converted, which can lead to a particularly homogeneous hardness distribution in the fourth area.
  • the fourth tempering temperature TP4 can be at least 0 ° C, in particular at least 20 ° C, preferably at least 25 ° C, preferably at least 30 ° C, more preferably at least 40 ° C, particularly preferably at least 50 ° C, for example to achieve a higher stretch limit than to reach temperatures below 0 ° C.
  • the steel sheet can be an essentially flat steel sheet or a preformed steel sheet with a constant thickness of up to 10.0 mm, in particular up to 6.0 mm, preferably up to 3.5 mm, preferably up to 2.0 mm.
  • the steel sheet has a thickness of at least 0.5 mm, in particular of at least 0.8 mm, preferably of at least 1.0 mm.
  • the steel sheet can be hot-rolled as well as cold-rolled. Alternatively, a Flat sheet steel or a preformed sheet steel with varying thickness (tailored rolled blank) can be provided.
  • sheet steel can also be understood as a “tailored product”, which consists of at least two, in particular cohesively, interconnected steel sheets with different thickness and / or quality, as a flat semi-finished product (sheet steel) or as a preformed part (sheet steel), as a “patchwork blank ”or“ tailored wel- ded blank ”.
  • the steel sheet can also be provided with a coating, a metallic coating based on aluminum or zinc preferably being used. This can be applied to the rolled or pre-cut steel sheet using a hot-dip, electrolytic or coil coating process.
  • the steel sheet is at least partially heated or austenitized to a temperature of at least Acl or above, in particular to at least Ac3 or above, to form austenite, preferably in a period of time which is sufficient to, in particular depending on the thickness of the Steel sheet to completely heat the steel sheet in thickness or to homogenize the carbon in the austenite in the steel sheet and / or if the steel sheet is provided with a metallic coating, essentially an alloying of the coating, which in particular a faster Ver workability in the forming process enables to guarantee.
  • the austenite content and the carbon content in the austenite depend on the austenitization duration, so that complete austenitization> Ac3 is preferred.
  • Hardening is to be understood as meaning that the steel sheet as a result of the targeted austenitization, as is carried out in direct and indirect hot forming for the production of a sheet steel component, the sheet steel component at least partially (partially / locally) a higher hardness or strength compared to the sheet steel provided having.
  • the at least partial hardening can take place in a tool (press hardening) or in a medium (hardening). If the at least partially austenitized steel sheet is cooled to a temperature below Ms, it can be ensured that the formation of a hard structure of austenite is at least partially forced into martensite, in particular by means of suitable cooling speeds.
  • the average cooling rate is in particular at least 10K / s, preferably at least 15K / s, preferably at least 20K / s, with cooling rates of 50 K / s up to 300 K / s also being possible.
  • the conversion to martensite would be completed when the Mf temperature is reached or not reached. According to the invention, this is not desired, so that in particular a temperature between Ms and Mf is chosen, which is preferably below the temperature at which preferably at least 50% of the austenite can convert into martensite.
  • Parameters such as Acl, Ac3, Ms, Mf, (critical) cooling rates etc. depend on the steel composition used and can be derived from so-called ZTU or ZTA diagrams.
  • the at least partial tempering is carried out immediately after hardening, so that the heat still present in the at least partially hardened sheet steel component can be used to heat the sheet steel component more quickly to the target temperatures during the at least partial tempering can, whereby the process can be operated more quickly and thus more economically.
  • Direct tempering also enables part of the austenite to be stabilized to such an extent that it is no longer converted into martensite in the further course of the process and is present as retained austenite in the final component.
  • one or more transition areas are set between the areas with different properties on the at least partially tempered sheet steel component, which transition areas have a harmonious transition of the properties between the areas with different properties.
  • a sudden or abrupt and thus failure-prone transition metallurgical notch
  • a steel sheet is provided with the following chemical composition in% by weight:
  • Si + AI> 0.5, with Si + 2 * AI ⁇ 5,
  • Mn 0.5 to 4, and optionally one or more of the following elements:
  • Carbon (C) performs several important functions.
  • C is a martensite former and therefore essential for setting a desired hardness in the at least partially hardened or at least partially tempered sheet steel component, so that at least a content of 0.08% by weight, in particular at least a content of 0.1% by weight .-%, preferably at least a content of 0.15 wt .-% is present in order to be able to stabilize the residual austenite with carbon.
  • the specified upper limit can avoid negative influences with regard to the toughness properties, the forming properties and the suitability for welding.
  • the C content can be set individually within the specified ranges.
  • silicon (Si) can act as an alternative or in addition to aluminum as a deoxidation element and can therefore be added with a content of a maximum of 3% by weight.
  • a content of at least 0.01% by weight is particularly important. used.
  • Si can also contribute to increasing the strength, so that a content of at least 0.1% by weight, preferably of at least 0.15% by weight, is preferably added. If too much Si is added to the steel, this can have a negative impact on the toughness properties, formability and weldability.
  • the content is therefore limited in particular to a maximum of 3% by weight, to improve the surface quality, preferably to a maximum of 1.6% by weight, preferably to a maximum of 1.4% by weight, in order to ensure wetting in the case of hot-dip finishing improve.
  • AI aluminum
  • silicon aluminum
  • AI can be added as an alloying element for deoxidation in contents of at least 0.01% by weight.
  • AI can be used to bind any nitrogen that may be present, so that optionally added boron can develop its strength-increasing effect.
  • a content of at least 0.02% by weight, preferably at least 0.1% by weight, is therefore added.
  • AI can also be used to reduce density. To avoid problems with casting technology, the content is limited to a maximum of 1% by weight, in particular to a maximum of 0.8% by weight.
  • Si and / or Al alloying are required, so that Si + Al> 0.5% by weight is alloyed. So that this is also guaranteed over a wide process window, Si + Al> 0.75% by weight in particular is alloyed. If Si + Al> 1.3% by weight is preferably added, the major part of the carbon can be partitioned into the carbon-supersaturated austenite and precipitation of cement can essentially be prevented.
  • the content of ferrite formers such as Si and Al which are readily soluble in the iron lattice, must be limited to Si + 2 * Al ⁇ 5% by weight.
  • an additional alloy in particular is restricted to Si + 2 * Al ⁇ 3% by weight.
  • Manganese (Mn) is an alloying element that contributes to hardenability. At the same time, Mn reduces the tendency for undesired formation of pearlite during cooling and lowers the critical cooling rate, whereby the hardenability is increased. In addition, Mn can be used to set S, in order to prevent the hot-rollability from being excessively impaired by an FeS eutectic, and / or to reduce the pearlite content, so that in particular a content of at least 0.5% by weight is present. Too high a Mn concentration, on the other hand, has a negative effect on the weldability, so that Mn is limited to a maximum of 4% by weight.
  • the content is particularly these are limited to a maximum of 3% by weight, preferably to a maximum of 2.5% by weight to improve the toughness properties.
  • a content of in particular at least 0.8% by weight, preferably of at least 1.0% by weight, is added. If the carbon-supersaturated retained austenite is to be stabilized for particularly long tempering times, Mn is preferably added with at least 1.7% by weight.
  • the steel sheet can optionally contain one or more alloy elements from the group (P, S,
  • Phosphorus (P) is an optional alloying element that can be adjusted in contents of up to 0.1% by weight to delay the formation of cementite and thus to stabilize the retained austenite. To ensure the desired delay and stabilization, contents of in particular at least 0.004% by weight, preferably at least 0.007% by weight, are set. However, P has a strong toughness-reducing effect and therefore has an unfavorable effect on formability. In addition, due to its very different activity in the melt and in the solidified steel, P can lead to severe segregation when the melt solidifies. Negative influences on the formability and / or weldability can be safely excluded if the content is limited to a maximum of 0.05% by weight in particular, and preferably to a maximum of 0.03% by weight to further reduce the segregation effects.
  • Sulfur (S) can be set as an optional alloy element in contents of up to 0.1% by weight in order to contribute to the ductility, for example, in a possible weld made on the sheet steel component, by precipitating it as sulphide with Mn and / or Fe a grain coarsening in the Austenite decreases after solidification.
  • a content of at least 0.0002% by weight, in particular at least 0.0005% by weight is set.
  • S in steel has a strong tendency to segregate and can negatively affect the formability or toughness as a result of the excessive formation of FeS, MnS or (Mn, Fe) S.
  • the content is therefore in particular to a maximum of 0.05% by weight, preferably to a maximum of 0.03% by weight, preferably to a maximum
  • N Nitrogen
  • N can be used as an optional alloying element in contents of up to 0.1% by weight to form nitride and / or improve hardenability.
  • N cannot be completely avoided in steel production due to the N-containing earth's atmosphere, but it can be very advantageous, depending on other alloying elements.
  • N can be just like C can be used to increase the martensite hardness, but weakens the grain boundaries less than C.
  • contents of at least at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight, preferably of at least 0.002% by weight are set in particular.
  • N leads to the formation of coarse nitrides, which can have a negative effect on formability.
  • the content is therefore limited in particular to a maximum of 0.015% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight, preferably to a maximum of 0.007% by weight. If Ti is present, in the case of Ti contents> 0.01% by weight, the N content should particularly preferably be set between 0.001% ⁇ N ⁇ 0.004%.
  • Chromium (Cr) can be added as an optional alloying element to adjust the hardness and strength, in particular with a content of at least 0.01% by weight, since, like C, it supports the conversion into austenite and also the formation of ferrite and pearlite during shearing can delay.
  • the upper limit is defined as 1.5% by weight. If the content is too high, the weldability and / or the toughness can be negatively influenced, so that the content is limited in particular to a maximum of 0.75% by weight, preferably to a maximum of 0.45% by weight.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably at least 0.1% by weight, preferably at least 0.15% by weight are added.
  • Molybdenum (Mo) as an optional alloying element can increase strength and hardness. Since it can contribute to increasing the effectiveness of Cr or can replace the use of this alloy element, it can optionally be used with a content of up to 1% by weight, in particular between 0.01 and 0.8% by weight, to achieve this the greatest possible hardness and preferably between 0.1 and 0.5% by weight to reduce carbon diffusion.
  • both Cr and / or Mo can be alloyed in addition to Mn.
  • Mn + Cr + 2 * Mo> 1% by weight.
  • Mn + Cr + 2 * Mo> 1.8% by weight.
  • titanium (Ti) can increase strength through the formation of carbides, Ni trides and / or carbonitrides and act as a micro-alloying element. Furthermore, the formation of a coarse austenite structure can be suppressed, in particular stabilize the retained austenite in dissolved form. Ti can also be used for grain refinement and / or nitrogen removal and, if boron is present, increase the effectiveness of boron. Since it can also contribute to increasing the effectiveness of Cr, it can optionally be added with a content of up to 0.2% by weight.
  • the content is limited in particular to a maximum of 0.15% by weight, to reliably avoid the formation of excessively large titanium nitrides, preferably to a maximum of 0.1% by weight, preferably to a maximum of 0.05% by weight.
  • a content of at least 0.005% by weight can be added.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight can preferably be used.
  • boron (B) can segregate on the phase boundaries and prevent their movement. This can lead to a fine-grain structure, which can have beneficial effects on the mechanical properties.
  • B can lower the energy of austenite / austenite grain boundaries, so that the nucleation of ferrite can be suppressed during cooling.
  • Vanadium (V) and / or niobium (Nb) can be added as optional alloying elements individually or in combination for grain refinement, for residual austenite stabilization and / or for delaying hydrogen-induced cracking.
  • These optional alloying elements like Ti, can be used as micro-alloying elements in order to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides.
  • V and / or Nb can be used in particular with contents of (each) at least 0.005% by weight, preferably of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight.
  • the minimum content, individually or in total is particularly preferably at least 0.02% by weight.
  • V is limited to a maximum of 0.5% by weight, in particular to a maximum of 0.2% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight, since higher contents have a detrimental effect on the material properties, in particular on the Toughness properties of the steel.
  • Nb is limited to a maximum of 0.2% by weight, in particular special to a maximum of 0.1% by weight, preferably to a maximum of 0.06% by weight, in order to obtain as fine and finely divided niobium carbides as possible or to be able to form niobium carbonitrides.
  • nickel (Ni) can stabilize the austenite and improve the hardenability, so that a content of up to 2% by weight can optionally be added.
  • a content of at least 0.02% by weight can be added.
  • contents of at least 0.05% by weight can preferably be added, and preferably of at least 0.1% by weight to increase the toughness.
  • the content is preferably limited to a maximum of 2% by weight, for cost reasons preferably to a maximum of 1.5% by weight, particularly preferably to a maximum of 0.8% by weight.
  • Copper (Cu) can be added as an optional alloying element to improve hardenability and precipitation hardening during tempering with a content of up to 2% by weight.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.05% by weight can be added.
  • the content is in particular limited to a maximum of 1% by weight, preferably to a maximum of 0.5% by weight, in order to avoid negative influences on the weldability and the toughness properties in the heat-affected zone of a possible weld made on the sheet steel component.
  • Tin (Sn) can be added as an optional alloying element with a content of up to 0.5% by weight in order to increase the toughness and suppress the precipitation of cementite on the grain boundaries.
  • a content of at least 0.001% by weight is added.
  • a content of at least 0.002% by weight is preferably added.
  • the upper limit is restricted in particular to a maximum of 0.4% by weight, preferably to a maximum of 0.25% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight.
  • Calcium (Ca) can be used as an optional alloying element of the melt as a desulfurizing agent and for targeted sulfide influence in contents of up to 0.1% by weight, in particular up to a maximum of 0.05% by weight, preferably up to a maximum of 0.01% by weight , preferably up to a maximum of 0.005% by weight, which can lead to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight.
  • Magnesium (Mg) can be used as an optional alloying element as an alternative or in addition to Ca in the melt for targeted sulphide influence in contents of up to 0.1% by weight, in particular up to a maximum of 0.05% by weight, preferably up to a maximum of 0.01% by weight. %, preferably up to a maximum of 0.005% by weight, which can lead to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight.
  • Rare earth metals such as cerium, lanthanum, neodymium, praseodymium, yttrium and others, which are abbreviated individually or collectively with SEM, can be added as optional alloying elements in order to bind S, P and / or O and the formation of oxides and / or sulfides as well To reduce or avoid phosphorus segregations at grain boundaries and thus to increase the toughness. Furthermore, SEM can contribute to the refinement of excretions and / or inclusions. In order to achieve a recognizable effect, a content of at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight, is added when using SEM.
  • the SEM content is limited to a maximum of 0.1% by weight, in particular to a maximum of 0.05% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight, in order not to form too many additional excretions which the Can negatively affect toughness.
  • SEM is preferably added up to a maximum of 0.005% by weight.
  • alloying elements specified as optional can alternatively also be tolerated as impurities in contents below the specified minimum limits without influencing the properties of the steel, preferably not worsening them.
  • the steel sheet is hot-rolled and preferably cold-rolled, the steel sheet, in particular in addition to the above th chemical composition, preferably less than 10% ferrite grains with an equivalent diameter> 50 ⁇ m, in order to ensure a homogeneous carbon distribution after the at least partial austenitization.
  • This is particularly advantageous in order to be able to achieve a precise amount of martensite during quenching between M s and 50 ° C., for example. If the carbon content in the austenite is increased locally, the martensite formation shifts to lower temperatures, so that less martensite can form at this point at a previously defined quenching temperature. Correspondingly, more martensite can form in places with a lower carbon content.
  • Such local, non-controllable inhomogeneities in the amount of martensite formed are not desired, for example, but can be reduced or even avoided by fine carbon distribution prior to austenitization, described by less than 10% ferrite grains with an equivalent diameter> 50 ⁇ m, preferably> 30 ⁇ m .
  • the equivalent diameter of a ferrite grain corresponds to the diameter of a circle with the same area as the ferrite grain (in the section).
  • the at least partial hardening is carried out in a press hardening tool.
  • a press hardening tool By using a press hardening tool, a particularly dimensionally stable sheet steel component can be produced, since the at least partially austenitized steel sheet comes into contact with a shaping contour of the press hardening tool.
  • the press hardening tool is actively cooled and provides corresponding cooling speeds in order to be able to set a hard structure in the at least partially hardened sheet steel component (quenching).
  • the press hardening tool effects only a slight shaping in the context of a calibration and / or correction to the nominal size or final geometry of the sheet steel component to be produced.
  • This refinement preferably takes into account indirect hot forming, a steel sheet that has already been preformed or has been formed close to its final dimensions, which is hardened or press hardened after austenitization in the press hardening tool.
  • the at least partial hardening in indirect hot forming can also be hardened in a medium, in air or in a liquid medium, in particular with or without fixing the sheet steel component to be hardened.
  • the at least partially austenitized steel sheet is hot-formed in at least one hot-forming tool before the at least partial hardening.
  • the direct hot forming preferably takes into account the provision of an essentially flat steel sheet which, after austenitization, is hot formed in at least one hot forming tool.
  • the hot forming can also be hot formed in two or more hot forming tools, depending on the complexity of the sheet steel component to be produced and / or depending on the cycle time.
  • the subsequent at least partial hardening can either additionally take place in the at least one hot forming tool by means of hot forming and press hardening or in at least one hot forming tool by means of hot forming and then in at least one press hardening tool.
  • the at least partially austenitized sheet steel in at least one hot forming tool by means of hot forming and then to harden it in a medium, in air or in a liquid medium, to form an at least partially hardened sheet steel component, in particular with or without fixing the one to be hardened Sheet steel component.
  • the at least partial tempering is carried out in at least one tempering tool which has at least two differently tempered areas / zones.
  • the at least one tempering tool is preferably constructed analogously to the hot forming tool and / or press hardening tool with contours that come into contact with the at least partially hardened sheet steel component and correspond to the final geometry of the sheet steel component to be at least partially tempered.
  • the tempering tool has at least one area (first zone) for setting the first area with the first property, which is operated with a tempering temperature TP1, and at least one further area (at least one further zone) for setting at least one of the second, third and / or fourth areas with at least the second, third and / or fourth property, this at least one further area (at least one further zone) in the tempering tool with at least one of the second, third and / or fourth tempering temperatures (TP2, TP3 and / or TP4 ) is operated.
  • the tempering tool can thus be temperature controlled differently, in particular actively temperature controlled differently.
  • the different tempering temperatures can also be set by locally different heat transfers and / or thermal conductivities in the tempering tool.
  • the at least partially hardened sheet steel component in at least one temperature control unit, which has at least two different temperature control zones for setting the different properties on the sheet steel component to be at least partially tempered.
  • the temperature control unit can be, for example, an oven with different temperature control zones, in particular with differently controllable heat sources.
  • a temperature of at least 0 ° C, in particular at least 20 ° C, preferably at least 25 ° C, preferably at least 30 ° C, more preferably at least 40 ° C, particularly preferably at least 50 ° C can prevail in at least one of the temperature control zones.
  • This temperature zone (s) cannot be actively tempered, for example.
  • the tempering duration depends on the tempering temperatures (TP1) and (TP2, TP3 and / or TP4), so that very different values are possible from ls to 3600s.
  • the at least partial starting is carried out in particular with a starting time between 5s and 100s, for a particularly time-efficient throughput with preferably a maximum starting time of 70s, preferably a maximum starting time of 50s.
  • the second teaching of the invention relates to an at least partially tempered sheet steel component which has areas with different properties, a first area with a first property containing a microstructure with retained austenite between 3% and ⁇ 35%, 35% to 97% martensite, up to 30% bainite and unavoidable structural components, and at least one further area with a further property, including at least one of the following properties:
  • Martensite can include both untempered and tempered as well as decarburized martensite.
  • Bainite if present, can include both lower and upper, as well as globular, as well as acicular bainite.
  • the at least partially tempered sheet steel component according to the invention always has a first area with a first property which ensures particularly good local deformability with high strength at the same time.
  • the at least partially tempered sheet steel component has at least one further area with at least one additional property, which is / are adjustable depending on the required properties.
  • the at least one further area can comprise a second area, a third area and / or a fourth area. Both the first area and the at least one further area can be present locally on the tempered sheet steel component in one or more sections.
  • the at least partially tempered sheet steel component can in particular have up to four different properties.
  • Remaining structural components can be present in the form of ferrite, pearlite, cementite.
  • the remaining structural components are in particular ⁇ 5%, preferably ⁇ 2%, preferably ⁇ 1%.
  • the specified structural components are determined by evaluating light or electron microscopic examinations and are therefore to be understood as area proportions in area%.
  • An exception to this is the structural component austenite or residual austenite, which is specified as a volume percentage in% by volume.
  • the first area with the first property which is present locally in one or more areas or sections of the at least partially tempered sheet steel component, has particularly good local deformability.
  • the first area with the first property contains a microstructure with retained austenite (A_RA) between 3% and ⁇ 35%, 35% to 97% martensite, up to 30% bainite and unavoidable structural components.
  • A_RA microstructure with retained austenite
  • the proportion of residual austenite with A_RA can contribute to local deformability, especially while maintaining a residual austenite stability value (S_RA), in that a low hardening exponent is achieved due to the very low hardening with increasing deformation / dislocation density, with local deformation occurring with a low increase in stress so that crack formation can be delayed by reaching a critical crack stress.
  • the retained austenite can lie lamellar between martensite lancets, which can inhibit crack propagation.
  • the presence of retained austenite can lead to an increase in dislocations in the surrounding martensite during the deformation tion can be reduced, whereby not only the deformation hardening is limited but also the hardness difference to the retained austenite. For example, this can delay the initiation of cracks.
  • the proportion of retained austenite should be limited to ⁇ 30%, preferably to ⁇ 25%, preferably to ⁇ 20%, so that the yield point in the at least partially tempered sheet steel component remains sufficiently high.
  • the optionally present second area with the second property has a higher resistance to deformation or buckling than the first area with the first property. This can be provided by a higher hardness and greater solidification compared to the first area. Due to the comparatively greater hardening, the deformation is shifted into less hardening areas, for example into the first area. In particular, due to a reduced stability (S_RA) compared to the first area, the retained austenite in the second area converts earlier due to stress and / or deformation to Marten sit, which leads to an increase in strength in the second area. As a result, the deformation shifts into the less solidified area, in particular into the first area. The somewhat more unstable retained austenite in the second area thus contributes to a deformation concentration in the first area.
  • S_RA reduced stability
  • the optionally available third area with the third property has a particularly low hardness and also solidification.
  • various functions can be mapped, in particular operations that follow after hardening, such as hole widening, can be improved; the trimming can be significantly simplified and the cutting quality improved; Welding can be made easier and the depth of the drop in hardness between the base material and the heat-affected zone of the weld seam can be significantly reduced; the provision of desired deformation points which can absorb energy at low speed in the event of a crash without further components, in particular the rest of the body, being plastically deformed, which means that the repair effort can be significantly reduced.
  • the third area contains a microstructure with a retained austenite fraction A_RA smaller than that of the first area and, if present, smaller than that of the second area.
  • the A_RA of the third area is at least 3% smaller than the A_RA of the first area, preferably less than 3% based on the A_RA of the third area (including 0).
  • the reduced residual austenite content can also reduce the amount of potentially formed stress and / or deformation-induced martensite, so that both the cutting process and local deformation operations, for example hole expansion, can be improved and thus the associated hardening can also be reduced.
  • the optionally available fourth area with the fourth property has a particularly high hardness and is especially designed for one or more areas or sections on an at least partially tempered sheet steel component in order to maintain the shape as faithfully as possible in the event of a crash with low elongation. Since the residual austenite component has no direct supporting effect in the structure due to its lower strength, a content of ⁇ 3% (including 0) should be set for the highest possible deformation resistance.
  • the first area with the first property on the sheet steel component according to the invention is designed to absorb crash energy in the event of a crash and to reduce it by deformation.
  • the first area with the first property and the at least one further area with the at least one further property can be determined by variables such as the residual austenite stability value, as given by a Si and / or Al-corrected lattice parameter (S_RA) , and / or a structural hardness value Hv_rC further characterize.
  • the first range has a value S_RA> 0.3590 nm, preferably> 0.3598 nm, particularly preferably> 0.3606 nm.
  • the residual austenite stability is reproduced by the Si and / or Al-corrected lattice parameters. This should be particularly high so that the hardening due to stress and / or deformation-induced martensite formation remains as low as possible.
  • the larger the lattice parameter the higher the proportion of alloying elements dissolved in the retained austenite lattice, where in particular C, Mn and optionally Cr can increase the retained austenite stability.
  • Si and Al are particularly effective ferrite formers, which also have an influence on the lattice parameters. Therefore, the retained austenite lattice parameter should be corrected for Si and Al, using the following formula:
  • S_RA is calculated in such a way as to compensate for the influence of the alloying element on both the lattice constant and the retained austenite stability.
  • the retained austenite lattice parameter (G_RA) is determined from the X-ray diffractogram recorded according to DIN 13925 "X-ray diffraction of polycrystalline and amorphous materials" using the Rietveld method.
  • the first area additionally or alternatively has a structural hardness value Hv_rC ⁇ 320 + 800 * (% C +% N) + 75 * (% Nb) A 0.5.
  • Various alloying elements add up to the hardness of the structure. While increases in strength due to carbon or precipitates hardly have any influence on the hardening during deformation, structural stresses lead to undesired hardening during deformation. If the above inequality is met, the grossest tensions in the structure are reduced.
  • Hv_rC is a measured hardness according to Vickers (Hvl).
  • Hvl Vickers
  • the tempering effect lower hardness than fully hardened (martensite depending on C and N) and hardened / grain refined (precipitations depending on Nb) is taken into account.
  • the condition requires a hardness that is less than the maximum hardness that could be achieved taking into account the chemical composition.
  • the optional second area with the second property has a value S_RA which is smaller than the S_RA of the first area.
  • S_RA is at least 0.0004 nm smaller than the S_RA of the first area . If the S_RA is preferably at least 0.0010 nm smaller than the S_RA of the first area, it is possible to achieve a high level of retained austenite conversion in the second area while at the same time minimizing the residual austenite conversion in the first area.
  • the optional second area with the second property alternatively or additionally has a value Hv_rC that is greater than the Hv_rC in the first area, so that the deformation mainly occurs in areas of lower hardness if only a first area and no third area is present, so rather takes place in the first area.
  • the Hv_rC is at least 10 Hv greater than the Hv_rC in the first area.
  • the Hv_rC of the second area is up to a maximum of 120 Hv, more preferably up to a maximum of 100 HV greater than the Hv_rC in the first area, preferably up to a maximum of 40 Hv greater than in the first area. It can thus be ensured that the deformation of the component in the event of a crash also extends to the second area before the first area fails critically.
  • the optional third area with the third property has a residual austenite content that is kept low, so that a specific residual austenite stability does not necessarily have to be set. If the residual austenite content in the third area is A_RA> 0, the value S_RA> 0.3595 nm, in particular S_RA> 0.3600 nm, is set in order to be able to essentially suppress the formation of martensite induced by stress and / or deformation.
  • the optional third area with the third property alternatively or additionally has a value Hv_rC that is at least 10 HV smaller than the Hv_rC in the first area, preferably at least 25 HV smaller than the Hv_rC in the first area, for improved hole expansion , preferably by at least 50 Hv smaller than the Hv_rC in the first area, in order to enable cutting edges of the highest quality and low cutting forces.
  • the optional fourth area with the fourth property has, if a residual austenite content A_RA between> 0% and ⁇ 3% is present, a value S_RA ⁇ 0.3595 nm, in particular S_RA ⁇ 0.3590 nm, in order to convert the residual austenite into martensite as quickly as possible to convert and thus contribute to deformation resistance.
  • the optional fourth area with the fourth property additionally or alternatively has a value Hv_rC which is at least 40 Hv greater than the Hv_rC of the first area in order to direct the deformation into other areas when the component is loaded.
  • the Hv_rC is at least 60 Hv, preferably at least 80 Hv, greater than the Hv_rC in the first area in order to keep the tempered sheet steel component as close as possible to its original shape in the event of a crash.
  • the Hv_rC of the fourth area is at least 10 Hv greater than the Hv_rC of the second area.
  • the at least partially tempered sheet steel component has one or more transition areas between the areas with different properties, the transition area or areas spacing the different areas apart from one another by a transverse extent of at least 5 mm in order to create a harmonic and to provide non-abrupt transition of the course of properties between the individual areas with different properties
  • the transverse extension is in particular at least 20 mm, preferably at least 50 mm.
  • the transverse extent of the transition area between the individual areas is, for example, a maximum of 400 mm, in particular a maximum of 250 mm, preferably a maximum of 150 mm, preferably a maximum of 100 mm.
  • the transverse extent of the transition area between the areas of different properties is particularly preferably between 10 mm and 50 mm, which is particularly advantageous for a component design and forecast quality of the usage properties.
  • Figure 1 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a first embodiment
  • Figure 2 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a second embodiment
  • Figure 3 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a third embodiment
  • Figure 4 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a fourth embodiment
  • Figure 5 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a fifth embodiment
  • FIG. 6 a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a sixth embodiment
  • FIG. 7 a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a first exemplary embodiment
  • FIG. 8 a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a second exemplary embodiment
  • FIG. 9 a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a third exemplary embodiment.
  • FIGS. 1 to 6 schematic flow charts of different configurations of the method according to the invention are shown.
  • the device (0) denotes a device or device for forming a steel sheet, in which the steel sheet is shaped or reshaped, in particular shaped close to the final dimensions, preferably cold shaped or reshaped, in order to provide a preformed steel sheet for the further process.
  • the device (I) comprises means for shaping the steel sheets.
  • the device (0) can be designed in the form of one or more tools.
  • the device (I) denotes a device or device for at least partial austenitizing of a steel sheet provided, in which the steel sheet is austenitized to a temperature of at least Acl, in particular of at least Ac3 or above Ac3.
  • the device (I) comprises means for at least partially heating the steel sheets provided.
  • the steel sheet provided can also be completely heated or austenitized.
  • the device (I) can be designed in the form of an oven, for example in the form of a continuous oven.
  • (II) denotes a device or device for at least partially hardening an at least partially austenitized steel sheet, in which the at least partially austenitized steel sheet is hardened to an at least partially hardened steel sheet component, the at least partially austenitized steel sheet to a temperature below Ms is cooled.
  • the device (II) comprises means for active cooling of the at least partially austenitized steel sheets, which, for example, comprises at least one tool and / or a medium for hardening.
  • the at least one tool can be designed as a press hardening tool (II.1), as a hot forming and press hardening tool (11.2), as a hot forming, press hardening and tempering tool (11.2, III) or as a press hardening and tempering tool (II.1, III) .
  • the at least one tool can furthermore have additional functions, for example comprise means for trimming and / or punching (IV).
  • (III) denotes a device or device for at least partially tempering an at least partially hardened sheet steel component, in which the at least partially hardened sheet steel component is tempered to form an at least partially tempered sheet steel component, the at least partially hardened sheet steel component to a temperature of less than Acl is left on.
  • the device (III) comprises means for actively tempering the at least partially hardened sheet steel components, which for example includes at least one tool and / or a medium for tempering, different temperature zones being provided in order to different areas (2) on the sheet steel component (1) to be at least partially tempered , 3, 4, 5) with different properties.
  • the at least one tool can be designed as a tempering tool (III.1) separately or integrated in a tool, in particular for hot forming and / or press hardening (II.1, 11.2).
  • the at least one tool can furthermore have additional functions, for example comprise means for trimming and / or punching (IV).
  • the device (IV) denotes a device or device for reworking an at least partially tempered sheet steel component, in which the at least partly tempered sheet steel component is reworked, in particular cut and / or perforated.
  • the device (IV) comprises means for processing the at least partially tempered sheet steel components. If the device (IV) comprises means for trimming and / or punching, it can be thermal means, for example in the form of a laser, or mechanical means, for example one or more cutting and / or punching tools.
  • the device (IV) can be designed separately or integrated in a tool, in particular for hot forming and / or press hardening (II.1, 11.2) or tempering (III).
  • FIG. 1 shows four separate devices (I, II, III, IV) in which the method according to the invention for producing a tempered sheet steel component (1) according to the invention can be implemented.
  • a flat steel sheet is provided and completely austenitized in a furnace (I) to a temperature above Ac3.
  • the austenitized steel sheet is then removed from the furnace (I) and transferred using suitable transfer means to a hot forming and press hardening tool (11.2), in which the austenitized steel sheet is hot formed and cooled to a temperature below Ms and thus hardened into a steel sheet component .
  • the hardened sheet steel component is then transferred to a tempering tool (III) by means of suitable transfer means, in which the hardened sheet steel component at different temperatures becomes a tempered sheet steel component (1) Areas (2, 3, 4, 5) is tempered with different properties.
  • the tempered sheet steel component (1) can then be transferred to a tool (IV) for trimming and / or punching, for example by means of a laser with suitable transfer means. After the trimming and / or perforation in the tool (IV), the ready-made, tempered sheet steel component (1) can be removed.
  • the devices (III, IV) are combined in one device or in one tool in comparison to the first embodiment in FIG. 1.
  • the tempering tool (III) has the additional function of additionally mechanically processing or reworking the sheet steel component to be tempered, in particular cutting and / or punching, for example via cutting and / or punching tools additionally integrated or arranged in or on the tempering tool (III) or punching tools (IV).
  • the devices (II, III, IV) are combined in one device, such as, for example, a transfer press, or in one tool.
  • the hot forming and press hardening tool (11.2) is also the tempering tool (III) and also has cutting and / or punching tools (IV). It can also be implemented in such a way that the devices (II, III, IV) are installed separately or at least partially separately from one another in one device.
  • the devices (II, III) are combined in one device or in a tool.
  • the tool includes a hot forming, press hardening and tempering tool (11.2, III).
  • the device (IV) for reworking is designed separately.
  • the fifth embodiment in Figure 5 also shows four separate devices (0, 1, II, III), in contrast to the first four embodiments, in which a substantially flat sheet steel in the form of a plate is provided and then austenitized, here and also in the sixth embodiment, a preformed steel sheet is provided for austenitizing. Since the preformed steel sheet preferably already has a geometry close to its final dimensions, no hot forming is necessary either, so that the hardening is carried out in a press hardening tool (II.1) in the device (II). Post-processing in a further device, not shown, is conceivable if necessary.
  • the devices (II, III) are combined in one device in one tool.
  • the tool includes a press hardening and tempering tool (II.1, III).
  • the device (IV) for reworking is designed separately.
  • melts A, B and C with the chemical composition specified in Table 1 were cast into a strand in a continuous caster and each divided into slabs.
  • the slabs were then heated through in a walking beam furnace at temperatures above 1100 ° C. and hot-rolled in a hot strip mill to form a hot strip with a diameter of 3.2 mm.
  • the hot strips were conditioned and then cold-rolled to form 1.5 mm cold strips.
  • the cold strips produced from melts A and C were conventionally coated with an aluminum-silicon coating, whereas the cold strip produced from melt B remained uncoated.
  • Seven steel sheets each were cut out of the cold strip produced from melt A and C as well as from the cold strip made from melt B and subjected to cold forming in a device (0), each being provided in the form of a preformed steel sheet.
  • the total of 21 steel sheets provided were austenitized in an oven (I) completely above Ac3 at an oven temperature of 920 ° C. for a period of 300 s, see Table 2.
  • the austenitized steel sheets were which is transferred to a press hardening tool (II.1) with a transfer time of 7s, in which the austenitized steel sheets are cooled or quenched and thus hardened to form sheet steel components.
  • the temperature of the press hardening tool (II.1) for the AS-coated steel sheets was a uniform 224 ° C. and for the uncoated steel sheets a uniform 240 ° C., the holding time of the press hardening tool (II.1) being 6s in each case.
  • the measured removal temperatures of the hardened sheet steel components are shown in Table 2.
  • the tempering tool (III) had four different temperature-controlled zones in order to be able to set areas (2, 3, 4, 5) with up to four different properties on the sheet steel component (1) to be treated.
  • the set temperatures in the respective zones of the tempering tool (III), as well as the measured tempering temperatures TP1 to TP4 in the corresponding areas (2, 3, 4, 5) with different properties on the tempered sheet steel components (1) when removed from the tempering tool (III), as well as the corresponding holding times of the tempering tool (III) for setting the different properties can be found in table 2.
  • the tempered sheet steel components (1) according to embodiment 1, 6 and 7 are shown by way of example in FIGS. 7, 8 and 9 as a schematic perspective view.
  • sheet steel components can be produced which are only partially austenitized, only partially hardened and only partially tempered.
  • FIG. 7 shows a tempered sheet steel component (1) with a first area (2) with a first property and a fourth area (5) with a fourth property, with a transition area (1.1) defining the two areas (2, 5) Distance in the transverse extent (Q) separates from each other, the transverse extent (Q) being at least 10 mm.
  • FIG. 8 shows a tempered sheet steel component (1) with three first areas (2) with a first property, two third areas (4) with a third property and a fourth area (5) with a fourth property, with transition areas (1.1) being different Zones (2, 4, 5) separate from each other at a defined distance in the transverse direction (Q).
  • the three first areas (2) are present in sections on the tempered sheet steel component (1), with two third areas (4) being present between the three first areas (1).
  • the fourth area (5) defines an end section on the tempered sheet steel component (1).
  • FIG. 9 shows a tempered sheet steel component (1) with two first areas (2) with a first property, a second area (3) with a second property, two third areas (4) with a third property and one fourth area (5) with a fourth property, wherein transition areas (1.1) separate the different areas (2, 3, 4, 5) each Weil with a defined distance in the transverse direction (Q).
  • the transition area (1.1) between the first third area (4) and the second first area (2) is wider in its transverse extent (Q) compared to the other transition areas (1.1).
  • Table 3 provides a detailed overview of the different properties that had arisen in the respective areas (2, 3, 4, 5) on the tempered sheet steel components (1) through the inventive method, as indicated in Table 2.
  • the tempering temperatures relate to the temperature in the corresponding areas (2, 3, 4, 5) on the tempered sheet steel component (1) at or shortly after Removal from the tempering tool (III). They cannot and do not have to correspond to the mold temperatures in the zones that are in contact with the areas (2, 3, 4, 5).
  • Hv_rC Vickers hardness (Hvl)
  • A_RA, G_RA Both parameters were determined from the X-ray diffractogram recorded according to DIN 13925 "X-ray diffractometry of polycrystalline and amorphous materials" using the Rietveld method.
  • T_WkzA Tool temperature press hardening tool
  • T_Abs Temperature of the component when it is removed from the press hardening tool
  • T_WkzX Temperature of the tempering tool in the tool area X (X: l-4)
  • TPX component temperature in the area in contact with tool area X of the tempering tool
  • Hv_rC Vickers hardness (Hvl)
  • A_RA Share of retained austenite in the structure (% by volume)
  • G_RA lattice constant of the retained austenite
  • the inventive method inexpensive sheet steel components can be produced with targeted properties, in particular body parts such as A-pillars, B-pillars or longitudinal and cross members, but also combinations thereof, for Example a door ring.
  • the method according to the invention is applicable not only to monolithic, thick, constant steel sheets, but also to monolithic, thickness-varying steel sheets (tailored rolled blanks).
  • the method according to the invention can also be applied generally to tailored products, for example at least two steel sheets connected to one another in the form of “patchwork blanks” or “tailer welded blanks” with different thicknesses and / or qualities.

Abstract

The invention relates to a process for producing an at least partly quenched and tempered sheet steel component, wherein the process comprises the following steps: providing a sheet steel, at least partly austenitizing the sheet steel at a temperature of at least Ac1, at least partly hardening the at least partly austenitized sheet steel to give an at least partly hardened sheet steel component, wherein the at least partly austenitized sheet steel is cooled down to a temperature below Ms, at least partly annealing the at least partly hardened sheet steel component at a temperature of less than Ac1 for production of an at least partly quenched and tempered sheet steel component. The invention further provides an at least partly quenched and tempered sheet steel component.

Description

Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil Method for producing an at least partially tempered sheet steel component and at least partly tempered sheet steel component
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahl blechbauteils, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: The invention relates to a method for producing an at least partially tempered sheet steel component, the method comprising the following steps:
Bereitstellen eines Stahlblechs, zumindest teilweises Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von mindestens Acl, zumindest teilweises Härten des zumindest teilweise auste- nitisierten Stahlblechs zu einem zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteil, wobei das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech auf eine Temperatur unterhalb Ms abgekühlt wird, zumindest teilweises Anlassen des zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteils bei einer Temperatur von weniger als Acl zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahl blechbauteils. Weiterhin ist ein zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil Gegenstand der Erfindung. Provision of a steel sheet, at least partial austenitizing of the steel sheet at a temperature of at least Acl, at least partial hardening of the at least partially austenitized steel sheet to an at least partially hardened steel sheet component, the at least partially austenitized steel sheet being cooled to a temperature below Ms, at least partial tempering of the at least partially hardened sheet steel component at a temperature of less than Acl for the production of an at least partially tempered sheet steel component. The invention also relates to an at least partially tempered sheet steel component.
Die Herstellung von Stahlblechbauteilen mittels Warmumformen hat sich bereits industriell eta bliert, insbesondere zur Herstellung von Karosserieteilen wie zum Beispiel zur Herstellung von sicherheitsrelevanten A-Säulen, B-Säulen oder Längs- als auch Querträgern. Diese Stahlblech bauteile können im direkten wie auch im indirekten Warmumformverfahren hergestellt werden. Dabei werden ebene Platinen (direkt) oder bereits vorgeformte bzw. endabmessungsnahe (kalt)geformte Halbzeuge/Teile (indirekt) aus einem Stahlblech, insbesondere aus einem härt baren Stahlblech, auf eine Temperatur erwärmt, bei welcher abhängig von der Zusammenset zung des verwendeten Stahlblechs eine Gefügeumwandlung innerhalb des Stahlblechs eintritt. Mit Acl beginnt die Gefügeumwandlung in Austenit und mit Erreichen von Ac3 bzw. oberhalb von Ac3 liegt ein im Wesentlichen vollständig austenitisches Gefüge vor. Die Erwärmung ober halb von mindestens Acl wird in Fachkreisen auch „Austenitisieren“ genannt, insbesondere wenn eine vollständige Umwandlung in Austenit erfolgen soll (>= Ac3). Nach der Erwärmung wird das warme (austenitisierte) Stahlblech in ein Umformwerkzeug eingelegt und warm umge formt. Dabei wird im Zuge oder nach Beendigung des Warmumformens das noch warme Stahl blech derart gekühlt, vorzugsweise innerhalb des Umformwerkzeugs, welches vorzugsweise ak tiv gekühlt wird, sodass das Gefüge in ein hartes Gefüge aus Martensit und/oder Bainit, vor zugsweise im Wesentlichen aus Martensit, umgewandelt wird. In Fachkreisen wird die Abküh lung respektive Abschreckung des Stahlblechs innerhalb des Umformwerkzeugs bzw. durch Einwirken eines (Härte-)Werkzeugs, welches die Endkontur des herzustellenden Blechbauteils aufweist, auch „Presshärten“ genannt. Alternativ kann eine Abkühlung/Abschreckung außer halb eines Umformwerkzeugs/ Härtewerkzeugs erfolgen, insbesondere in einem (kalten) Medi- um, beispielsweise in einem Ölbad, und wird als „Härten“ bezeichnet. Erwärmungs- und Ab kühlkurven zur Einstellung der geforderten Gefügestruktur sind abhängig von der chemischen Zusammensetzung des verwendeten, härtbaren Stahlblechs und lassen sich aus sog. ZTA- bzw. ZTU-Schaubildern entnehmen bzw. ableiten. Mittels Warmumformen ist die Einstellung einer im Wesentlichen martensitischen Gefügestruktur mit hohen Festigkeiten möglich. Mit der klassi schen Warmumformung bzw. durch das Presshärten von insbesondere Mangan-Bor-Stählen zur Herstellung von Strukturbauteilen im Fahrzeugbereich ist eine gute Balance zwischen Fes tigkeit und Gewicht gefunden worden. The production of sheet steel components by means of hot forming has already established itself industrially, in particular for the production of body parts such as, for example, for the production of safety-relevant A-pillars, B-pillars or longitudinal and cross members. These sheet steel components can be manufactured using both direct and indirect hot forming processes. Flat blanks (direct) or already pre-formed or near-net-shape (cold) formed semi-finished products / parts (indirect) made from a steel sheet, in particular from a hardenable steel sheet, are heated to a temperature at which, depending on the composition of the steel sheet used, a Structural transformation occurs within the steel sheet. With Acl, the structural transformation into austenite begins and when Ac3 or above Ac3 is reached, an essentially completely austenitic structure is present. The heating above at least Acl is also called "austenitizing" in specialist circles, especially if a complete conversion into austenite is to take place (> = Ac3). After heating, the warm (austenitized) sheet steel is placed in a forming tool and hot formed. In the course of or after the hot forming, the still warm steel sheet is cooled in such a way, preferably within the forming tool, which is preferably actively cooled, so that the structure turns into a hard structure of martensite and / or bainite, preferably essentially of martensite, is converted. In specialist circles, the cooling or quenching of the steel sheet within the forming tool or by the action of a (hardening) tool, which has the final contour of the sheet metal component to be produced, is also called “press hardening”. Alternatively, cooling / quenching can take place outside of a forming tool / hardening tool, in particular in a (cold) medium. around, for example in an oil bath, and is called "hardening". Heating and cooling curves for setting the required microstructure depend on the chemical composition of the hardenable steel sheet used and can be inferred or derived from so-called ZTA or ZTU diagrams. By means of hot forming, it is possible to set an essentially martensitic microstructure with high strengths. With the classic hot forming or press hardening of manganese-boron steels in particular for the production of structural components in the vehicle sector, a good balance between strength and weight has been found.
Pressgehärtete Strukturbauteile haben jedoch den Nachteil, dass sie aufgrund des eingestell ten harten Gefüges nur ein sehr geringes Dehnungsverhalten aufweisen. Um die Bruchdeh nung eines Bauteils zu verbessern, ist es bekannt, die gehärteten Bauteile einem Anlassen zu unterziehen, wodurch das Bruchdehnungsverhalten verbessert werden kann, jedoch auch eine Reduzierung der durch das Härten eingestellten Festigkeit zur Folge hat, s. beispielsweise die Offenlegungsschrift DE 10 2008 055 514 Al der Anmelderin. However, press-hardened structural components have the disadvantage that they only have a very low elongation behavior due to the set hard structure. In order to improve the elongation at break of a component, it is known to subject the hardened components to tempering, whereby the elongation at break behavior can be improved, but also results in a reduction in the strength set by hardening, see, for example, the laid-open specification DE 10 2008 055 514 A1 of the applicant.
Zur Einstellung einer gezielten Festigkeit und Bruchdehnung in Bauteilen kommt das sogenann te Q+P-Verfahren (Quenching and Partitioning) zur Anwendung, bei welchem ein Stahlblech austenitisiert, zu einem Bauteil warm umgeformt und dabei abgeschreckt (Quenching) wird und anschließend, ohne dass sich das Bauteil auf Raumtemperatur abkühlt, einem Anlassen (Par titioning) unterhalb der Gefügeumwandlungstemperatur von Acl zugeführt wird, s. beispiels weise die Schriften EP 2 546 375 Bl, US 8 518 195 B2, DE 10 2013 010 946 B3. The so-called Q + P process (quenching and partitioning) is used to set a specific strength and elongation at break in components, in which a sheet steel is austenitized, hot-formed into a component and quenched in the process, and then without it the component cools to room temperature, tempering (partitioning) below the microstructure transition temperature of Acl, see, for example, the documents EP 2 546 375 B1, US 8 518 195 B2, DE 10 2013 010 946 B3.
Bei vielen strukturellen Bauteilen, beispielsweise für die Anwendung in einem Kraftfahrzeug, muss in einem Crashfall sichergestellt werden, dass zwei Kernfunktionen erfüllt werden. Zum einen sollte Crashenergie durch Verformung aufgenommen werden. Zum anderen muss die Fahrgastzelle geschützt bleiben. Dies wird unter anderem dadurch erreicht, dass bestimmte Be reiche lokal verformen oder einknicken, um die makroskopische Verformung zu lenken. Im der zeitigen Stand der Technik wird dies bei pressgehärteten Bauteilen dadurch erreicht, dass ein zelne Stellen z.B. mittels Laser angelassen werden, wodurch in diesem Bereich eine höhere lo kale Umformbarkeit sowie eine geringere Härte vorliegt, s. beispielsweise die Schrift DE 10 2011 101 991 B3. Hierdurch ergeben sich aber einige entscheidende Nachteile: eine Nachbehandlung mittels Laser ist sehr kostenintensiv und bedeutet auch einen entsprechen den Bauteilverzug, sodass eine flächige Anwendung nicht wirtschaftlich angewendet werden kann; für eine verbesserte lokale Umformbarkeit müsste ein deutlicher Festigkeitsverlust in Kauf genommen werden; die Bildung von Zementitausscheidungen wird angeregt, was ggf. mit ei ner erhöhten Rissempflichkeit einhergeht, vor allem in Bezug auf die verringerte Festigkeit. Des Weiteren findet die Anwendung des Lasers einseitig statt, sodass es bei höheren Bauteildicken zu unterschiedlichen Anlasszuständen und somit einer inhomogenen Verteilung der Duktilitäts eigenschaften über die Dicke kommen kann. In the case of many structural components, for example for use in a motor vehicle, it must be ensured in the event of a crash that two core functions are fulfilled. On the one hand, crash energy should be absorbed by deformation. On the other hand, the passenger cell must remain protected. This is achieved, among other things, by locally deforming or buckling certain areas in order to direct the macroscopic deformation. In the current state of the art, this is achieved in press-hardened components by annealing individual points, for example by means of a laser, which results in higher local formability and lower hardness in this area, see, for example, the document DE 10 2011 101 991 B3 . However, this results in some decisive disadvantages: Post-treatment by means of a laser is very cost-intensive and also means a corresponding component distortion, so that a flat application cannot be used economically; For an improved local formability, a significant loss of strength would have to be accepted be taken; the formation of cementite precipitates is stimulated, which may be associated with an increased susceptibility to cracking, especially with regard to the reduced strength. Furthermore, the laser is used on one side, so that higher component thicknesses can lead to different tempering conditions and thus an inhomogeneous distribution of the ductility properties over the thickness.
Aufgabe ist daher, ein Verfahren zur Verfügung zu stellen, welches die Herstellung eines zumin dest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils in einer Art und Weise erlaubt, dass das resultie rende Stahlblechbauteil eine im Vergleich zum Stand der Technik verbesserte Eigenschaft auf weist und wirtschaftlich herstellbar ist. The object is therefore to provide a method which allows the production of an at least partially tempered sheet steel component in such a way that the resulting sheet steel component has an improved property compared to the prior art and can be produced economically.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils mit den Merkmalen des Anspruches 1 sowie mit einem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil mit den Merkmalen des Anspruches 13 gelöst. The object is achieved with a method for producing an at least partially tempered sheet steel component with the features of claim 1 and with an at least partially tempered sheet steel component with the features of claim 13.
Gemäß einer ersten Lehre der Erfindung zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils umfasst das erfindungsgemäße Verfahren folgende Schritte: Bereitstellen eines Stahlblechs; zumindest teilweises Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von mindestens Acl ; zumindest teilweises Härten des austenitisierten Stahlblechs zu einem zu mindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteil, wobei das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech auf eine Temperatur unterhalb Ms abgekühlt wird; zumindest teilweises Anlassen des zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteils bei einer Temperatur von weniger als Acl zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils, wobei das zumin dest teilweise Anlassen zur Herstellung des zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils bei unterschiedlichen Temperaturen durchgeführt wird, um am zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil Bereiche mit unterschiedlichen Eigenschaften einzustellen. According to a first teaching of the invention for producing an at least partially tempered sheet steel component, the method according to the invention comprises the following steps: providing a sheet steel; at least partially austenitizing the steel sheet at a temperature of at least Acl; at least partial hardening of the austenitized steel sheet to form an at least partially hardened steel sheet component, the at least partially austenitized steel sheet being cooled to a temperature below Ms; at least partial tempering of the at least partially hardened sheet steel component at a temperature of less than Acl to produce an at least partially tempered sheet steel component, the at least partial tempering for producing the at least partially tempered sheet steel component being carried out at different temperatures in order to have areas on the at least partially tempered sheet steel component different properties.
Die Erfinder haben überraschend festgestellt, dass ein kostengünstiges Stahlblechbauteil mit zielgerichteten Eigenschaften hergestellt werden kann und die aus dem Stand der Technik be kannten Nachteile kompensiert werden können, insbesondere durch die Integration des Q+P- Verfahrens in den Warmumform- und/oder Härteprozess (Quenching) in Kombination mit lokal angepassten Wärmebehandlungsparametern beim Anlassen (Partitioning). Ein solch zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil hat dann mehrere Bereiche mit unterschiedlichen Eigen schaften, die prozesstechnisch durch das zumindest teilweise Anlassen des Stahlblechbauteils bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen (TP1, TP2, TP3, TP4) eingestellt werden. Des Weiteren wird erfindungsgemäß das zumindest teilweise Anlassen zur Erzeugung eines Be reichs mit einer ersten Eigenschaft an dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil bei einer ersten Anlasstemperatur TP1 zwischen 300°C und 470°C und zur Erzeugung mindestens eines weiteren Bereichs mit einer weiteren Eigenschaft bei mindestens einer der folgenden An lasstemperaturen TP2, TP3, TP4 durchgeführt: The inventors have surprisingly found that an inexpensive sheet steel component with targeted properties can be produced and the disadvantages known from the prior art can be compensated, in particular by integrating the Q + P process into the hot forming and / or hardening process (quenching ) in combination with locally adapted heat treatment parameters during tempering (partitioning). Such an at least partially tempered sheet steel component then has several areas with different properties that are set in terms of process technology by at least partially tempering the sheet steel component at different tempering temperatures (TP1, TP2, TP3, TP4). Furthermore, according to the invention, the at least partial tempering to generate an area with a first property on the at least partially tempered sheet steel component at a first tempering temperature TP1 between 300 ° C and 470 ° C and to generate at least one further area with a further property in at least one at the following tempering temperatures TP2, TP3, TP4:
Bereich mit einer zweiten Eigenschaft bei einer zweiten Anlasstemperatur TP2 zwischen 250°C und 430°C mit TP2 <= TP1 - 10°C; und/oder Area with a second property at a second tempering temperature TP2 between 250 ° C and 430 ° C with TP2 <= TP1 - 10 ° C; and or
Bereich mit einer dritten Eigenschaft bei einer dritten Anlasstemperatur TP3 zwischen 470°C und weniger als Acl; und/oder Area with a third property at a third tempering temperature TP3 between 470 ° C and less than Acl; and or
Bereich mit einer vierten Eigenschaft bei einer vierten Anlasstemperatur TP4 bis 300°C. Area with a fourth property at a fourth tempering temperature TP4 up to 300 ° C.
An dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil wird während des zumindest teilwei se Anlassens ein (erster) Bereich mit der ersten Eigenschaft eingestellt, wobei zur Erzeugung des ersten Bereichs eine (erste) Anlasstemperatur TP1 zwischen 300°C und 470°C gewählt wird. In diesem Temperaturbereich kann eine Kohlenstoffdiffusion innerhalb des Gefüges vom Martensit in den Restaustenit sowie dessen Homogenisierung erreicht werden, bevorzugt um ein Stabilitätskriterium (S_RA) zu gewährleisten. Soll zusätzlich der Abbau innerer Spannungen begünstigt werden, wird die Anlasstemperatur TP1 insbesondere zwischen 350°C und 470°C gewählt. Wird die Anlasstemperatur TP1 vorzugsweise zwischen 400°C und 460°C gewählt, kann eine Stabilisierung des Restaustenits besonders einfach erreicht werden, bevorzugt inner halb von weniger als 50s. During the at least partially tempered tempering, a (first) area with the first property is set on the at least partially tempered sheet steel component, a (first) tempering temperature TP1 between 300 ° C. and 470 ° C. being selected to generate the first area. In this temperature range, carbon diffusion within the structure from the martensite into the retained austenite and its homogenization can be achieved, preferably to ensure a stability criterion (S_RA). If the reduction of internal stresses is also to be promoted, the tempering temperature TP1 is selected in particular between 350 ° C and 470 ° C. If the tempering temperature TP1 is preferably selected between 400 ° C. and 460 ° C., stabilization of the retained austenite can be achieved particularly easily, preferably within less than 50 s.
An dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil wird während des zumindest teilwei se Anlassens neben dem ersten Bereich mit der ersten Eigenschaft mindestens ein weiterer Be reich mit einer weiteren Eigenschaft eingestellt. Der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft ist nicht lokal auf nur einen Bereich respektive nur auf einen Abschnitt am zumindest teilweise zu vergütenden Stahlblechbauteil beschränkt, sondern kann auch an mehreren Bereichen bzw. Abschnitten des zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils vorhanden sein. Ebenso kann dies für den mindestens einen weiteren Bereich mit der mindestens einen weiteren Eigen schaft zutreffen. In addition to the first area with the first property, at least one further area with a further property is set on the at least partially tempered sheet steel component during the at least partially tempered. The first area with the first property is not locally restricted to just one area or only to a section on the at least partially tempered sheet steel component, but can also be present in several areas or sections of the at least partially tempered sheet steel component. This can also apply to the at least one further area with the at least one further property.
Der mindestens eine weitere Bereich kann einen zweiten Bereich mit einer zweiten Eigenschaft umfassen, wobei zur Erzeugung des zweiten Bereichs eine zweite Anlasstemperatur TP2 zwi schen 250°C und 430°C mit TP2 <= TP1 - 10°C gewählt wird. Durch die im Vergleich zur ers- ten Anlasstemperatur TP1 verringerte zweite Anlasstemperatur TP2 im zweiten Bereich kann ei ne reduzierte Restaustenitstabilität im Vergleich zum ersten Bereich gewährleistet werden. Für eine gezielt eingestellte Härte, was mit einer Verringerung der Bruchdehnung einhergehen kann, beträgt die zweite Anlasstemperatur TP2 insbesondere TP2 <= TP1-40°C, vorzugsweise TP2 <= TP1-80°C. The at least one further area can comprise a second area with a second property, a second tempering temperature TP2 between 250 ° C and 430 ° C with TP2 <= TP1 - 10 ° C being selected to generate the second area. Compared to the first th tempering temperature TP1 reduced second tempering temperature TP2 in the second area, a reduced residual austenite stability compared to the first area can be guaranteed. For a specifically set hardness, which can be accompanied by a reduction in the elongation at break, the second tempering temperature TP2 is in particular TP2 <= TP1-40 ° C, preferably TP2 <= TP1-80 ° C.
Der mindestens eine weitere Bereich kann einen dritten Bereich mit einer dritten Eigenschaft umfassen, wobei zur Erzeugung des dritten Bereichs eine dritte Anlasstemperatur TP3 > 470°C gewählt wird, sodass durch die hohe Anlasstemperatur gezielt ein dritter Bereich mit reduzier ter klärte erreicht werden kann. Die dritte Anlasstemperatur TP3 kann insbesondere > 500°C gewählt werden, um zudem einen erwünschten Zerfall von kohlenstoffübersättigtem Restaus tenit zu beschleunigen. The at least one further area can include a third area with a third property, a third tempering temperature TP3> 470 ° C. being selected to generate the third area, so that a third area with reduced clarity can be achieved in a targeted manner due to the high tempering temperature. The third tempering temperature TP3 can in particular be selected to be> 500 ° C. in order to also accelerate a desired decomposition of carbon-supersaturated residual austenite.
Der mindestens eine weitere Bereich kann einen vierten Bereich mit einer vierten Eigenschaft umfassen, wobei zur Erzeugung des vierten Bereichs eine vierte Anlasstemperatur TP4 bis 300°C gewählt wird, sodass durch die im Vergleich zu den anderen sehr geringen Anlasstem peraturen eine Restaustenitstabilisierung sowie ein Erweichen des Martensits verhindert wer den kann. Die vierte Anlasstemperatur TP4 kann insbesondere < 250°C, vorzugsweise < 200°C, bevorzugt < 00°C gewählt werden, sodass die vierte Anlasstemperatur TP4 nicht unbedingt ei ne Temperaturerhöhung nach dem klärten im vierten Bereich benötigt, sondern vielmehr ein Halten bzw. Absenken, je nach bzw. abhängig von der Temperatur, auf welche das zumindest teilweise gehärtete Stahlblechbauteil während des zumindest teilweisen Härtens abgekühlt wur de, sodass der Austenit im vierten Bereich sich schon vor der Beaufschlagung mit der vierten Anlasstemperatur TP4, insbesondere Haltetemperatur, fast vollständig in Martensit umgewan delt hat, was zu einer besonders homogenen Härteverteilung im vierten Bereich führen kann. Die vierte Anlasstemperatur TP4 kann mindestens 0°C, insbesondere mindestens 20°C, vor zugsweise mindestens 25°C, bevorzugt mindestens 30°C, weiter bevorzugt mindestens 40°C, besonders bevorzugt mindestens 50°C betragen, um beispielsweise zu einer höheren Streck grenze als vergleichsweise bei Temperaturen unterhalb von 0°C zu gelangen. The at least one further area can include a fourth area with a fourth property, with a fourth tempering temperature TP4 to 300 ° C being selected to generate the fourth area, so that the tempering temperatures are very low compared to the other, resulting in a stabilization of retained austenite and a softening of the Martensites can be prevented. The fourth tempering temperature TP4 can in particular be selected to be <250 ° C, preferably <200 ° C, preferably <00 ° C, so that the fourth tempering temperature TP4 does not necessarily require a temperature increase after clearing in the fourth range, but rather a holding or lowering , depending on or depending on the temperature to which the at least partially hardened sheet steel component was cooled during the at least partial hardening, so that the austenite in the fourth area turns almost completely into martensite before the fourth tempering temperature TP4, in particular the holding temperature, is applied has converted, which can lead to a particularly homogeneous hardness distribution in the fourth area. The fourth tempering temperature TP4 can be at least 0 ° C, in particular at least 20 ° C, preferably at least 25 ° C, preferably at least 30 ° C, more preferably at least 40 ° C, particularly preferably at least 50 ° C, for example to achieve a higher stretch limit than to reach temperatures below 0 ° C.
Das Stahlblech kann ein im Wesentlichen ebenes Stahlblech oder ein vorgeformtes Stahlblech mit einer konstanten Dicke bis zu 10,0 mm, insbesondere bis 6,0 mm, vorzugsweise bis zu 3,5 mm, bevorzugt bis zu 2,0 mm sein. Das Stahlblech weist eine Dicke von mindestens 0,5 mm, insbesondere von mindestens 0,8 mm, vorzugsweise von mindestens 1,0 mm auf. Das Stahlblech kann sowohl warmgewalzt, als auch kaltgewalzt sein. Alternativ kann auch ein ebenes Stahlblech oder ein vorgeformtes Stahlblech mit variierender Dicke (tailored rolled blank) bereitgestellt werden. Des Weiteren kann unter Stahlblech auch ein „tailored product“ verstanden werden, welches aus mindestens zwei, insbesondere stoffschlüssig, miteinander verbundenen Stahlblechen mit unterschiedlicher Dicke und/oder Güte, als ebenes Halbzeug (Stahlblech) oder als vorgeformtes Teil (Stahlblech), als „patchwork blank“ oder „tailored wel- ded blank“ besteht. Darüber hinaus kann das Stahlblech auch mit einer Beschichtung verse hen sein, wobei vorzugsweise eine metallische Beschichtung auf der Basis von Aluminium oder Zink zum Einsatz kommt. Diese kann über einen Schmelztauch-, elektrolytischen oder coil coa- ting Prozess auf das aufgewickelte oder bereits vorgeschnittene Stahlblech aufgebracht wer den. The steel sheet can be an essentially flat steel sheet or a preformed steel sheet with a constant thickness of up to 10.0 mm, in particular up to 6.0 mm, preferably up to 3.5 mm, preferably up to 2.0 mm. The steel sheet has a thickness of at least 0.5 mm, in particular of at least 0.8 mm, preferably of at least 1.0 mm. The steel sheet can be hot-rolled as well as cold-rolled. Alternatively, a Flat sheet steel or a preformed sheet steel with varying thickness (tailored rolled blank) can be provided. Furthermore, sheet steel can also be understood as a “tailored product”, which consists of at least two, in particular cohesively, interconnected steel sheets with different thickness and / or quality, as a flat semi-finished product (sheet steel) or as a preformed part (sheet steel), as a “patchwork blank ”or“ tailored wel- ded blank ”. In addition, the steel sheet can also be provided with a coating, a metallic coating based on aluminum or zinc preferably being used. This can be applied to the rolled or pre-cut steel sheet using a hot-dip, electrolytic or coil coating process.
Das Stahlblech wird zumindest teilweise auf eine Temperatur von mindestens Acl oder dar über, insbesondere auf mindestens Ac3 oder darüber, zur Bildung von Austenit erwärmt bzw. austenitisiert, vorzugsweise in einem Zeitraum, welcher ausreichend ist, um, insbesondere ab hängig von der Dicke des eingesetzten Stahlblechs, das Stahlblech in der Dicke vollständig durchzuwärmen bzw. um den im Stahlblech vorhandenen Kohlenstoff im Austenit im Wesentli chen zu homogenisieren und/oder falls das Stahlblech mit einem metallischen Überzug verse hen ist, im Wesentlichen ein Legieren des Überzugs, welcher insbesondere eine schnellere Ver arbeitbarkeit im Umformprozess ermöglicht, zu gewährleisten. Bei einer Austenitisierung zwi schen Acl und Ac3 ist der Austenitgehalt sowie der Kohlenstoffgehalt im Austenit abhängig von der Austenitisierungsdauer, sodass eine vollständige Austenitisierung > Ac3 bevorzugt ist. The steel sheet is at least partially heated or austenitized to a temperature of at least Acl or above, in particular to at least Ac3 or above, to form austenite, preferably in a period of time which is sufficient to, in particular depending on the thickness of the Steel sheet to completely heat the steel sheet in thickness or to homogenize the carbon in the austenite in the steel sheet and / or if the steel sheet is provided with a metallic coating, essentially an alloying of the coating, which in particular a faster Ver workability in the forming process enables to guarantee. In the case of austenitization between Acl and Ac3, the austenite content and the carbon content in the austenite depend on the austenitization duration, so that complete austenitization> Ac3 is preferred.
Unter „Härten“ ist zu verstehen, dass das Stahlblech infolge der gezielten Austenitisierung, wie sie beim direkten und indirekten Warmumformen zur Herstellung eines Stahlblechbauteils durchgeführt wird, das Stahlblechbauteil zumindest teilweise (partiell/lokal) eine höhere Härte bzw. Festigkeit im Vergleich zum bereitgestellten Stahlblech aufweist. Das zumindest teilweise Härten kann in einem Werkzeug (Presshärten) oder in einem Medium (Härten) erfolgen. Erfolgt eine Abkühlung des zumindest teilweise austenitisierten Stahlblechs auf eine Temperatur un terhalb von Ms, kann sichergestellt werden, dass die Ausbildung eines harten Gefüges von Aus tenit zumindest teilweise in Martensit erzwungen wird, insbesondere durch geeignete Abkühl geschwindigkeiten. Die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit beträgt insbesondere mindes tens lOK/s, vorzugsweise mindestens 15K/s, bevorzugt mindestens 20K/s, wobei auch Abkühl raten von 50 K/s bis zu 300 K/s möglich sind. Abgeschlossen wäre die Umwandlung vollstän dig in Martensit bei Erreichen bzw. Unterschreiten der Mf - Temperatur. Dies ist erfindungsge mäß nicht gewünscht, sodass insbesondere eine Temperatur zwischen Ms und Mf gewählt wird, welche vorzugsweise unterhalb der Temperatur liegt, bei der bevorzugt mindestens 50% des Austenits in Martensit umwandeln kann. “Hardening” is to be understood as meaning that the steel sheet as a result of the targeted austenitization, as is carried out in direct and indirect hot forming for the production of a sheet steel component, the sheet steel component at least partially (partially / locally) a higher hardness or strength compared to the sheet steel provided having. The at least partial hardening can take place in a tool (press hardening) or in a medium (hardening). If the at least partially austenitized steel sheet is cooled to a temperature below Ms, it can be ensured that the formation of a hard structure of austenite is at least partially forced into martensite, in particular by means of suitable cooling speeds. The average cooling rate is in particular at least 10K / s, preferably at least 15K / s, preferably at least 20K / s, with cooling rates of 50 K / s up to 300 K / s also being possible. The conversion to martensite would be completed when the Mf temperature is reached or not reached. According to the invention, this is not desired, so that in particular a temperature between Ms and Mf is chosen, which is preferably below the temperature at which preferably at least 50% of the austenite can convert into martensite.
Kenngrößen wie Acl, Ac3, Ms, Mf, (kritische) Abkühlgeschwindigkeiten etc. sind abhängig von der verwendeten Stahlzusammensetzung und lassen sich aus sogenannten ZTU- bzw. ZTA-Dia- grammen ableiten. Parameters such as Acl, Ac3, Ms, Mf, (critical) cooling rates etc. depend on the steel composition used and can be derived from so-called ZTU or ZTA diagrams.
Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen und Weiterbildungen gehen aus der nachfolgenden Be schreibung hervor. Ein oder mehrere Merkmale aus den Ansprüchen, der Beschreibung wie auch der Zeichnung können mit einem oder mehreren anderen Merkmalen daraus zu weiteren Ausgestaltungen der Erfindung verknüpft werden. Es können auch ein oder mehrere Merkma le aus den unabhängigen Ansprüchen durch ein oder mehrere andere Merkmale verknüpft wer den. Further advantageous refinements and developments can be found in the description below. One or more features from the claims, the description and also the drawing can be linked with one or more other features from them to form further embodiments of the invention. One or more features from the independent claims can also be linked by one or more other features.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das zumindest teilweise Anlassen zeitlich unmittelbar nach dem Härten durchgeführt, so dass die in dem zumindest teil weise gehärteten Stahlblechbauteil noch vorhandene Wärme genutzt werden kann, um das Stahlblechbauteil schneller auf die Zieltemperaturen während des zumindest teilweise Anlas sens erwärmen zu können, wodurch das Verfahren schneller und somit wirtschaftlicher betrie ben werden kann. Das direkte Anlassen ermöglicht zudem einen Teil des Austenits soweit zu stabilisieren, sodass im weiteren Verlauf des Prozesses nicht mehr in Martensit umwandelt und als Restaustenit im finalen Bauteil vorliegt. According to one embodiment of the method according to the invention, the at least partial tempering is carried out immediately after hardening, so that the heat still present in the at least partially hardened sheet steel component can be used to heat the sheet steel component more quickly to the target temperatures during the at least partial tempering can, whereby the process can be operated more quickly and thus more economically. Direct tempering also enables part of the austenite to be stabilized to such an extent that it is no longer converted into martensite in the further course of the process and is present as retained austenite in the final component.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens werden zwischen den Berei chen mit unterschiedlichen Eigenschaften an dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblech bauteil ein oder mehrere Übergangsbereiche eingestellt, die einen harmonischen Übergang des Eigenschaftenverlaufs zwischen den Bereichen mit unterschiedlichen Eigenschaften aufweisen. Dadurch kann ein sprunghafter bzw. abrupter und damit störanfälliger Übergang (metallurgi sche Kerbe) verhindert werden. According to one embodiment of the method according to the invention, one or more transition areas are set between the areas with different properties on the at least partially tempered sheet steel component, which transition areas have a harmonious transition of the properties between the areas with different properties. As a result, a sudden or abrupt and thus failure-prone transition (metallurgical notch) can be prevented.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird ein Stahlblech mit folgen der chemischer Zusammensetzung in Gew.-% bereitgestellt: According to one embodiment of the method according to the invention, a steel sheet is provided with the following chemical composition in% by weight:
C = 0,08 bis 0,5, C = 0.08 to 0.5,
Si + AI >= 0,5, mit Si + 2*AI < 5, Si + AI> = 0.5, with Si + 2 * AI <5,
Mn = 0,5 bis 4, sowie optional eines oder mehrerer der folgenden Elemente: Mn = 0.5 to 4, and optionally one or more of the following elements:
P bis 0,1, P to 0.1,
S bis 0,1, S to 0.1,
N bis 0,1, N to 0.1,
Cr bis 1,5 Cr to 1.5
Mo bis 1, Mon to 1,
Ti bis 0,2, Ti up to 0.2,
B bis 0,01 B to 0.01
Nb bis 0,2, Nb up to 0.2,
V bis 0,5, V up to 0.5,
Ni bis 2, Ni to 2,
Cu bis 2, Cu up to 2,
Sn bis 0,5, Sn up to 0.5,
Ca bis 0,1, Ca to 0.1,
Mg bis 0,1, Mg up to 0.1,
REM bis 0,1, SEM up to 0.1,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Remainder Fe and unavoidable impurities.
Kohlenstoff (C) übernimmt mehrere wichtige Funktionen. In erster Linie ist C ein Martensitbild ner und damit essentiell für die Einstellung einer gewünschten Härte im zumindest teilweise ge härteten respektive zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil, sodass mindestens ein Gehalt von 0,08 Gew.-%, insbesondere mindestens ein Gehalt von 0,1 Gew.-%, vorzugsweise mindestens ein Gehalt von 0,15 Gew.-% vorhanden ist, um auch den Restaustenit mit Kohlen stoff stabilisieren zu können. Weiterhin trägt C in großem Maße zu einem höheren CEV-Wert (CEV=Kohlenstoffäguivalent) bei, wodurch die Schweißeignung negativ beeinflusst wird, so dass ein Gehalt bis maximal 0,5 Gew.-%, zur Verringerung der Neigung zu Einrissen insbeson dere bis maximal 0,44 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,38 Gew.-%, bevorzugt bis maxi mal 0,35 Gew.-% eingestellt wird. Des Weiteren können durch die angegebene Obergrenze ne gative Einflüsse in Bezug auf die Zähigkeitseigenschaften, die Umformeigenschaften und die Schweißeignung vermieden werden. Je nach erforderlicher Umformbarkeit und Zähigkeit kann der C-Gehalt innerhalb der angegebenen Spannen individuell eingestellt werden. Carbon (C) performs several important functions. First and foremost, C is a martensite former and therefore essential for setting a desired hardness in the at least partially hardened or at least partially tempered sheet steel component, so that at least a content of 0.08% by weight, in particular at least a content of 0.1% by weight .-%, preferably at least a content of 0.15 wt .-% is present in order to be able to stabilize the residual austenite with carbon. Furthermore, C contributes to a large extent to a higher CEV value (CEV = carbon equivalent), which has a negative impact on the weldability, so that a content of up to a maximum of 0.5% by weight, in particular up to a maximum, to reduce the tendency to cracks 0.44% by weight, preferably up to a maximum of 0.38% by weight, preferably up to a maximum of 0.35% by weight. Furthermore, the specified upper limit can avoid negative influences with regard to the toughness properties, the forming properties and the suitability for welding. Depending on the required formability and toughness, the C content can be set individually within the specified ranges.
Silizium (Si) kann als Legierungselement alternativ oder zusätzlich zu Aluminium als Desoxida tionselementwirken und kann daher mit einem Gehalt von maximal 3 Gew.-% zulegiert werden. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% verwendet. Allerdings kann Si auch zur Festigkeitssteigerung beitragen, sodass vorzugsweise ein Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugtvon mindestens 0,15 Gew.-% zulegiert wird. Wird dem Stahl zu viel Si zulegiert, kann dies einen negativen Einfluss auf die Zähigkeitseigen schaften, die Umformbarkeit und die Schweißeignung haben. Daher ist der Gehalt insbeson dere auf maximal 3 Gew.-%, zur Verbesserung der Oberflächengualität vorzugsweise auf ma ximal 1,6 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 1,4 Gew.-% begrenzt, um eine Benetzung im Falle einer Schmelztauchveredelung zu verbessern. As an alloying element, silicon (Si) can act as an alternative or in addition to aluminum as a deoxidation element and can therefore be added with a content of a maximum of 3% by weight. To ensure effectiveness, a content of at least 0.01% by weight is particularly important. used. However, Si can also contribute to increasing the strength, so that a content of at least 0.1% by weight, preferably of at least 0.15% by weight, is preferably added. If too much Si is added to the steel, this can have a negative impact on the toughness properties, formability and weldability. The content is therefore limited in particular to a maximum of 3% by weight, to improve the surface quality, preferably to a maximum of 1.6% by weight, preferably to a maximum of 1.4% by weight, in order to ensure wetting in the case of hot-dip finishing improve.
Aluminium (AI) kann alternativ oder zusätzlich zu Silizium als Legierungselement zur Desoxida tion in Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% zulegiert werden. Insbesondere kann AI zum Ab binden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet werden, sodass optional zule giertes Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann. Daher wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,1 Gew.-% zulegiert. AI kann zudem zur Dichtereduktion verwendet werden. Zur Vermeidung gießtechnischer Probleme wird der Gehalt auf maximal 1 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,8 Gew.-%, begrenzt. As an alternative or in addition to silicon, aluminum (AI) can be added as an alloying element for deoxidation in contents of at least 0.01% by weight. In particular, AI can be used to bind any nitrogen that may be present, so that optionally added boron can develop its strength-increasing effect. In particular, a content of at least 0.02% by weight, preferably at least 0.1% by weight, is therefore added. AI can also be used to reduce density. To avoid problems with casting technology, the content is limited to a maximum of 1% by weight, in particular to a maximum of 0.8% by weight.
Zur Unterdrückung der Zementitbildung aus dem kohlenstoffübersättigten Martensit wird eine gewisse Zulegierung von Si und/oder AI benötigt, sodass Si + AI > 0,5 Gew.-% zulegiert wird. Damit dies auch in einem breiten Prozessfenster gewährleistet ist, wird insbesondere Si + AI > 0,75 Gew.-% zulegiert. Wird vorzugsweise Si + AI > 1,3 Gew.-% zulegiert, kann der größte Teil des Kohlenstoffs in den kohlenstoffübersättigten Austenit partitionieren und Zemen- titausscheidungen können im Wesentlichen verhindert werden. Um die Bildung von Austenit beim Austenitisieren zu ermöglichen, muss der Gehalt an im Eisengitter gut löslichen Ferritbild nern wie Si und AI beschränkt werden auf Si + 2*AI < 5 Gew.-%. Um eine verringerte Austeniti sierungstemperatur zu ermöglichen, insbesondere um Ac3 herunterzusetzen, ist insbesondere eine Zulegierung auf Si + 2*AI < 3 Gew.-% beschränkt. To suppress the formation of cementite from the carbon-supersaturated martensite, a certain amount of Si and / or Al alloying is required, so that Si + Al> 0.5% by weight is alloyed. So that this is also guaranteed over a wide process window, Si + Al> 0.75% by weight in particular is alloyed. If Si + Al> 1.3% by weight is preferably added, the major part of the carbon can be partitioned into the carbon-supersaturated austenite and precipitation of cement can essentially be prevented. In order to enable the formation of austenite during austenitizing, the content of ferrite formers such as Si and Al, which are readily soluble in the iron lattice, must be limited to Si + 2 * Al <5% by weight. In order to enable a reduced austenitization temperature, in particular to reduce Ac3, an additional alloy in particular is restricted to Si + 2 * Al <3% by weight.
Mangan (Mn) ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt. Gleichzeitig verringert Mn die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung und setzt die kriti sche Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Zudem kann Mn zur Abbindung von S, um zu verhindern, dass die Warmwalzbarkeit durch ein FeS Eutektikum zu sehr beeinträchtigt wird, und/oder Verringerung des Perlitanteils verwendet werden, sodass insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,5 Gew.-% vorhanden ist. Eine zu hohe Mn-Konzen- tration wirkt sich dagegen negativ auf die Schweißeignung aus, sodass Mn auf maximal 4 Gew.- % begrenzt ist. Zur Gewährleistung der gewünschten Umformbarkeit wird der Gehalt insbeson- dere auf maximal 3 Gew.-%, zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften vorzugsweise auf maximal 2,5 Gew.-% beschränkt. Zur Einstellung der angestrebten Festigkeitseigenschaften wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,8 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 1,0 Gew. -% zulegiert. Soll der kohlenstoffübersättigte Restaustenit für besonders lange Anlass zeiten stabilisiert werden, wird Mn vorzugsweise mit mindestens 1,7 Gew.-% zulegiert. Manganese (Mn) is an alloying element that contributes to hardenability. At the same time, Mn reduces the tendency for undesired formation of pearlite during cooling and lowers the critical cooling rate, whereby the hardenability is increased. In addition, Mn can be used to set S, in order to prevent the hot-rollability from being excessively impaired by an FeS eutectic, and / or to reduce the pearlite content, so that in particular a content of at least 0.5% by weight is present. Too high a Mn concentration, on the other hand, has a negative effect on the weldability, so that Mn is limited to a maximum of 4% by weight. To ensure the desired formability, the content is particularly these are limited to a maximum of 3% by weight, preferably to a maximum of 2.5% by weight to improve the toughness properties. To set the desired strength properties, a content of in particular at least 0.8% by weight, preferably of at least 1.0% by weight, is added. If the carbon-supersaturated retained austenite is to be stabilized for particularly long tempering times, Mn is preferably added with at least 1.7% by weight.
Das Stahlblech kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (P, S,The steel sheet can optionally contain one or more alloy elements from the group (P, S,
N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM) enthalten. N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM).
Phosphor (P) ist ein optionales Legierungselement, das zur Verzögerung der Zementitbildung und somit zur Stabilisierung des Restaustenits in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% eingestellt wer den kann. Zur Sicherstellung der gewünschten Verzögerung und Stabilisierung werden Gehalte von insbesondere mindestens 0,004 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,007 Gew.-% einge stellt. Allerdings wirkt sich P stark zähigkeitsmindernd und dadurch ungünstig auf die Umform- barkeit aus. P kann zudem aufgrund seiner sehr unterschiedlichen Aktivität in der Schmelze und im erstarrten Stahl beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Negative Ein flüsse auf die Umformbarkeit und/oder Schweißbarkeit können sicher ausgeschlossen werden, wenn der Gehalt insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, zur zusätzlichen Verringerung der Seigerungseffekte vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt wird. Phosphorus (P) is an optional alloying element that can be adjusted in contents of up to 0.1% by weight to delay the formation of cementite and thus to stabilize the retained austenite. To ensure the desired delay and stabilization, contents of in particular at least 0.004% by weight, preferably at least 0.007% by weight, are set. However, P has a strong toughness-reducing effect and therefore has an unfavorable effect on formability. In addition, due to its very different activity in the melt and in the solidified steel, P can lead to severe segregation when the melt solidifies. Negative influences on the formability and / or weldability can be safely excluded if the content is limited to a maximum of 0.05% by weight in particular, and preferably to a maximum of 0.03% by weight to further reduce the segregation effects.
Schwefel (S) kann als optionales Legierungselement in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% eingestellt werden, um zur Duktilität beispielsweise bei einer am Stahlblechbauteil möglichen vorgenom menen Schweißung beizutragen, indem es als Sulfid mit Mn und/oder Fe ausgeschieden eine Kornvergröberung im Austenit nach der Erstarrung verringert. Um den gewünschten Effekt zu erreichen, wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,0002 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,0005 Gew. % eingestellt. Allerdings weist S im Stahl eine starke Neigung zur Sei- gerung auf und kann die Umformbarkeit respektive Zähigkeit in Folge der übermäßigen Bildung von FeS, MnS bzw. (Mn, Fe)S negativ beeinträchtigen. Der Gehalt wird daher insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt auf maximalSulfur (S) can be set as an optional alloy element in contents of up to 0.1% by weight in order to contribute to the ductility, for example, in a possible weld made on the sheet steel component, by precipitating it as sulphide with Mn and / or Fe a grain coarsening in the Austenite decreases after solidification. In order to achieve the desired effect, a content of at least 0.0002% by weight, in particular at least 0.0005% by weight, is set. However, S in steel has a strong tendency to segregate and can negatively affect the formability or toughness as a result of the excessive formation of FeS, MnS or (Mn, Fe) S. The content is therefore in particular to a maximum of 0.05% by weight, preferably to a maximum of 0.03% by weight, preferably to a maximum
O,01 Gew.-% begrenzt. 0.01% by weight.
Stickstoff (N) kann als optionales Legierungselement in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% zur Nitrid bildung und/oder Verbesserung der Härtbarkeit eingestellt werden. Grundsätzlich lässt sich N bei der Stahlherstellung durch die N-haltige Erdatmosphäre nicht vollständig vermeiden, kann jedoch, abhängig von weiteren Legierungselementen, sehr vorteilhaft sein. N kann genauso wie C zur Steigerung der Martensithärte eingesetzt werden, schwächt aber im Vergleich zu C die Korngrenzen weniger. Um diese Wirkung zu erzielen, werden insbesondere Gehalte von min destens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-%, bevorzugt von mindes tens 0,002 Gew.-% eingestellt. Allerdings führt N insbesondere in Verbindung mit AI und/oder Ti zur Bildung von groben Nitriden, die sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken können. Der Gehalt ist daher insbesondere auf maximal 0,015 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,007 Gew.-% begrenzt. Falls Ti vorhanden ist, sollte im Falle von Ti-Gehalten > 0,01 Gew.-% der N-Gehalt besonders bevorzugt zwischen 0,001% < N < 0,004 % eingestellt werden. Nitrogen (N) can be used as an optional alloying element in contents of up to 0.1% by weight to form nitride and / or improve hardenability. In principle, N cannot be completely avoided in steel production due to the N-containing earth's atmosphere, but it can be very advantageous, depending on other alloying elements. N can be just like C can be used to increase the martensite hardness, but weakens the grain boundaries less than C. In order to achieve this effect, contents of at least at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight, preferably of at least 0.002% by weight, are set in particular. However, especially in combination with Al and / or Ti, N leads to the formation of coarse nitrides, which can have a negative effect on formability. The content is therefore limited in particular to a maximum of 0.015% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight, preferably to a maximum of 0.007% by weight. If Ti is present, in the case of Ti contents> 0.01% by weight, the N content should particularly preferably be set between 0.001% <N <0.004%.
Chrom (Cr) kann als optionales Legierungselement zur Einstellung der Härte und der Festigkeit insbesondere mit einem Gehalt von mindestens 0,01 Gew. -% zulegiert werden, da es wie C die Umwandlung in Austenit unterstützen und auch die Bildung von Ferrit und Perlit beim Abschre cken verzögern kann. Aus Kostengründen ist die Obergrenze mit 1,5 Gew.-% definiert. Bei zu hohem Gehalt kann die Schweißeignung und/oder die Zähigkeit negativ beeinflusst werden, so- dass der Gehalt insbesondere auf maximal 0,75 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,45 Gew.-% begrenzt wird. Um die Kohlenstoffdiffusion herabzusetzen und so eine gleichge wichtsferne Umwandlung zu begünstigen, werden insbesondere Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,15 Gew. -% zulegiert. Chromium (Cr) can be added as an optional alloying element to adjust the hardness and strength, in particular with a content of at least 0.01% by weight, since, like C, it supports the conversion into austenite and also the formation of ferrite and pearlite during shearing can delay. For reasons of cost, the upper limit is defined as 1.5% by weight. If the content is too high, the weldability and / or the toughness can be negatively influenced, so that the content is limited in particular to a maximum of 0.75% by weight, preferably to a maximum of 0.45% by weight. In order to reduce carbon diffusion and thus promote a non-equilibrium conversion, contents of at least 0.01% by weight, preferably at least 0.1% by weight, preferably at least 0.15% by weight, are added.
Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit und die Härte erhöhen. Da es zur Verstärkung der Wirksamkeit von Cr beitragen bzw. den Einsatz dieses Legierungs elements ersetzen kann, kann es optional mit einem Gehalt bis zu 1 Gew.-%, insbesondere zwi schen 0,01 und 0,8 Gew.-%, zur Erzielung einer möglichst großen Härte und zur Verringerung der Kohlenstoffdiffusion vorzugsweise zwischen 0,1 und 0,5 Gew.-% zulegiert werden. Molybdenum (Mo) as an optional alloying element can increase strength and hardness. Since it can contribute to increasing the effectiveness of Cr or can replace the use of this alloy element, it can optionally be used with a content of up to 1% by weight, in particular between 0.01 and 0.8% by weight, to achieve this the greatest possible hardness and preferably between 0.1 and 0.5% by weight to reduce carbon diffusion.
Zur Vermeidung der Ferritbildung während der Abkühlung können neben Mn sowohl Cr und/oder Mo zulegiert werden. Um eine ausreichende Menge an Martensit zu bilden, sollte fol gende Bedingung erfüllt sein: Mn + Cr + 2*Mo >= 1 Gew.-%. Um eine frühzeitige Gefügeum wandlung, beispielsweise beim Transfer zwischen dem Austenitisieren und dem Härten zu ver meiden, sollte insbesondere die Bedingung erfüllt sein: Mn + Cr + 2*Mo >= 1,8 Gew.-%. Um das Verfahren zur Herstellung eines vergüteten Stahlblechbauteils zu stabilisieren und/oder ei ne Bainitbildung während des Anlassens im Wesentlichen zu unterdrücken, sollte vorzugswei se die Bedingung erfüllt sein: Mn + Cr + 2*Mo >= 2,4 Gew.-%. Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit durch Bildung von Carbiden, Ni triden und/oder Carbonitriden steigern und als Mikrolegierungselement wirken. Des Weiteren kann die Bildung von grobem Austenitgefüge unterdrückt werden, insbesondere in gelöster Form den Restaustenit stabilisieren. Auch kann Ti zur Kornfeinung und/oder Stickstoffabbin- dung und, falls Bor vorhanden ist, die Wirksamkeit von Bor erhöhen. Da es zudem zur Verstär kung der Wirksamkeit von Cr beitragen kann, kann es optional mit einem Gehalt bis zu 0,2 Gew.- % zulegiert werden. Aus Kostengründen wird der Gehalt insbesondere auf maximal 0,15 Gew.- %, zur sicheren Vermeidung der Bildung zu großer Titannitride vorzugsweise auf maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.-% beschränkt. Zur Sicherstellung der Wirksam keit kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. Zur Aus nutzung der festigkeitssteigernden Wirkung können vorzugsweise Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew. -% verwendet werden. To avoid ferrite formation during cooling, both Cr and / or Mo can be alloyed in addition to Mn. In order to form a sufficient amount of martensite, the following condition should be met: Mn + Cr + 2 * Mo> = 1% by weight. In order to avoid early structural transformation, for example during the transfer between austenitizing and hardening, the condition in particular should be met: Mn + Cr + 2 * Mo> = 1.8% by weight. In order to stabilize the process for producing a tempered sheet steel component and / or to substantially suppress bainite formation during tempering, the condition should preferably be met: Mn + Cr + 2 * Mo> = 2.4% by weight. As an optional alloying element, titanium (Ti) can increase strength through the formation of carbides, Ni trides and / or carbonitrides and act as a micro-alloying element. Furthermore, the formation of a coarse austenite structure can be suppressed, in particular stabilize the retained austenite in dissolved form. Ti can also be used for grain refinement and / or nitrogen removal and, if boron is present, increase the effectiveness of boron. Since it can also contribute to increasing the effectiveness of Cr, it can optionally be added with a content of up to 0.2% by weight. For reasons of cost, the content is limited in particular to a maximum of 0.15% by weight, to reliably avoid the formation of excessively large titanium nitrides, preferably to a maximum of 0.1% by weight, preferably to a maximum of 0.05% by weight. To ensure effectiveness, a content of at least 0.005% by weight can be added. To utilize the strength-increasing effect, contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight, can preferably be used.
Bor (B) kann als optionales Legierungselement auf den Phasengrenzen segregieren und deren Bewegung verhindern. Dies kann zu einem feinkörnigen Gefüge führen, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Insbesondere kann B die Energie von Aus tenit/Austenit Korngrenzen senken, sodass bei der Abkühlung die Keimbildung von Ferrit un terdrückt werden kann. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten und die Härtbarkeit zu erhöhen, kann ein Gehalt bis zu 0,01 Gew.-%, insbesondere bis maximal 0,005 Gew.-%, und zur sicheren Vermeidung einer Versprödung an Korngrenzen bevorzugt bis maximal 0,004 Gew.-%, sowie insbesondere zur Gewährleistung der sicheren Wirksamkeit auch bei Vor handensein von N, beispielsweise in Form von technisch unvermeidbaren Verunreinigungen der Stahlschmelze mit N, insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, zur Erhöhung der Feinkörnigkeit, vorzugsweise von mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,0015 Gew.-%, zulegiert werden. Beim optionalen Zulegieren von B sollte zudem ausreichend Ti und/oder AI für die Abbindung von N zulegiert sein. As an optional alloying element, boron (B) can segregate on the phase boundaries and prevent their movement. This can lead to a fine-grain structure, which can have beneficial effects on the mechanical properties. In particular, B can lower the energy of austenite / austenite grain boundaries, so that the nucleation of ferrite can be suppressed during cooling. In order to ensure the effectiveness of these effects and to increase the hardenability, a content of up to 0.01% by weight, in particular up to a maximum of 0.005% by weight, and to reliably avoid embrittlement at grain boundaries, preferably up to a maximum of 0.004% by weight. %, and in particular to ensure reliable effectiveness even when N is present, for example in the form of technically unavoidable contamination of the steel melt with N, in particular at least 0.0005% by weight, to increase the fine grain size, preferably at least 0.0010 % By weight, preferably at least 0.0015% by weight, are added. With the optional alloying of B, sufficient Ti and / or Al should also be alloyed to bind N.
Vanadium (V) und/oder Niob (Nb) können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung, zur Restaustenitstabilisierung und/oder zur Verzögerung der was serstoffinduzierten Rissbildung zulegiert werden. Diese optionalen Legierungselemente können wie Ti als Mikrolegierungselemente eingesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitri de und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können V und/oder Nb insbesondere mit Gehalten von (jeweils) mindestens 0,005 Gew.-%, vorzugsweise von min destens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew.-%, eingesetzt werden. Für Nb und V liegt der Mindestgehalt einzeln oder in Summe besonders bevorzugt bei mindestens 0,02 Gew.-%. V ist auf maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,2 Gew.-%, vorzugs weise auf maximal 0,1 Gew.-% begrenzt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffei genschaften, insbesondere negativ auf die Zähigkeitseigenschaften des Stahls auswirken kön nen. Durch sein geringeres Löslichkeitsprodukt mit C ist Nb auf maximal 0,2 Gew.-%, insbe sondere auf maximal 0,1 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,06 Gew.-% begrenzt, um mög lichst feine und fein verteilte Niobkarbide bzw. Niobkarbonitride bilden zu können. Vanadium (V) and / or niobium (Nb) can be added as optional alloying elements individually or in combination for grain refinement, for residual austenite stabilization and / or for delaying hydrogen-induced cracking. These optional alloying elements, like Ti, can be used as micro-alloying elements in order to form strength-increasing carbides, nitrides and / or carbonitrides. To ensure their effectiveness, V and / or Nb can be used in particular with contents of (each) at least 0.005% by weight, preferably of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight. For Nb and V, the minimum content, individually or in total, is particularly preferably at least 0.02% by weight. V is limited to a maximum of 0.5% by weight, in particular to a maximum of 0.2% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight, since higher contents have a detrimental effect on the material properties, in particular on the Toughness properties of the steel. Due to its lower solubility product with C, Nb is limited to a maximum of 0.2% by weight, in particular special to a maximum of 0.1% by weight, preferably to a maximum of 0.06% by weight, in order to obtain as fine and finely divided niobium carbides as possible or to be able to form niobium carbonitrides.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement den Austenit stabilisieren und die Härtbar keit verbessern, sodass optional ein Gehalt bis zu 2 Gew.-% zulegiert werden kann. Zur Sicher stellung der Wirksamkeit kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,02 Gew.-% zulegiert werden. Zur Begünstigung der gewünschten Phasenumwandlung können vorzugsweise Gehal te von mindestens 0,05 Gew.-%, zur Erhöhung der Zähigkeit bevorzugt von mindestens 0,1 Gew.-%, zulegiert werden. Zur Verbesserung der Schweißbarkeit wird der Gehalt vorzugs weise auf maximal 2 Gew.-%, aus Kostengründen bevorzugt auf maximal 1,5 Gew.-%, beson ders bevorzugt auf maximal 0,8 Gew.-% beschränkt. As an optional alloying element, nickel (Ni) can stabilize the austenite and improve the hardenability, so that a content of up to 2% by weight can optionally be added. To ensure effectiveness, a content of at least 0.02% by weight can be added. To promote the desired phase transition, contents of at least 0.05% by weight can preferably be added, and preferably of at least 0.1% by weight to increase the toughness. To improve the weldability, the content is preferably limited to a maximum of 2% by weight, for cost reasons preferably to a maximum of 1.5% by weight, particularly preferably to a maximum of 0.8% by weight.
Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement zur Verbesserung der Härtbarkeit und der Ausscheidungshärtung während des Anlassens mit einem Gehalt bis zu 2 Gew.-% zulegiert wer den. Um diese Wirkung zu gewährleisten, können Gehalte insbesondere von mindestens 0,01 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,05 Gew. -% zulegiert werden. Der Gehalt wird insbe sondere auf maximal 1 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-% begrenzt, um negative Einflüsse auf die Schweißeignung und die Zähigkeitseigenschaften in der Wärmeeinflusszone einer am Stahlblechbauteil möglichen vorgenommenen Schweißung zu vermeiden. Copper (Cu) can be added as an optional alloying element to improve hardenability and precipitation hardening during tempering with a content of up to 2% by weight. In order to ensure this effect, contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.05% by weight, can be added. The content is in particular limited to a maximum of 1% by weight, preferably to a maximum of 0.5% by weight, in order to avoid negative influences on the weldability and the toughness properties in the heat-affected zone of a possible weld made on the sheet steel component.
Zinn (Sn) kann als optionales Legierungselement mit einem Gehalt bis zu 0,5 Gew.-% zulegiert werden, um die Zähigkeit erhöhen und die Zementitausscheidung auf den Korngrenzen unter drücken zu können. Zur Sicherstellung einer zumindest geringfügigen Wirksamkeit wird ein Ge halt insbesondere von mindestens 0,001 Gew.-% zulegiert. Um diese Wirkung in erhöhtem Ma ße zu gewährleisten, wird ein Gehalt vorzugsweise von mindestens 0,002 Gew. -% zulegiert. Um eine Verschlechterung der Zähigkeit des Stahls zu vermeiden, wird die Obergrenze insbeson dere auf maximal 0,4 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,25 Gew.-%, bevorzugt auf maxi mal 0,1 Gew.-% eingeschränkt. Calcium (Ca) kann als optionales Legierungselement der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-%, insbesondere bis maxi mal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt bis maximal 0,005 Gew.- % zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung füh ren kann. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% wirksam sein. Tin (Sn) can be added as an optional alloying element with a content of up to 0.5% by weight in order to increase the toughness and suppress the precipitation of cementite on the grain boundaries. In order to ensure at least a slight effectiveness, a content of at least 0.001% by weight is added. In order to ensure this effect to a greater extent, a content of at least 0.002% by weight is preferably added. In order to avoid a deterioration in the toughness of the steel, the upper limit is restricted in particular to a maximum of 0.4% by weight, preferably to a maximum of 0.25% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight. Calcium (Ca) can be used as an optional alloying element of the melt as a desulfurizing agent and for targeted sulfide influence in contents of up to 0.1% by weight, in particular up to a maximum of 0.05% by weight, preferably up to a maximum of 0.01% by weight , preferably up to a maximum of 0.005% by weight, which can lead to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling. The effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight.
Magnesium (Mg) kann als optionales Legierungselement alternativ oder zusätzlich zu Ca der Schmelze zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-%, insbesondere bis maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt bis maximal 0,005 Gew.-% zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warm walzung führen kann. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% wirksam sein. Magnesium (Mg) can be used as an optional alloying element as an alternative or in addition to Ca in the melt for targeted sulphide influence in contents of up to 0.1% by weight, in particular up to a maximum of 0.05% by weight, preferably up to a maximum of 0.01% by weight. %, preferably up to a maximum of 0.005% by weight, which can lead to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling. The effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight.
Seltenerdmetalle wie Cer, Lanthan, Neodym, Praseodym, Yttrium und andere, die einzeln oder in Summe mit SEM abgekürzt werden, können als optionale Legierungselemente hinzugegeben werden, um S, P und/oder 0 abzubinden und die Bildung von Oxiden und/oder Sulfiden sowie Phosphorsegregationen an Korngrenzen zu verringern bzw. ganz zu vermeiden und so die Zä higkeit zu erhöhen. Des Weiteren kann SEM zur Feinung von Ausscheidungen und/oder Ein schlüssen beitragen. Um eine erkennbare Wirkung zu erzielen, wird bei Einsatz von SEM ein Ge halt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.- % zulegiert. Der SEM-Gehalt wird auf maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-% begrenzt, um nicht zu viele zusätzliche Aus scheidungen zu bilden, welche die Zähigkeit negativ beeinflussen können. Bevorzugt wird SEM aus Kostengründen bis maximal 0,005 Gew. -% zulegiert. Rare earth metals such as cerium, lanthanum, neodymium, praseodymium, yttrium and others, which are abbreviated individually or collectively with SEM, can be added as optional alloying elements in order to bind S, P and / or O and the formation of oxides and / or sulfides as well To reduce or avoid phosphorus segregations at grain boundaries and thus to increase the toughness. Furthermore, SEM can contribute to the refinement of excretions and / or inclusions. In order to achieve a recognizable effect, a content of at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight, is added when using SEM. The SEM content is limited to a maximum of 0.1% by weight, in particular to a maximum of 0.05% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight, in order not to form too many additional excretions which the Can negatively affect toughness. For reasons of cost, SEM is preferably added up to a maximum of 0.005% by weight.
Die als optional angegebenen Legierungselemente können alternativ auch als Verunreinigun gen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigen schaften des Stahls zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern. The alloying elements specified as optional can alternatively also be tolerated as impurities in contents below the specified minimum limits without influencing the properties of the steel, preferably not worsening them.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Legierungsele mente sind auf das Gewicht bezogen in Gew.-%. All information on the contents of the alloy elements specified in the present application are based on weight in% by weight.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist das Stahlblech warmge walzt und bevorzugt kaltgewalzt, wobei das Stahlblech, insbesondere neben der oben genann- ten chemischen Zusammensetzung, bevorzugt weniger als 10% Ferritkörner mit einem äguiva- lenten Durchmesser > 50 gm aufweist, um eine homogene Kohlenstoffverteilung nach der zu mindest teilweise Austenitisierung zu gewährleisten. Dies ist insbesondere von Vorteil, um beim Abschrecken zwischen Ms und beispielsweise 50°C eine präzise Menge an Martensit erreichen zu können. Ist lokal der Kohlenstoffgehalt im Austenit erhöht, verschiebt sich die Martensitbil dung zu geringeren Temperaturen, sodass sich an dieser Stelle bei einer vorher definierten Ab schrecktemperatur weniger Martensit bilden kann. Entsprechend kann sich an Stellen respekti ve in Bereichen mit geringerem Kohlenstoffgehalt mehr Martensit bilden. Solche lokalen, nicht steuerbaren Inhomogenitäten der gebildeten Martensitmenge sind beispielsweise nicht er wünscht, können aber durch feine Kohlenstoffverteilung vor der Austenitisierung, beschrieben durch weniger als 10 % Ferritkörner mit einem äguivalenten Durchmesser > 50 gm, vorzugs weise > 30 pm, verringert oder gar vermieden werden. According to one embodiment of the method according to the invention, the steel sheet is hot-rolled and preferably cold-rolled, the steel sheet, in particular in addition to the above th chemical composition, preferably less than 10% ferrite grains with an equivalent diameter> 50 μm, in order to ensure a homogeneous carbon distribution after the at least partial austenitization. This is particularly advantageous in order to be able to achieve a precise amount of martensite during quenching between M s and 50 ° C., for example. If the carbon content in the austenite is increased locally, the martensite formation shifts to lower temperatures, so that less martensite can form at this point at a previously defined quenching temperature. Correspondingly, more martensite can form in places with a lower carbon content. Such local, non-controllable inhomogeneities in the amount of martensite formed are not desired, for example, but can be reduced or even avoided by fine carbon distribution prior to austenitization, described by less than 10% ferrite grains with an equivalent diameter> 50 μm, preferably> 30 μm .
Der äguivalente Durchmesser eines Ferritkorns entspricht dem Durchmesser eines Kreises mit derselben Fläche wie dem Ferritkorn (im Schliff). The equivalent diameter of a ferrite grain corresponds to the diameter of a circle with the same area as the ferrite grain (in the section).
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das zumindest teilweise Härten in einem Presshärtewerkzeug durchgeführt. Durch die Verwendung eines Presshärte werkzeugs kann ein besonders maßhaltiges Stahlblechbauteil hergestellt werden, da das zu mindest teilweise austenitisierte Stahlblech in Kontakt mit einer formgebenden Kontur des Presshärtewerkzeugs gelangt. Um ein zumindest teilweises Härten zu erzielen, ist das Press härtewerkzeug aktiv gekühlt und stellt entsprechende Abkühlgeschwindigkeiten bereit, um ein hartes Gefüge in dem zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteil einstellen zu können (Quenching). Das Presshärtewerkzeug bewirkt nur eine geringfügige Formgebung im Rahmen einer Kalibrierung und/oder Korrektur auf Sollmaß oder Endgeometrie des herzustellenden Stahlblechbauteils. Diese Ausgestaltung berücksichtigt vorzugsweise das indirekte Warmum- formen, wobei ein bereits vorgeformtes bzw. endabmessungsnah geformtes Stahlblech, wel ches nach der Austenitisierung in dem Presshärtewerkzeug gehärtet respektive pressgehärtet wird. According to one embodiment of the method according to the invention, the at least partial hardening is carried out in a press hardening tool. By using a press hardening tool, a particularly dimensionally stable sheet steel component can be produced, since the at least partially austenitized steel sheet comes into contact with a shaping contour of the press hardening tool. In order to achieve at least partial hardening, the press hardening tool is actively cooled and provides corresponding cooling speeds in order to be able to set a hard structure in the at least partially hardened sheet steel component (quenching). The press hardening tool effects only a slight shaping in the context of a calibration and / or correction to the nominal size or final geometry of the sheet steel component to be produced. This refinement preferably takes into account indirect hot forming, a steel sheet that has already been preformed or has been formed close to its final dimensions, which is hardened or press hardened after austenitization in the press hardening tool.
Alternativ kann das zumindest teilweise Härten bei der indirekten Warmumformung auch in ei nem Medium, an Luft oder in einem flüssigen Medium gehärtet werden, insbesondere mit oder ohne Fixierung des zu härtenden Stahlblechbauteils. Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird vor dem zumindest teil weise Härten das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech in mindestens einem Warmum- formwerkzeug warm umgeformt. Das direkte Warmumformen berücksichtigt vorzugsweise die Bereitstellung eines im Wesentlichen ebenen Stahlblechs, welches nach der Austenitisierung in mindestens einem Warmumformwerkzeug warm umgeformt wird. Die Warmumformung kann je nach Komplexität des herzustellenden Stahlblechbauteils und/oder abhängig von der Takt zeit auch in zwei oder mehreren Warmumformwerkzeugen warm umgeformt werden. Das an schließende zumindest teilweise Härten kann entweder zusätzlich in dem mindestens einen Warmumformwerkzeug mittels Warmumformen und Presshärten oder in mindestens einem Warmumformwerkzeug mittels Warmumformen und anschließend in mindestens einem Press härtewerkzeug erfolgen. Alternatively, the at least partial hardening in indirect hot forming can also be hardened in a medium, in air or in a liquid medium, in particular with or without fixing the sheet steel component to be hardened. According to one embodiment of the method according to the invention, the at least partially austenitized steel sheet is hot-formed in at least one hot-forming tool before the at least partial hardening. The direct hot forming preferably takes into account the provision of an essentially flat steel sheet which, after austenitization, is hot formed in at least one hot forming tool. The hot forming can also be hot formed in two or more hot forming tools, depending on the complexity of the sheet steel component to be produced and / or depending on the cycle time. The subsequent at least partial hardening can either additionally take place in the at least one hot forming tool by means of hot forming and press hardening or in at least one hot forming tool by means of hot forming and then in at least one press hardening tool.
Alternativ ist auch vorstellbar, das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech in mindestens einem Warmumformwerkzeug mittels Warmumformen warm umzuformen und anschließend in einem Medium, an Luft oder in einem flüssigen Medium, zu einem zumindest teilweise gehär teten Stahlblechbauteil zu härten, insbesondere mit oder ohne Fixierung des zu härtenden Stahlblechbauteils. Alternatively, it is also conceivable to hot form the at least partially austenitized sheet steel in at least one hot forming tool by means of hot forming and then to harden it in a medium, in air or in a liquid medium, to form an at least partially hardened sheet steel component, in particular with or without fixing the one to be hardened Sheet steel component.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das zumindest teilweise Anlassen in mindestens einem Anlasswerkzeug durchgeführt, welches mindestens zwei unter schiedlich temperierte Bereiche/Zonen aufweist. In der einfachsten Art und Weise ist das min destens ein Anlasswerkzeug vorzugsweise analog zu dem Warmumformwerkzeug und/oder Presshärtewerkzeug aufgebaut mit Konturen, die mit dem zumindest teilweise gehärteten Stahl blechbauteil in Kontakt gelangen und der Endgeometrie des zumindest teilweise zu vergüten den Stahlblechbauteils korrespondieren. Das Anlasswerkzeug hat mindestens einen Bereich (erste Zone) zur Einstellung des ersten Bereichs mit der ersten Eigenschaft, welche mit einer Anlasstemperatur TP1 betrieben wird, und mindestens einen weiteren Bereich (mindestens ei ne weitere Zone) zur Einstellung mindestens eines der zweiten, dritten und/oder vierten Berei che mit mindestens der zweiten, dritten und/oder vierten Eigenschaft, wobei dieser mindestens eine weitere Bereich (mindestens eine weitere Zone) im Anlasswerkzeug mit mindestens einer der zweiten, dritten und/oder vierten Anlasstemperaturen (TP2, TP3 und/oder TP4) betrieben wird. Das Anlasswerkzeug ist somit unterschiedlich temperierbar, insbesondere aktiv unter schiedlich temperierbar. Die unterschiedlichen Anlasstemperaturen können auch durch lokal unterschiedliche Wärmeübergänge und/oder Wärmeleitfähigkeiten im Anlasswerkzeug einge stellt werden. Alternativ ist auch vorstellbar, das zumindest teilweise gehärtete Stahlblechbauteil in mindes tens einer Temperiereinheit, welches mindestens zwei unterschiedliche Temperierzonen zur Ein stellung der unterschiedlichen Eigenschaften an dem zumindest teilweise zu vergütenden Stahl blechbauteil aufweist. Die Temperiereinheit kann beispielsweise ein Ofen mit unterschiedlichen Temperierzonen, insbesondere mit unterschiedlich ansteuerbaren Wärmeguellen sein. Bei spielsweise kann in mindestens einer der Temperierzonen eine Temperatur von mindestens 0°C, insbesondere mindestens 20°C, vorzugsweise mindestens 25°C, bevorzugt mindestens 30°C, weiter bevorzugt mindestens 40°C, besonders bevorzugt mindestens 50°C vorherrschen. Diese Temperaturzone(n) kann beispielsweise nicht aktiv temperiert sein. According to one embodiment of the method according to the invention, the at least partial tempering is carried out in at least one tempering tool which has at least two differently tempered areas / zones. In the simplest way, the at least one tempering tool is preferably constructed analogously to the hot forming tool and / or press hardening tool with contours that come into contact with the at least partially hardened sheet steel component and correspond to the final geometry of the sheet steel component to be at least partially tempered. The tempering tool has at least one area (first zone) for setting the first area with the first property, which is operated with a tempering temperature TP1, and at least one further area (at least one further zone) for setting at least one of the second, third and / or fourth areas with at least the second, third and / or fourth property, this at least one further area (at least one further zone) in the tempering tool with at least one of the second, third and / or fourth tempering temperatures (TP2, TP3 and / or TP4 ) is operated. The tempering tool can thus be temperature controlled differently, in particular actively temperature controlled differently. The different tempering temperatures can also be set by locally different heat transfers and / or thermal conductivities in the tempering tool. Alternatively, it is also conceivable to have the at least partially hardened sheet steel component in at least one temperature control unit, which has at least two different temperature control zones for setting the different properties on the sheet steel component to be at least partially tempered. The temperature control unit can be, for example, an oven with different temperature control zones, in particular with differently controllable heat sources. For example, a temperature of at least 0 ° C, in particular at least 20 ° C, preferably at least 25 ° C, preferably at least 30 ° C, more preferably at least 40 ° C, particularly preferably at least 50 ° C can prevail in at least one of the temperature control zones. This temperature zone (s) cannot be actively tempered, for example.
Die Anlassdauer hängt von der bzw. von den Anlasstemperaturen (TP1) und (TP2, TP3 und/oder TP4) ab, sodass sehr unterschiedliche Werte möglich sind von ls bis 3600s. Aus pro zesstechnischen Gründen wird das zumindest teilweise Anlassen insbesondere bei einer An lassdauer zwischen 5s und 100s, für einen besonders zeiteffizienten Durchsatz bei vorzugswei se einer maximalen Anlassdauer von 70s, bevorzugt einer maximalen Anlassdauer von 50s durchgeführt. The tempering duration depends on the tempering temperatures (TP1) and (TP2, TP3 and / or TP4), so that very different values are possible from ls to 3600s. For procedural reasons, the at least partial starting is carried out in particular with a starting time between 5s and 100s, for a particularly time-efficient throughput with preferably a maximum starting time of 70s, preferably a maximum starting time of 50s.
Die zweite Lehre der Erfindung betrifft ein zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil, wel ches Bereiche mit unterschiedlichen Eigenschaften aufweist, einen ersten Bereich mit einer ers ten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit Restaustenit zwischen 3% und < 35%, 35% bis 97% Martensit, bis zu 30% Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile, und mindestens einen weiteren Bereich mit einer weiteren Eigenschaft, umfassend mindestens eine der folgen den Eigenschaften: The second teaching of the invention relates to an at least partially tempered sheet steel component which has areas with different properties, a first area with a first property containing a microstructure with retained austenite between 3% and <35%, 35% to 97% martensite, up to 30% bainite and unavoidable structural components, and at least one further area with a further property, including at least one of the following properties:
- einen zweiten Bereich mit einer zweiten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit einem Restaustenit-Anteil, der im Vergleich zum ersten Bereich geringer ist, Rest Martensit und optio nal Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile, und/oder - A second area with a second property containing a microstructure with a residual austenite component which is lower compared to the first area, residual martensite and optionally bainite and unavoidable structural components, and / or
- einen dritten Bereich mit einer dritten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit einem Restaustenit-Anteil, der im Vergleich zum ersten Bereich und, falls vorhanden, im Vergleich zum zweiten Bereich geringer ist, Rest Martensit und optional Bainit und unvermeidbare Gefügebe standteile, und/oder - A third area with a third property containing a microstructure with a residual austenite component which is lower compared to the first area and, if present, compared to the second area, residual martensite and optionally bainite and unavoidable structural components, and / or
- einen vierten Bereich mit einer vierten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit einem Restaustenit < 3%, Rest Martensit und optional Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile. Dabei kann Martensit sowohl nicht angelassenen, als auch angelassenen, als auch entkohlten Martensit umfassen. Bainit, falls vorhanden, kann sowohl unteren, als auch oberen, als auch globularen, als auch acicular ausgeprägten Bainit umfassen. - A fourth area with a fourth property containing a microstructure with a residual austenite <3%, the remainder martensite and optionally bainite and unavoidable structural components. Martensite can include both untempered and tempered as well as decarburized martensite. Bainite, if present, can include both lower and upper, as well as globular, as well as acicular bainite.
Das erfindungsgemäße zumindest teilweise vergütete Stahlblechbauteil weist grundsätzlich im mer einen ersten Bereich mit einer ersten Eigenschaft auf, welche eine besonders gute lokale Umformbarkeit bei gleichzeitig hoher Festigkeit sicherstellt. Zusätzlich weist das zumindest teil weise vergütete Stahlblechbauteil mindestens einen weiteren Bereich mit mindestens einer wei teren Eigenschaft auf, welcher bzw. welche abhängig von den benötigten Eigenschaften ein stellbar ist/sind. Der mindestens eine weitere Bereich kann einen zweiten Bereich, einen dritten Bereich und/oder einen vierten Bereich umfassen. Sowohl der erste Bereich als auch der min destens eine weitere Bereich können in einem oder in mehreren Abschnitten lokal am vergüte ten Stahlblechbauteil vorhanden sein. Je nach Ausführung kann das zumindest teilweise ver gütete Stahlblechbauteil insbesondere bis zu vier unterschiedliche Eigenschaften aufweisen. The at least partially tempered sheet steel component according to the invention always has a first area with a first property which ensures particularly good local deformability with high strength at the same time. In addition, the at least partially tempered sheet steel component has at least one further area with at least one additional property, which is / are adjustable depending on the required properties. The at least one further area can comprise a second area, a third area and / or a fourth area. Both the first area and the at least one further area can be present locally on the tempered sheet steel component in one or more sections. Depending on the design, the at least partially tempered sheet steel component can in particular have up to four different properties.
Verbleibende Gefügebestandteile können in Form von Ferrit, Perlit, Zementit vorhanden sein. Die verbleibenden Gefügebestandteile sind insbesondere < 5%, vorzugsweise < 2%, bevorzugt < 1%. Die angegebenen Gefügebestandteile werden durch Auswertung von licht- oder elektro nenmikroskopischen Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen- % zu verstehen. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restauste nit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird. Remaining structural components can be present in the form of ferrite, pearlite, cementite. The remaining structural components are in particular <5%, preferably <2%, preferably <1%. The specified structural components are determined by evaluating light or electron microscopic examinations and are therefore to be understood as area proportions in area%. An exception to this is the structural component austenite or residual austenite, which is specified as a volume percentage in% by volume.
Der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft, welche lokal in einem oder mehreren Bereichen oder Abschnitten des zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils vorhanden ist, weist eine besonders gute lokale Umformbarkeit aus. Der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft enthält eine Gefügestruktur mit Restaustenit (A_RA) zwischen 3% und < 35%, 35% bis 97% Martensit, bis zu 30% Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile. Der Anteil an Restauste nit A_RA kann insbesondere unter Einhaltung eines Restaustenitstabilität-Werts (S_RA) zur lo kalen Umformbarkeit beitragen, indem durch die sehr geringe Verfestigung mit zunehmender Umformung/Versetzungsdichte ein geringer Verfestigungsexponent erreicht wird, wobei hier durch eine lokale Umformung bei geringer Spannungszunahme verlaufen kann, sodass eine Rissbildung durch Erreichen einer kritischen Rissspannung verzögert werden kann. Alternativ oder zusätzlich kann der Restaustenit lamellar zwischen Martensitlanzetten liegen, wodurch ei ne Rissausbreitung gehemmt werden kann. Alternativ oder zusätzlich kann durch Anwesenheit von Restaustenit ein Anstieg von Versetzungen im umliegenden Martensit während der Verfor- mung verringert werden, wodurch nicht nur die Verformungsverfestigung eingeschränkt wird sondern auch die Härtedifferenz zum Restaustenit. Beispielsweise kann dadurch eine Rissein leitung verzögert werden. Insbesondere sollte der Anteil an Restaustenit auf < 30%, vorzugs weise auf < 25%, bevorzugt auf < 20%, beschränkt werden, damit die Streckgrenze im zumin dest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil ausreichend hoch bleibt. The first area with the first property, which is present locally in one or more areas or sections of the at least partially tempered sheet steel component, has particularly good local deformability. The first area with the first property contains a microstructure with retained austenite (A_RA) between 3% and <35%, 35% to 97% martensite, up to 30% bainite and unavoidable structural components. The proportion of residual austenite with A_RA can contribute to local deformability, especially while maintaining a residual austenite stability value (S_RA), in that a low hardening exponent is achieved due to the very low hardening with increasing deformation / dislocation density, with local deformation occurring with a low increase in stress so that crack formation can be delayed by reaching a critical crack stress. Alternatively or in addition, the retained austenite can lie lamellar between martensite lancets, which can inhibit crack propagation. Alternatively or additionally, the presence of retained austenite can lead to an increase in dislocations in the surrounding martensite during the deformation tion can be reduced, whereby not only the deformation hardening is limited but also the hardness difference to the retained austenite. For example, this can delay the initiation of cracks. In particular, the proportion of retained austenite should be limited to <30%, preferably to <25%, preferably to <20%, so that the yield point in the at least partially tempered sheet steel component remains sufficiently high.
Der optional vorhandene zweite Bereich mit der zweiten Eigenschaft weist einen höheren Wi derstand gegen Verformen oder Einknicken auf als der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft. Dies kann durch eine höhere Härte und größere Verfestigung im Vergleich zum ersten Bereich bereitgestellt werden. Durch die vergleichsweise größere Verfestigung wird die Umformung in weniger verfestigende Bereiche, beispielsweise in den ersten Bereich, verschoben. Insbeson dere durch eine verringerte Stabilität (S_RA) im Vergleich zum ersten Bereich wandelt der Restaustenit im zweiten Bereich früher spannungs- und/oder verformungsinduziert zu Marten sit um, was zu einer Festigkeitssteigerung im zweiten Bereich führt. Dies hat zur Folge, dass sich die Umformung in den weniger verfestigten, insbesondere in den ersten Bereich ver schiebt. Somit trägt der etwas instabilere Restaustenit im zweiten Bereich zu einer Verformungs konzentration im ersten Bereich bei. The optionally present second area with the second property has a higher resistance to deformation or buckling than the first area with the first property. This can be provided by a higher hardness and greater solidification compared to the first area. Due to the comparatively greater hardening, the deformation is shifted into less hardening areas, for example into the first area. In particular, due to a reduced stability (S_RA) compared to the first area, the retained austenite in the second area converts earlier due to stress and / or deformation to Marten sit, which leads to an increase in strength in the second area. As a result, the deformation shifts into the less solidified area, in particular into the first area. The somewhat more unstable retained austenite in the second area thus contributes to a deformation concentration in the first area.
Der optional vorhandene dritte Bereich mit der dritten Eigenschaft weist eine besonders gerin ge Härte und auch Verfestigung auf. Hierdurch können verschiedene Funktionen abgebildet werden, insbesondere nach dem Härten nachfolgende Operationen, wie zum Beispiel die Loch aufweitung kann verbessert werden; der Beschnitt kann deutlich vereinfacht und die Schnitt qualität verbessert werden; Schweißen kann erleichtert und die Tiefe des Härteabfalls zwischen Grundwerkstoff und Wärmeeinflusszone der Schweißnaht kann deutlich reduziert werden; das Bereitstellen von Sollverformungsstellen, welche bei einem Crash mit geringer Geschwindigkeit Energie aufnehmen können, ohne dass sich weitere Bauteile, insbesondere der Rest der Ka rosserie, plastisch verformt, wodurch der Reparaturaufwand deutlich reduziert werden kann. Der dritte Bereich enthält eine Gefügestruktur mit einem Restaustenitanteil A_RA kleiner dem vom ersten Bereich und, falls vorhanden, kleiner dem vom zweiten Bereich. Insbesondere ist der A_RA des dritten Bereichs um mindestens 3% kleiner als der A_RA des ersten Bereichs, vorzugsweise kleiner 3% bezogen auf den A_RA des dritten Bereichs (inklusive 0). Durch den verringerten Restaustenitanteil kann auch die Menge an potentiell gebildeten spannungs und/oder verformungsinduzierten Martensit reduziert werden, sodass sowohl der Schnittpro zess als auch lokale Verformungsoperationen, zum Beispiel Lochaufweitung, verbessert wer den können und somit auch die damit einhergehende Verfestigung verringert werden kann. Der optional vorhandene vierte Bereich mit der vierten Eigenschaft weist eine besonders hohe Härte auf und ist so besonders für einen oder mehrere Bereiche respektive Abschnitt an einem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil ausgelegt, um die Form im Crashfall mit ge ringer Dehnung möglichst formtreu beizubehalten. Da der Restaustenitanteil durch seine gerin gere Festigkeit keine direkte Stützwirkung im Gefüge ausübt, ist ein Gehalt < 3% (inklusive 0) für einen möglichst hohen Verformungswiderstand einzustellen. The optionally available third area with the third property has a particularly low hardness and also solidification. In this way, various functions can be mapped, in particular operations that follow after hardening, such as hole widening, can be improved; the trimming can be significantly simplified and the cutting quality improved; Welding can be made easier and the depth of the drop in hardness between the base material and the heat-affected zone of the weld seam can be significantly reduced; the provision of desired deformation points which can absorb energy at low speed in the event of a crash without further components, in particular the rest of the body, being plastically deformed, which means that the repair effort can be significantly reduced. The third area contains a microstructure with a retained austenite fraction A_RA smaller than that of the first area and, if present, smaller than that of the second area. In particular, the A_RA of the third area is at least 3% smaller than the A_RA of the first area, preferably less than 3% based on the A_RA of the third area (including 0). The reduced residual austenite content can also reduce the amount of potentially formed stress and / or deformation-induced martensite, so that both the cutting process and local deformation operations, for example hole expansion, can be improved and thus the associated hardening can also be reduced. The optionally available fourth area with the fourth property has a particularly high hardness and is especially designed for one or more areas or sections on an at least partially tempered sheet steel component in order to maintain the shape as faithfully as possible in the event of a crash with low elongation. Since the residual austenite component has no direct supporting effect in the structure due to its lower strength, a content of <3% (including 0) should be set for the highest possible deformation resistance.
Um Wiederholungen zu vermeiden, wird auf die Ausführungen des erfindungsgemäßen Verfah rens Bezug genommen. In order to avoid repetition, reference is made to the explanations of the procedural method according to the invention.
Der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft an dem erfindungsgemäßen Stahlblechbauteil ist dazu ausgelegt, Crashenergie im Falle eines Crashs aufzunehmen und durch Verformung ab zubauen. Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechbauteils lassen sich der erste Bereich mit der ersten Eigenschaft und der mindestens eine weitere Bereich mit der mindestens einen weiteren Eigenschaft durch Größen wie dem Restaustenitstabilität-Wert, wie dergegeben durch einen Si und/oder Al-korrigierten Gitterparameter (S_RA), und/oder einem Gefügehärte-Wert Hv_rC weiter charakterisieren. Der erste Bereich weist einen Wert S_RA > 0,3590 nm, bevorzugt > 0,3598 nm, besonders bevorzugt > 0,3606 nm auf. Durch den Si und/oder Al-korrigierten Gitterparameter wird die Restaustenitstabilität wiedergegeben. Diese sollte besonders hoch sein, damit die Verfestigung durch spannungs- und/oder verformungs induzierte Martensitbildung möglichst gering bleibt. Je größer der Gitterparameter, desto höher der Anteil an im Restaustenitgitter gelösten Legierungselementen, wobei insbesondere C, Mn und optional Cr die Restaustenitstabilität erhöhen können. Si und AI hingegen sind besonders effektive Ferritbildner, die auch Einfluss auf den Gitterparameter haben. Daher sollte der Restaustenit-Gitterparameter um Si und AI korrigiert werden, nach folgender Formel: The first area with the first property on the sheet steel component according to the invention is designed to absorb crash energy in the event of a crash and to reduce it by deformation. According to one embodiment of the sheet steel component according to the invention, the first area with the first property and the at least one further area with the at least one further property can be determined by variables such as the residual austenite stability value, as given by a Si and / or Al-corrected lattice parameter (S_RA) , and / or a structural hardness value Hv_rC further characterize. The first range has a value S_RA> 0.3590 nm, preferably> 0.3598 nm, particularly preferably> 0.3606 nm. The residual austenite stability is reproduced by the Si and / or Al-corrected lattice parameters. This should be particularly high so that the hardening due to stress and / or deformation-induced martensite formation remains as low as possible. The larger the lattice parameter, the higher the proportion of alloying elements dissolved in the retained austenite lattice, where in particular C, Mn and optionally Cr can increase the retained austenite stability. Si and Al, on the other hand, are particularly effective ferrite formers, which also have an influence on the lattice parameters. Therefore, the retained austenite lattice parameter should be corrected for Si and Al, using the following formula:
S_RA = G_RA - 0,0002 nm * %Si - 0,0006 nm* %AI + 0,0004 nm * %Mn. S_RA = G_RA - 0.0002 nm *% Si - 0.0006 nm *% AI + 0.0004 nm *% Mn.
Wird der S_RA > 0,3598 nm überschritten, ist die Restaustenitstabilität soweit erhöht, dass kaum noch spannungsinduzierte Martensitbildung stattfinden kann. Wird der S_RA > 0,3606 nm überschritten, ist auch die verformungsinduzierte Martensitbildung so weit eingeschränkt, dass auch größere Austenitbereiche stabil bleiben. Wird S_RA > 0,3598 nm nicht eingehalten, wandelt der Restaustenit schon bei sehr geringen Spannungen in Martensit um. Dadurch ergibt sich eine hohe Härtedifferenz im Gefüge, welche dem Ziel einer hohen lo kalen Umformbarkeit direkt entgegensteht. Außerdem kann es durch die Martensitbildung be- gleitende lokale Umformung, bekannt als „Bain strain“, zu einem Bauteilverzug bereits bei sehr geringen, globalen Spannungen kommen. If the S_RA> 0.3598 nm is exceeded, the residual austenite stability is increased to such an extent that hardly any stress-induced martensite formation can take place. If the S_RA> 0.3606 nm is exceeded, the deformation-induced martensite formation is limited to such an extent that larger austenite areas also remain stable. If S_RA> 0.3598 nm is not observed, the retained austenite converts to martensite even at very low stresses. This results in a high difference in hardness in the structure, which directly opposes the goal of high local formability. In addition, martensite formation can Sliding local deformation, known as "bain strain", leads to component distortion even at very low global stresses.
S_RA wird in der Art berechnet, um den Legierungselementeinfluss sowohl auf die Gitterkon stante, als auch auf die Restaustenitstabilität auszugleichen. Der Restaustenit-Gitterparamer (G_RA) wird aus dem röntgendiffraktometrisch aufgenommenen Diffraktogramm ermittelt, ge mäß DIN 13925 „Röntgendiffraktometrie von polykristallinen und amorphen Materialien“ unter Anwendung der Rietveld-Methode. S_RA is calculated in such a way as to compensate for the influence of the alloying element on both the lattice constant and the retained austenite stability. The retained austenite lattice parameter (G_RA) is determined from the X-ray diffractogram recorded according to DIN 13925 "X-ray diffraction of polycrystalline and amorphous materials" using the Rietveld method.
Der erste Bereich weist zusätzlich oder alternativ einen Gefügehärte-Wert Hv_rC < 320 + 800 * (%C+%N) + 75*(%Nb)A0,5 auf. Verschiedene Legierungselemente addie ren sich zur Härte des Gefüges. Während Festigkeitssteigerungen durch Kohlenstoff oder Aus scheidungen kaum einen Einfluss auf die Verfestigung bei Verformung ausüben, führen Gefü geverspannungen zu einer unerwünschten Verfestigung bei Verformung. Wird die obige Unglei chung erfüllt, sind die gröbsten Verspannungen im Gefüge abgebaut. Ist insbesondere Hv_rC < 290 + 750 * (%C+%N) + 50*(%Nb)A0,5, sind innere Verspannungen deutlich reduziert und fast vollständig abgebaut, wenn vorzugsweise Hv_rC < 270 + 700 * (%C+%N) + 30*(%Nb)A0,5 beträgt. The first area additionally or alternatively has a structural hardness value Hv_rC <320 + 800 * (% C +% N) + 75 * (% Nb) A 0.5. Various alloying elements add up to the hardness of the structure. While increases in strength due to carbon or precipitates hardly have any influence on the hardening during deformation, structural stresses lead to undesired hardening during deformation. If the above inequality is met, the grossest tensions in the structure are reduced. In particular, if Hv_rC <290 + 750 * (% C +% N) + 50 * (% Nb) A 0.5, internal tension is significantly reduced and almost completely eliminated, if preferably Hv_rC <270 + 700 * (% C +% N) + 30 * (% Nb) A is 0.5.
Hv_rC ist eine gemessene Härte nach Vickers (Hvl). In der Ungleichung ist der Anlasseffekt (geringere Härte als vollständig durchgehärtet (Martensit in Abhängigkeit von C und N) und aus gehärtet/korngefeint (Ausscheidungen in Abhängigkeit von Nb)) berücksichtigt. Die Bedingung fordert eine Härte, die geringer ist, als die maximale Härte, die unter der Berücksichtigung der chemischen Zusammensetzung erreicht werden könnte. Hv_rC is a measured hardness according to Vickers (Hvl). In the inequality, the tempering effect (lower hardness than fully hardened (martensite depending on C and N) and hardened / grain refined (precipitations depending on Nb)) is taken into account. The condition requires a hardness that is less than the maximum hardness that could be achieved taking into account the chemical composition.
Der optionale zweite Bereich mit der zweiten Eigenschaft weist ein Wert S_RA auf, der kleiner ist als der S_RA des ersten Bereichs. Um eine erhebliche spannungs- und/oder verformungs induzierte Martensitbildung im zweiten Bereich zu ermöglichen, und einen gewissen Abstand zum erste Bereich einzustellen, und bevor diese im ersten Bereich beginnt, ist der S_RA um mindestens 0,0004 nm kleiner als der S_RA des ersten Bereichs. Ist der S_RA vorzugsweise um mindestens 0,0010 nm kleiner als der S_RA des ersten Bereichs, ist es möglich, eine wei testgehende Restaustenitumwandlung im zweiten Bereich bei gleichzeitig minimaler Restauste nitumwandlung im ersten Bereich zu erreichen. Der optionale zweite Bereich mit der zweiten Eigenschaft weist alternativ oder zusätzlich einen Wert Hv_rC auf, der größer ist als der Hv_rC im ersten Bereich, sodass die Verformung haupt sächlich in Bereichen geringerer Härte, falls nur ein erster Bereich und kein dritter Bereich vor handen ist, also eher im ersten Bereich stattfindet. Insbesondere ist der Hv_rC um mindestens 10 Hv größer als der Hv_rC im ersten Bereich. Insbesondere ist der Hv_rC des zweiten Bereichs bis zu maximal 120 Hv, weiter vorzugsweise bis zu maximal 100 HV größer als der Hv_rC im ersten Bereich, bevorzugt bis zu maximal 40 Hv größer als im ersten Bereich. Somit kann si chergestellt werden, dass sich die Verformung des Bauteils im Crashfall auch auf den zweiten Bereich ausdehnt, bevor der erste Bereich kritisch versagt. The optional second area with the second property has a value S_RA which is smaller than the S_RA of the first area. In order to enable a considerable stress and / or deformation-induced martensite formation in the second area, and to set a certain distance to the first area, and before this begins in the first area, the S_RA is at least 0.0004 nm smaller than the S_RA of the first area . If the S_RA is preferably at least 0.0010 nm smaller than the S_RA of the first area, it is possible to achieve a high level of retained austenite conversion in the second area while at the same time minimizing the residual austenite conversion in the first area. The optional second area with the second property alternatively or additionally has a value Hv_rC that is greater than the Hv_rC in the first area, so that the deformation mainly occurs in areas of lower hardness if only a first area and no third area is present, so rather takes place in the first area. In particular, the Hv_rC is at least 10 Hv greater than the Hv_rC in the first area. In particular, the Hv_rC of the second area is up to a maximum of 120 Hv, more preferably up to a maximum of 100 HV greater than the Hv_rC in the first area, preferably up to a maximum of 40 Hv greater than in the first area. It can thus be ensured that the deformation of the component in the event of a crash also extends to the second area before the first area fails critically.
Der optionale dritte Bereich mit der dritten Eigenschaft weist einen Restaustenitanteil, der ge ringgehalten wird, sodass nicht unbedingt eine bestimmte Restaustenitstabilität eingestellt wer den muss. Ist der Restaustenitanteil im dritten Bereich A_RA > 0, ist der Wert S_RA > 0,3595 nm, insbesondere S_RA > 0,3600 nm eingestellt, um die spannungs- und/oder verformungs induzierte Martensitbildung im Wesentlichen unterdrücken zu können. The optional third area with the third property has a residual austenite content that is kept low, so that a specific residual austenite stability does not necessarily have to be set. If the residual austenite content in the third area is A_RA> 0, the value S_RA> 0.3595 nm, in particular S_RA> 0.3600 nm, is set in order to be able to essentially suppress the formation of martensite induced by stress and / or deformation.
Der optionale dritte Bereich mit der dritten Eigenschaft weist alternativ oder zusätzlich einen Wert Hv_rC auf, der um mindestens 10 HV kleiner ist als der Hv_rC im ersten Bereich, vorzugs weise um mindestens 25 HV kleiner als der Hv_rC im ersten Bereich, für eine verbesserte Loch aufweitung, bevorzugt um mindestens 50 Hv kleiner als der Hv_rC im ersten Bereich, um Schnittkanten höchster Qualität und geringe Schnittkräfte zu ermöglichen. The optional third area with the third property alternatively or additionally has a value Hv_rC that is at least 10 HV smaller than the Hv_rC in the first area, preferably at least 25 HV smaller than the Hv_rC in the first area, for improved hole expansion , preferably by at least 50 Hv smaller than the Hv_rC in the first area, in order to enable cutting edges of the highest quality and low cutting forces.
Der optionale vierte Bereich mit der vierten Eigenschaft weist, falls ein Restaustenitgehalt A_RA zwischen > 0% und < 3% vorhanden ist, einen Wert S_RA < 0,3595 nm, insbesondere S_RA < 0,3590 nm auf, um den Restaustenit möglichst schnell in Martensit umzuwandeln und somit zum Verformungswiderstand beizutragen. The optional fourth area with the fourth property has, if a residual austenite content A_RA between> 0% and <3% is present, a value S_RA <0.3595 nm, in particular S_RA <0.3590 nm, in order to convert the residual austenite into martensite as quickly as possible to convert and thus contribute to deformation resistance.
Der optionale vierte Bereich mit der vierten Eigenschaft weist zusätzlich oder alternativ einen Wert Hv_rC auf, der um mindestens 40 Hv größer ist als der Hv_rC des ersten Bereichs, um die Deformation bei Bauteilbelastung in andere Bereiche zu lenken. Insbesondere ist der Hv_rC um mindestens 60 Hv, vorzugsweise um mindestens 80 Hv größer als der Hv_rC im ersten Bereich, um im Crashfall das vergütete Stahlblechbauteil möglichst nah an seiner Ursprungsform beizu behalten. Falls der optionale zweite Bereich vorhanden ist, ist der Hv_rC des vierten Bereichs um mindestens 10 Hv größer ist als der Hv_rC des zweiten Bereichs. Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechbauteils weist das zumindest teilweise vergütete Stahlblechbauteil zwischen den Bereichen mit unterschiedlichen Eigenschaf ten einen oder mehrere Übergangsbereiche auf, wobei der oder die Übergangsbereiche die un terschiedlichen Bereiche mit einer Quererstreckung von mindestens 5 mm voneinander beab- standet, um einen harmonischen und nicht sprunghaften Übergang des Eigenschaftenverlaufs zwischen den einzelnen Bereichen mit unterschiedlichen Eigenschaften bereitzustellen. Die Quererstreckung beträgt insbesondere mindestens 20 mm, vorzugsweise mindestens 50 mm. Die Quererstreckung des Übergangsbereichs zwischen den einzelnen Bereichen beträgt bei spielsweise maximal 400 mm, insbesondere maximal 250 mm, vorzugsweise maximal 150 mm, bevorzugt maximal 100 mm. Als besonders vorteilhaft für eine Bauteilauslegung und Pro- gnosegualität der Gebrauchseigenschaften beträgt die Quererstreckung des Übergangsbe reichs zwischen den Bereichen unterschiedlicher Eigenschaften besonders bevorzugt zwischen 10 mm und 50 mm. The optional fourth area with the fourth property additionally or alternatively has a value Hv_rC which is at least 40 Hv greater than the Hv_rC of the first area in order to direct the deformation into other areas when the component is loaded. In particular, the Hv_rC is at least 60 Hv, preferably at least 80 Hv, greater than the Hv_rC in the first area in order to keep the tempered sheet steel component as close as possible to its original shape in the event of a crash. If the optional second area is present, the Hv_rC of the fourth area is at least 10 Hv greater than the Hv_rC of the second area. According to one embodiment of the sheet steel component according to the invention, the at least partially tempered sheet steel component has one or more transition areas between the areas with different properties, the transition area or areas spacing the different areas apart from one another by a transverse extent of at least 5 mm in order to create a harmonic and to provide non-abrupt transition of the course of properties between the individual areas with different properties The transverse extension is in particular at least 20 mm, preferably at least 50 mm. The transverse extent of the transition area between the individual areas is, for example, a maximum of 400 mm, in particular a maximum of 250 mm, preferably a maximum of 150 mm, preferably a maximum of 100 mm. The transverse extent of the transition area between the areas of different properties is particularly preferably between 10 mm and 50 mm, which is particularly advantageous for a component design and forecast quality of the usage properties.
Im Folgenden werden konkrete Ausgestaltungen der Erfindung mit Bezugnahme auf die Zeich nung im Detail näher erläutert. Die Zeichnung und begleitende Beschreibung der resultieren den Merkmale sind nicht beschränkend auf die jeweiligen Ausgestaltungen zu lesen, dienen je doch der Illustration beispielhafter Ausgestaltung. Weiterhin können die jeweiligen Merkmale untereinander wie auch mit Merkmalen der obigen Beschreibung für mögliche weitere Entwick lungen und Verbesserungen der Erfindung, speziell bei zusätzlichen Ausgestaltungen, welche nicht dargestellt sind, genutzt werden. In the following, specific embodiments of the invention are explained in more detail with reference to the drawing. The drawing and accompanying description of the resulting features are not to be read in a limiting manner to the respective configurations, but serve to illustrate exemplary configurations. Furthermore, the respective features can be used with one another as well as with features of the above description for possible further developments and improvements of the invention, especially in the case of additional configurations which are not shown.
Die Zeichnung zeigt in The drawing shows in
Figur 1) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel, Figure 1) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a first embodiment,
Figur 2) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem zweiten Ausführungsbeispiel, Figure 2) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a second embodiment,
Figur 3) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem dritten Ausführungsbeispiel, Figure 3) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a third embodiment,
Figur 4) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem vierten Ausführungsbeispiel, Figure 4) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a fourth embodiment,
Figur 5) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem fünften Ausführungsbeispiel, Figure 5) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a fifth embodiment,
Figur 6) einen schematischen Ablaufplan einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens gemäß einem sechsten Ausführungsbeispiel, Figur 7) eine schematische Perspektivansicht eines vergüteten Stahlblechbauteils gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel, Figure 6) a schematic flow chart of an embodiment of the method according to the invention according to a sixth embodiment, FIG. 7) a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a first exemplary embodiment,
Figur 8) eine schematische Perspektivansicht eines vergüteten Stahlblechbauteils gemäß einem zweiten Ausführungsbeispiel und FIG. 8) a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a second exemplary embodiment and
Figur 9) eine schematische Perspektivansicht eines vergüteten Stahlblechbauteils gemäß einem dritten Ausführungsbeispiel. FIG. 9) a schematic perspective view of a tempered sheet steel component according to a third exemplary embodiment.
In den Figur 1 bis 6 sind schematische Ablaufpläne unterschiedlicher Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens dargestellt. In FIGS. 1 to 6, schematic flow charts of different configurations of the method according to the invention are shown.
Mit (0) ist eine Einrichtung bzw. Vorrichtung zum Formen eines Stahlblechs gekennzeichnet, in welcher das Stahlblech geformt bzw. umgeformt, insbesondere endabmessungsnah geformt wird, vorzugsweise kalt geformt bzw. umgeformt wird, um ein vorgeformtes Stahlblech für den weiteren Prozess bereitzustellen. Die Einrichtung (I) umfasst Mittel zum Formen der Stahlbleche. Die Einrichtung (0) kann in Form eines oder mehrerer Werkzeuge ausgebildet sein. (0) denotes a device or device for forming a steel sheet, in which the steel sheet is shaped or reshaped, in particular shaped close to the final dimensions, preferably cold shaped or reshaped, in order to provide a preformed steel sheet for the further process. The device (I) comprises means for shaping the steel sheets. The device (0) can be designed in the form of one or more tools.
Mit (I) ist eine Einrichtung bzw. Vorrichtung zum zumindest teilweisen Austenitisieren eines bereitgestellten Stahlblechs gekennzeichnet, in welcher das Stahlblech auf eine Temperatur von mindestens Acl, insbesondere von mindestens Ac3 respektive oberhalb von Ac3 austenitisiert wird. Die Einrichtung (I) umfasst Mittel zum zumindest teilweise Erwärmen der bereitgestellten Stahlbleche. Insbesondere kann das bereitgestellte Stahlblech auch vollständig erwärmt bzw. austenitisiert werden. Die Einrichtung (I) kann in Form eines Ofens, beispielsweise in Form eines Durchlaufofens ausgebildet sein. (I) denotes a device or device for at least partial austenitizing of a steel sheet provided, in which the steel sheet is austenitized to a temperature of at least Acl, in particular of at least Ac3 or above Ac3. The device (I) comprises means for at least partially heating the steel sheets provided. In particular, the steel sheet provided can also be completely heated or austenitized. The device (I) can be designed in the form of an oven, for example in the form of a continuous oven.
Mit (II) ist eine Einrichtung bzw. Vorrichtung zum zumindest teilweise Härten eines zumindest teilweise austenitisierten Stahlblechs gekennzeichnet, in welcher das zumindest teilweise aus- tenitisierte Stahlblech zu einem zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteil gehärtet wird, wobei das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech auf eine Temperatur unterhalb Ms abgekühlt wird. Die Einrichtung (II) umfasst Mittel zum aktiven Kühlen der zumindest teilweise austenitisierten Stahlbleche, welche beispielsweise mindestens ein Werkzeug und/oder ein Medium zum Härten umfasst. Das mindestens eine Werkzeug kann als Presshärtewerkzeug (II.1), als Warmumform- und Presshärtewerkzeug (11.2), als Warmumform-, Presshärte- und Anlasswerkzeug (11.2, III) oder als Presshärte- und Anlasswerkzeug (II.1, III) ausgebildet sein. Das mindestens eine Werkzeug kann des Weiteren zusätzliche Funktionen aufweisen, zum Beispiel Mittel zum Beschneiden und/oder Lochen (IV) umfassen. Mit (III) ist eine Einrichtung bzw. Vorrichtung zum zumindest teilweise Anlassen eines zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteils gekennzeichnet, in welcher das zumindest teilweise gehärtete Stahlblechbauteil zu einem zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil vergütet wird, wobei das zumindest teilweise gehärtete Stahlblechbauteil auf eine Temperatur von weniger als Acl angelassen wird. Die Einrichtung (III) umfasst Mittel zum aktiven Temperieren der zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteile, welche beispielsweise mindestens ein Werkzeug und/oder ein Medium zum Anlassen umfasst, wobei unterschiedliche Temperaturzonen bereitgestellt werden, um am zumindest teilweise zu vergütenden Stahlblechbauteil (1) unterschiedliche Bereiche (2, 3, 4, 5) mit unterschiedlichen Eigenschaften einstellen zu können. Das mindestens eine Werkzeug kann als Anlasswerkzeug (III.1) separat oder integriert in einem Werkzeug, insbesondere zum Warmumformen und/oder Presshärten (II.1, 11.2) ausgebildet sein. Das mindestens eine Werkzeug kann des Weiteren zusätzliche Funktionen aufweisen, zum Beispiel Mittel zum Beschneiden und/oder Lochen (IV) umfassen. (II) denotes a device or device for at least partially hardening an at least partially austenitized steel sheet, in which the at least partially austenitized steel sheet is hardened to an at least partially hardened steel sheet component, the at least partially austenitized steel sheet to a temperature below Ms is cooled. The device (II) comprises means for active cooling of the at least partially austenitized steel sheets, which, for example, comprises at least one tool and / or a medium for hardening. The at least one tool can be designed as a press hardening tool (II.1), as a hot forming and press hardening tool (11.2), as a hot forming, press hardening and tempering tool (11.2, III) or as a press hardening and tempering tool (II.1, III) . The at least one tool can furthermore have additional functions, for example comprise means for trimming and / or punching (IV). (III) denotes a device or device for at least partially tempering an at least partially hardened sheet steel component, in which the at least partially hardened sheet steel component is tempered to form an at least partially tempered sheet steel component, the at least partially hardened sheet steel component to a temperature of less than Acl is left on. The device (III) comprises means for actively tempering the at least partially hardened sheet steel components, which for example includes at least one tool and / or a medium for tempering, different temperature zones being provided in order to different areas (2) on the sheet steel component (1) to be at least partially tempered , 3, 4, 5) with different properties. The at least one tool can be designed as a tempering tool (III.1) separately or integrated in a tool, in particular for hot forming and / or press hardening (II.1, 11.2). The at least one tool can furthermore have additional functions, for example comprise means for trimming and / or punching (IV).
Mit (IV) ist eine Einrichtung bzw. Vorrichtung zum Nachbearbeiten eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils gekennzeichnet, in welcher das zumindest teilweise vergütete Stahlblechbauteil nachbearbeitet wird, insbesondere geschnitten und/oder gelocht wird. Die Einrichtung (IV) umfasst Mittel zum Bearbeiten der zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteile. Umfasst die Einrichtung (IV) Mittel zum Bescheiden und/oder Lochen, kann es sich um thermische Mittel, beispielsweise in Form eines Lasers, oder um mechanische Mittel, beispielsweise um eines oder mehrerer Schneid- und/oder Stanzwerkzeuge, handeln. Die Einrichtung (IV) kann separat oder integriert in einem Werkzeug, insbesondere zum Warmumformen und/oder Presshärten (II.1, 11.2) oder Anlassen (III) ausgebildet sein. (IV) denotes a device or device for reworking an at least partially tempered sheet steel component, in which the at least partly tempered sheet steel component is reworked, in particular cut and / or perforated. The device (IV) comprises means for processing the at least partially tempered sheet steel components. If the device (IV) comprises means for trimming and / or punching, it can be thermal means, for example in the form of a laser, or mechanical means, for example one or more cutting and / or punching tools. The device (IV) can be designed separately or integrated in a tool, in particular for hot forming and / or press hardening (II.1, 11.2) or tempering (III).
In Figur 1 sind vier separate Einrichtungen (I, II, III, IV) gezeigt, in welchen das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen vergüteten Stahlblechbauteils (1) umgesetzt werden kann. Ein ebenes Stahlblech wird bereitgestellt und in einem Ofen (I) vollständig auf eine Temperatur oberhalb von Ac3 austenitisiert. Anschließend wird das austeniti- sierte Stahlblech aus dem Ofen (I) entnommen und mittels geeigneten Transfermitteln in ein Warmumform- und Presshärtewerkzeug (11.2) überführt, in welchem das austenitisierte Stahlblech warm umgeformt und auf eine Temperatur unterhalb Ms abgekühlt und somit zu einem Stahlblechbauteil gehärtet wird. Das gehärtete Stahlblechbauteil wird anschließend in ein Anlasswerkzeug (III) mittels geeigneten Transfermitteln überführt, in welchem das gehärtete Stahlblechbauteil mit unterschiedlichen Temperaturen zu einem vergüteten Stahlblechbauteil (1) mit Bereichen (2, 3, 4, 5) mit unterschiedlichen Eigenschaften angelassen wird. Das vergütete Stahlblechbauteil (1) kann abschließend in ein Werkzeug (IV) zum Beschneiden und/oder Lochen beispielsweise mittels Laser mit geeigneten Transfermitteln überführt. Nach dem Beschnitt und/oder Lochen im Werkzeug (IV) kann das fertig konfektionierte, vergütete Stahlblechbauteil (1) entnommen werden. FIG. 1 shows four separate devices (I, II, III, IV) in which the method according to the invention for producing a tempered sheet steel component (1) according to the invention can be implemented. A flat steel sheet is provided and completely austenitized in a furnace (I) to a temperature above Ac3. The austenitized steel sheet is then removed from the furnace (I) and transferred using suitable transfer means to a hot forming and press hardening tool (11.2), in which the austenitized steel sheet is hot formed and cooled to a temperature below Ms and thus hardened into a steel sheet component . The hardened sheet steel component is then transferred to a tempering tool (III) by means of suitable transfer means, in which the hardened sheet steel component at different temperatures becomes a tempered sheet steel component (1) Areas (2, 3, 4, 5) is tempered with different properties. The tempered sheet steel component (1) can then be transferred to a tool (IV) for trimming and / or punching, for example by means of a laser with suitable transfer means. After the trimming and / or perforation in the tool (IV), the ready-made, tempered sheet steel component (1) can be removed.
In der zweiten Ausführung in Figur 2 sind die Einrichtungen (III, IV) im Vergleich zu der ersten Ausführung in Figur 1 in einer Einrichtung respektive in einem Werkzeug vereint. Das Anlasswerkzeug (III) verfügt über die zusätzliche Funktion, das zu vergütende Stahlblechbauteil zusätzlich mechanisch zu bearbeiten bzw. nachzubearbeiten, insbesondere zu schneiden und/oder zu lochen, beispielsweise über in oder an dem Anlasswerkzeug (III) zusätzlich integrierte oder angeordnete Schneid- und/oder Stanzwerkzeuge (IV). In the second embodiment in FIG. 2, the devices (III, IV) are combined in one device or in one tool in comparison to the first embodiment in FIG. 1. The tempering tool (III) has the additional function of additionally mechanically processing or reworking the sheet steel component to be tempered, in particular cutting and / or punching, for example via cutting and / or punching tools additionally integrated or arranged in or on the tempering tool (III) or punching tools (IV).
In der dritten Ausführung in Figur 3 sind die Einrichtungen (II, III, IV) in einer Einrichtung, wie zum Beispiel einer Transferpresse, respektive in einem Werkzeug vereint. Das Warmumform- und Presshärtewerkzeug (11.2) ist gleichzeitig auch Anlasswerkzeug (III) und verfügt zusätzlich über Schneid- und/oder Stanzwerkzeuge (IV). Die Ausführung kann auch in der Art erfolgen, dass die Einrichtungen (II, III, IV) getrennt oder zumindest teilweise getrennt voneinander in einer Einrichtung verbaut sind. In the third embodiment in FIG. 3, the devices (II, III, IV) are combined in one device, such as, for example, a transfer press, or in one tool. The hot forming and press hardening tool (11.2) is also the tempering tool (III) and also has cutting and / or punching tools (IV). It can also be implemented in such a way that the devices (II, III, IV) are installed separately or at least partially separately from one another in one device.
In der vierten Ausführung in Figur 4 sind die Einrichtungen (II, III) in einer Einrichtung respektive in einem Werkzeug vereint. Das Werkzeug umfasst ein Warmumform-, Presshärte- und Anlasswerkzeug (11.2, III). Die Einrichtung (IV) zum Nachbearbeiten ist separat ausgebildet. In the fourth embodiment in FIG. 4, the devices (II, III) are combined in one device or in a tool. The tool includes a hot forming, press hardening and tempering tool (11.2, III). The device (IV) for reworking is designed separately.
In Anlehnung an die erste Ausführung in Figur 1 zeigt auch die fünfte Ausführung in Figur 5 vier separate Einrichtungen (0, 1, II, III), wobei im Unterschied zu den ersten vier Ausführungen, bei denen ein im Wesentlichen ebenes Stahlblech in Form einer Platine bereitgestellt und anschließend austenitisiert wird, hier und auch in der sechsten Ausführung ein vorgeformtes Stahlblech zum Austenitisieren bereitgestellt wird. Da das vorgeformte Stahlblech vorzugsweise bereits eine endabmessungsnahe Geometrie aufweist, ist auch keine Warmumformung erforderlich, so- dass das Härten in einem Presshärtewerkzeug (II.1) in der Einrichtung (II) durchgeführt wird. Eine Nachbearbeitung in einer nichtdargestellten weiteren Einrichtung ist bei Bedarf denkbar. In der sechsten Ausführung in Figur 6 sind die Einrichtungen (II, III) in einer Einrichtung re spektive in einem Werkzeug vereint. Das Werkzeug umfasst ein Presshärte- und Anlasswerk zeug (II.1, III). Die Einrichtung (IV) zum Nachbearbeiten ist separat ausgebildet. Based on the first embodiment in Figure 1, the fifth embodiment in Figure 5 also shows four separate devices (0, 1, II, III), in contrast to the first four embodiments, in which a substantially flat sheet steel in the form of a plate is provided and then austenitized, here and also in the sixth embodiment, a preformed steel sheet is provided for austenitizing. Since the preformed steel sheet preferably already has a geometry close to its final dimensions, no hot forming is necessary either, so that the hardening is carried out in a press hardening tool (II.1) in the device (II). Post-processing in a further device, not shown, is conceivable if necessary. In the sixth embodiment in FIG. 6, the devices (II, III) are combined in one device in one tool. The tool includes a press hardening and tempering tool (II.1, III). The device (IV) for reworking is designed separately.
In einer Untersuchung wurden aus drei Schmelzen A, B und C mit der in Tabelle 1 angegebe nen chemischen Zusammensetzung in einer Stranggießanlage zu einem Strang gegossen und jeweils zu Brammen abgeteilt. Die Brammen wurden anschließend in einem Hubbalkenofen bei Temperaturen oberhalb von 1100°C durchgewärmt und in einer Warmbandstraße zu einem Warmband mit 3,2 mm warmgewalzt. Die Warmbänder wurden konditioniert und anschließend zu Kaltbändern mit 1,5 mm kaltgewalzt. Die aus den Schmelzen A und C hergestellten Kaltbän der wurden konventionell mit einem Aluminium-Silizium-Überzug beschichtet, wohingegen das aus der Schmelze B hergestellte Kaltband unbeschichtet blieb. Sowohl aus den Kaltbändern hergestellt aus der Schmelze A und C wie auch aus dem Kaltband aus der Schmelze B wurden jeweils sieben Stahlbleche herausgetrennt und einer Kaltumformung in einer Einrichtung (0) unterzogen, wobei sie jeweils in Form eines vorgeformten Stahlblechs bereitgestellt wurden. In an investigation, three melts A, B and C with the chemical composition specified in Table 1 were cast into a strand in a continuous caster and each divided into slabs. The slabs were then heated through in a walking beam furnace at temperatures above 1100 ° C. and hot-rolled in a hot strip mill to form a hot strip with a diameter of 3.2 mm. The hot strips were conditioned and then cold-rolled to form 1.5 mm cold strips. The cold strips produced from melts A and C were conventionally coated with an aluminum-silicon coating, whereas the cold strip produced from melt B remained uncoated. Seven steel sheets each were cut out of the cold strip produced from melt A and C as well as from the cold strip made from melt B and subjected to cold forming in a device (0), each being provided in the form of a preformed steel sheet.
Wie in der fünften Ausführung gemäß Figur 5 skizziert, wurden die insgesamt 21 bereitgestell ten Stahlbleche in einem Ofen (I) vollständig oberhalb von Ac3 bei einer Ofentemperatur von 920°C für eine Dauer von 300s austenitisiert, s. Tabelle 2. Die austenitisierten Stahlbleche wur den in ein Presshärtewerkzeug (II.1) mit einer Transferzeit von 7s überführt, in welchem die austenitisierten Stahlbleche abgekühlt respektive abgeschreckt und somit zu Stahlblechbautei len gehärtet wurden. Die Temperatur des Presshärtewerkzeugs (II.1) bei den AS-beschichteten Stahlblechen betrug einheitlich 224°C und bei den unbeschichteten Stahlblechen einheitlich 240°C, wobei die Zuhaltedauer des Presshärtewerkzeugs (II.1) jeweils 6s betrug. Die gemesse nen Entnahmetemperaturen der jeweils gehärteten Stahlblechbauteile sind aus der Tabelle 2 zu entnehmen. Zeitlich unmittelbar nach dem Härten wurden die gehärteten Stahlblechbautei le in ein Anlasswerkzeug (III) überführt, wobei ein Abkühlen unterhalb von Mf verhindert wurde. Das Anlasswerkzeug (III) verfügte über vier unterschiedlich temperierbare Zonen, um am zu ver gütenden Stahlblechbauteil (1) auch Bereiche (2, 3, 4, 5) mit bis zu vier unterschiedlichen Ei genschaften einstellen zu können. Die eingestellten Temperaturen in den jeweiligen Zonen des Anlasswerkzeugs (III), sowie die gemessenen Anlasstemperaturen TP1 bis TP4 in den entspre chenden Bereichen (2, 3, 4, 5) mit unterschiedlichen Eigenschaften an den vergüteten Stahl blechbauteilen (1) bei Entnahme aus dem Anlasswerkzeug (III), sowie die entsprechenden Zu- haltezeiten des Anlasswerkzeugs (III) zur Einstellung der unterschiedlichen Eigenschaften sind der Tabelle 2 zu entnehmen. Die vergüteten Stahlblechbauteile (1) gemäß Ausführung 1, 6 und 7 sind beispielhaft in den Figuren 7, 8 und 9 als schematisch in einer Perspektivansicht gezeigt. As outlined in the fifth embodiment according to FIG. 5, the total of 21 steel sheets provided were austenitized in an oven (I) completely above Ac3 at an oven temperature of 920 ° C. for a period of 300 s, see Table 2. The austenitized steel sheets were which is transferred to a press hardening tool (II.1) with a transfer time of 7s, in which the austenitized steel sheets are cooled or quenched and thus hardened to form sheet steel components. The temperature of the press hardening tool (II.1) for the AS-coated steel sheets was a uniform 224 ° C. and for the uncoated steel sheets a uniform 240 ° C., the holding time of the press hardening tool (II.1) being 6s in each case. The measured removal temperatures of the hardened sheet steel components are shown in Table 2. Immediately after hardening, the hardened sheet steel components were transferred to a tempering tool (III), whereby cooling below Mf was prevented. The tempering tool (III) had four different temperature-controlled zones in order to be able to set areas (2, 3, 4, 5) with up to four different properties on the sheet steel component (1) to be treated. The set temperatures in the respective zones of the tempering tool (III), as well as the measured tempering temperatures TP1 to TP4 in the corresponding areas (2, 3, 4, 5) with different properties on the tempered sheet steel components (1) when removed from the tempering tool (III), as well as the corresponding holding times of the tempering tool (III) for setting the different properties can be found in table 2. The tempered sheet steel components (1) according to embodiment 1, 6 and 7 are shown by way of example in FIGS. 7, 8 and 9 as a schematic perspective view.
Hier nicht dargestellt können Stahlblechbauteile hergestellt werden, welche nur teilweise aus- tenitisiert, nur teilweise gehärtet und nur teilweise vergütet werden. Not shown here, sheet steel components can be produced which are only partially austenitized, only partially hardened and only partially tempered.
Figur 7 zeigt ein vergütetes Stahlblechbauteil (1) mit einem ersten Bereich (2) mit einer ersten Eigenschaft und einen vierten Bereich (5) mit einer vierten Eigenschaft, wobei ein Übergangs bereich (1.1) die beiden Bereiche (2, 5) mit einem definierten Abstand in Quererstreckung (Q) voneinander trennt, wobei die Quererstreckung (Q) mindestens 10 mm beträgt. FIG. 7 shows a tempered sheet steel component (1) with a first area (2) with a first property and a fourth area (5) with a fourth property, with a transition area (1.1) defining the two areas (2, 5) Distance in the transverse extent (Q) separates from each other, the transverse extent (Q) being at least 10 mm.
Figur 8 zeigt ein vergütetes Stahlblechbauteil (1) mit drei ersten Bereichen (2) mit einer ersten Eigenschaft, zwei dritten Bereichen (4) mit einer dritten Eigenschaft und einen vierten Bereich (5) mit einer vierten Eigenschaft, wobei Übergangsbereiche (1.1) die unterschiedlichen Berei che (2, 4, 5) jeweils mit einem definierten Abstand in Quererstreckung (Q) voneinander tren nen. Die drei ersten Bereiche (2) sind abschnittsweise am vergüteten Stahlblechbauteil (1) vor handen, wobei zwischen den drei ersten Bereichen (1) zwei dritte Bereiche (4) vorhanden sind. Der vierte Bereich (5) definiert am vergüteten Stahlblechbauteil (1) einen Endabschnitt. FIG. 8 shows a tempered sheet steel component (1) with three first areas (2) with a first property, two third areas (4) with a third property and a fourth area (5) with a fourth property, with transition areas (1.1) being different Zones (2, 4, 5) separate from each other at a defined distance in the transverse direction (Q). The three first areas (2) are present in sections on the tempered sheet steel component (1), with two third areas (4) being present between the three first areas (1). The fourth area (5) defines an end section on the tempered sheet steel component (1).
Figur 9 zeigt im Vergleich zu Figur 8 ein vergütetes Stahlblechbauteil (1) mit zwei ersten Berei chen (2) mit einer ersten Eigenschaft, einen zweiten Bereich (3) mit einer zweiten Eigenschaft, zwei dritte Bereiche (4) mit einer dritten Eigenschaft und einen vierten Bereich (5) mit einer vier ten Eigenschaft, wobei Übergangsbereiche (1.1) die unterschiedlichen Bereiche (2, 3, 4, 5) je weils mit einem definierten Abstand in Quererstreckung (Q) voneinander trennen. Der Über gangsbereich (1.1) zwischen dem ersten dritten Bereich (4) und dem zweiten ersten Bereich (2) ist in seiner Quererstreckung (Q) im Vergleich zu den anderen Übergangsbereichen (1.1) brei ter dimensioniert. In comparison to FIG. 8, FIG. 9 shows a tempered sheet steel component (1) with two first areas (2) with a first property, a second area (3) with a second property, two third areas (4) with a third property and one fourth area (5) with a fourth property, wherein transition areas (1.1) separate the different areas (2, 3, 4, 5) each Weil with a defined distance in the transverse direction (Q). The transition area (1.1) between the first third area (4) and the second first area (2) is wider in its transverse extent (Q) compared to the other transition areas (1.1).
Tabelle 3 liefert eine detaillierte Übersicht zu den unterschiedlichen Eigenschaften, die sich in den jeweiligen Bereichen (2, 3, 4, 5) an den vergüteten Stahlblechbauteilen (1) durch das er findungsgemäße Verfahren, wie sie in Tabelle 2 angegeben ist, eingestellt hatten. Table 3 provides a detailed overview of the different properties that had arisen in the respective areas (2, 3, 4, 5) on the tempered sheet steel components (1) through the inventive method, as indicated in Table 2.
Die Anlasstemperaturen (TP1 , TP2, TP3, TP4) beziehen sich auf die Temperatur in den entspre chenden Bereichen (2, 3, 4, 5) an dem vergüteten Stahlblechbauteil (1) bei oder kurz nach der Entnahme aus dem Anlasswerkzeug (III). Sie können und müssen nicht den Werkzeugtempe raturen in den Zonen, die mit den Bereichen (2, 3, 4, 5) in Kontakt stehen, entsprechen. The tempering temperatures (TP1, TP2, TP3, TP4) relate to the temperature in the corresponding areas (2, 3, 4, 5) on the tempered sheet steel component (1) at or shortly after Removal from the tempering tool (III). They cannot and do not have to correspond to the mold temperatures in the zones that are in contact with the areas (2, 3, 4, 5).
Messmethoden Measurement methods
Hv_rC: Härte nach Vickers (Hvl) Hv_rC: Vickers hardness (Hvl)
A_RA, G_RA: Beide Parameter wurden aus dem röntgendiffraktometrisch aufgenommenen Dif- fraktogramm ermittelt, gemäß DIN 13925 „Röntgendiffraktometrie von polykristallinen und amorphen Materialien“ unter Anwendung der Rietveld-Methode. A_RA, G_RA: Both parameters were determined from the X-ray diffractogram recorded according to DIN 13925 "X-ray diffractometry of polycrystalline and amorphous materials" using the Rietveld method.
S_RA: Berechnet aus G_RA nach angegebener Formel S_RA: Calculated from G_RA according to the specified formula
Abkürzungen: Abbreviations:
Tabellel: Table:
Oberf: Beschichtung Oberfläche U: unbeschichtet, AS: Aluminium-Silizium-beschichtet A_F40: Anteil (Anzahl%) an Ferritkörnern mit einem äquivalenten Durchmesser > 40miti Oberf: Coating Surface U: uncoated, AS: Aluminum-silicon-coated A_F40: Proportion (number%) of ferrite grains with an equivalent diameter> 40miti
Tabelle2: Table 2:
T_WkzA: Werkzeugtemperatur Presshärtewerkzeug T_WkzA: Tool temperature press hardening tool
T_Abs: Temperatur Bauteil bei Entnahme aus Presshärtewerkzeug T_Abs: Temperature of the component when it is removed from the press hardening tool
Z_Abs: Zuhaltedauer Presshärtewerkzeug Z_Abs: Locking time press hardening tool
T_WkzX: Temperatur des Anlasswerkzeuges im Werkzeugbereich X (X:l-4) T_WkzX: Temperature of the tempering tool in the tool area X (X: l-4)
TPX: Bauteiltemperatur im Bereich in Kontakt mit Werkzeugbereich X des Anlasswerkzeuges beiTPX: component temperature in the area in contact with tool area X of the tempering tool
Entnahme aus Anlasswerkzeug Removal from the tempering tool
Z_Temp: Zuhaltezeit des Anlasswerkzeuges Z_Temp: locking time of the tempering tool
Tabelle3: Table 3:
Hv_rC: Härte nach Vickers (Hvl) Hv_rC: Vickers hardness (Hvl)
A_RA: Anteil an Restaustenit im Gefüge (Vol.-%) A_RA: Share of retained austenite in the structure (% by volume)
G_RA: Gitterkonstante des Restaustenits G_RA: lattice constant of the retained austenite
S_RA: Berechnet aus G_RA nach im Text angegebener Formel, beschreibt die Restaustenitsta bilität S_RA: Calculated from G_RA according to the formula given in the text, describes the residual austenite stability
Durch das erfindungsgemäße Verfahren können kostengünstige Stahlblechbauteile mit zielge richteten Eigenschaften hergestellt werden, insbesondere Karosserieteile wie zum Beispiel A-Säulen, B-Säulen oder Längs- als auch Querträger, aber auch Kombinationen daraus, zum Beispiel ein Türring. Das erfindungsgemäße Verfahren ist nicht nur auf monolithische dicken konstante Stahlbleche anwendbar, sondern auch auf monolithische in der Dicke variierende Stahlbleche (tailored rolled blanks). Des Weiteren ist das erfindungsgemäße Verfahren auch all gemein auf tailored products anwendbar, beispielsweise mindestens zwei miteinander verbun dene Stahlbleche in Form von „patchwork blanks“ oder „tailer welded blanks“ mit unterschiedli- eher Dicke und/oder Güte. The inventive method inexpensive sheet steel components can be produced with targeted properties, in particular body parts such as A-pillars, B-pillars or longitudinal and cross members, but also combinations thereof, for Example a door ring. The method according to the invention is applicable not only to monolithic, thick, constant steel sheets, but also to monolithic, thickness-varying steel sheets (tailored rolled blanks). Furthermore, the method according to the invention can also be applied generally to tailored products, for example at least two steel sheets connected to one another in the form of “patchwork blanks” or “tailer welded blanks” with different thicknesses and / or qualities.
Tabelle 1 Tabelle 2 Table 1 Table 2
Tabelle 3 Table 3

Claims

Ansprüche Expectations
1. Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils, wo bei das Verfahren folgende Schritte umfasst: 1. A method for producing an at least partially tempered sheet steel component, where the method comprises the following steps:
- Bereitstellen eines Stahlblechs, - Provision of a steel sheet,
- zumindest teilweises Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von min destens Acl, - at least partial austenitizing of the steel sheet at a temperature of at least Acl,
- zumindest teilweises Härten des zumindest teilweise austenitisierten Stahlblechs zu einem zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbauteil, wobei das zumindest teil weise austenitisierte Stahlblech auf eine Temperatur unterhalb Ms abgekühlt wird,- At least partial hardening of the at least partially austenitized steel sheet to an at least partially hardened steel sheet component, wherein the at least partially austenitized steel sheet is cooled to a temperature below Ms,
- zumindest teilweises Anlassen des zumindest teilweise gehärteten Stahlblechbau teils bei einer Temperatur von weniger als Acl zur Herstellung eines zumindest teil weise vergüteten Stahlblechbauteils, dadurch gekennzeichnet, dass das zumindest teilweise Anlassen zur Herstellung des zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils bei unterschiedlichen Temperaturen durchgeführt wird, um am zu mindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteil Bereiche mit unterschiedlichen Eigen schaften einzustellen, wobei das zumindest teilweise Anlassen zur Erzeugung eines Be reichs mit einer ersten Eigenschaft an dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblech bauteil bei einer ersten Anlasstemperatur TP1 zwischen 300°C und 470°C und zur Er zeugung mindestens eines weiteren Bereichs mit einer weiteren Eigenschaft bei min destens einer der folgenden Anlasstemperaturen TP2, TP3, TP4: - At least partial tempering of the at least partially hardened sheet steel part at a temperature of less than Acl to produce an at least partially tempered sheet steel component, characterized in that the at least partial tempering for producing the at least partly tempered sheet steel component is carried out at different temperatures in order to at least partially tempered sheet steel component areas with different properties, whereby the at least partial tempering to generate a Be rich with a first property on the at least partially tempered sheet steel component at a first tempering temperature TP1 between 300 ° C and 470 ° C and for generating at least a further area with a further property at at least one of the following tempering temperatures TP2, TP3, TP4:
- Bereich mit einer zweiten Eigenschaft bei einer zweiten Anlasstemperatur TP2 zwischen 250°C und 430°C mit TP2 <= TP1 - 10°C; und/oder - Area with a second property at a second tempering temperature TP2 between 250 ° C and 430 ° C with TP2 <= TP1 - 10 ° C; and or
- Bereich mit einer dritten Eigenschaft bei einer dritten Anlasstemperatur TP3 zwischen 470°C und weniger als Acl; und/oder - Area with a third property at a third tempering temperature TP3 between 470 ° C and less than Acl; and or
- Bereich mit einer vierten Eigenschaft bei einer vierten Anlasstemperatur TP4 bis 300°C; durchgeführt wird. - Area with a fourth property at a fourth tempering temperature TP4 up to 300 ° C; is carried out.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das zumindest teilweise Anlassen zeitlich unmittel bar nach dem Härten durchgeführt wird. 2. The method according to claim 1, wherein the at least partial tempering is carried out immediately after hardening.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei zwischen den Bereichen mit unterschiedlichen Eigenschaften an dem zumindest teilweise vergüteten Stahlblech bauteil ein oder mehrere Übergangsbereiche eingestellt werden, die einen harmoni- sehen Übergang zwischen den Bereichen mit unterschiedlichen Eigenschaften aufwei sen. 3. The method according to any one of the preceding claims, wherein one or more transition areas are set between the areas with different properties on the at least partially tempered sheet steel component, which have a harmonious see transition between the areas with different properties aufwei sen.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei ein Stahlblech mit folgen der chemischer Zusammensetzung in Gew.-% bereitgestellt wird: 4. The method according to any one of the preceding claims, wherein a steel sheet is provided with the following chemical composition in wt .-%:
C = 0,08 bis 0,5, C = 0.08 to 0.5,
Si + AI >= 0,5, mit Si + 2*AI < 5, Si + AI> = 0.5, with Si + 2 * AI <5,
Mn = 0,5 bis 4, sowie optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM): Mn = 0.5 to 4, and optionally one or more alloy elements from the group (P, S, N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM):
P bis 0,1, P to 0.1,
S bis 0,1, S to 0.1,
N bis 0,1, N to 0.1,
Cr bis 1,5, Cr up to 1.5,
Mo bis 1, Mon to 1,
Ti bis 0,2, Ti up to 0.2,
B bis 0,01 B to 0.01
Nb bis 0,2, Nb up to 0.2,
V bis 0,5, V up to 0.5,
Ni bis 2, Ni to 2,
Cu bis 2, Cu up to 2,
Sn bis 0,5, Sn up to 0.5,
Ca bis 0,1, Ca to 0.1,
Mg bis 0,1, Mg up to 0.1,
SEM bis 0,1, SEM up to 0.1,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Remainder Fe and unavoidable impurities.
5 Verfahren nach Anspruch 4, wobei das Stahlblech Cr mit mindestens 0,01 Gew.-% und/oder Mo mit mindestens 0,01 Gew.-% enthält, wobei Cr und Mo, einzeln oder in Kombination, mit Mn die folgende Bedingung erfüllen: Mn + Cr + 2*Mo >= 1 Gew.-%. The method according to claim 4, wherein the steel sheet contains Cr in at least 0.01% by weight and / or Mo in at least 0.01% by weight, wherein Cr and Mo, individually or in combination with Mn, satisfy the following condition : Mn + Cr + 2 * Mo> = 1 wt%.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Stahlblech als ebene Platine oder als vorgeformtes Teil bereitgestellt wird. 6. The method according to any one of the preceding claims, wherein the steel sheet is provided as a flat blank or as a preformed part.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Stahlblech warmge walzt und bevorzugt kaltgewalzt ist, wobei das Stahlblech weniger als 10% Ferritkörner mit einem äguivalenten Durchmesser > 50 pm aufweist. 7. The method according to any one of the preceding claims, wherein the steel sheet is hot-rolled and preferably cold-rolled, the steel sheet having less than 10% ferrite grains with an equivalent diameter> 50 μm.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das zumindest teilweise klärten in mindestens einem Presshärtewerkzeug durchgeführt wird. 8. The method according to any one of the preceding claims, wherein the at least partially clearing is carried out in at least one press hardening tool.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei vor dem zumindest teil weisen klärten das zumindest teilweise austenitisierte Stahlblech in mindestens einem Warmumformwerkzeug warm umgeformt wird. 9. The method according to any one of the preceding claims, wherein the at least partially clarified the at least partially austenitized steel sheet is hot formed in at least one hot forming tool.
10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei das zumindest teilweise Härten in mindestens einem Presshärtewerkzeug oder zusätzlich in dem mindestens einen Warmumformwerkzeug, welches aktiv gekühlt wird, durchgeführt wird. 10. The method according to claim 9, wherein the at least partial hardening is carried out in at least one press hardening tool or additionally in the at least one hot forming tool which is actively cooled.
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das zumindest teilweise Anlassen in mindestens einem Anlasswerkzeug durchgeführt wird, welches mindestens zwei unterschiedlich temperierte Bereiche aufweist. 11. The method according to any one of the preceding claims, wherein the at least partial tempering is carried out in at least one tempering tool which has at least two differently tempered areas.
12. Zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil (1), insbesondere hergestellt nach ei nem der vorgenannten Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das zumindest teilweise vergütete Stahlblechbauteil (1) Bereiche (2, 3, 4, 5) mit unter schiedlichen Eigenschaften einen ersten Bereich (2) mit einer ersten Eigenschaft enthal tend eine Gefügestruktur mit Restaustenit zwischen 3% und < 35%, 35% bis 97% Mar tensit, bis zu 30% Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile, und mindestens einen weiteren Bereich (3, 4, 5) mit einer weiteren Eigenschaft aufweist, umfassend mindes tens eine der folgenden Eigenschaften: 12. At least partially tempered sheet steel component (1), in particular manufactured according to one of the preceding claims, characterized in that the at least partially tempered sheet steel component (1) areas (2, 3, 4, 5) with different properties have a first area (2 ) with a first property containing a microstructure with retained austenite between 3% and <35%, 35% to 97% martensite, up to 30% bainite and unavoidable structural components, and at least one further area (3, 4, 5) with a has further property, comprising at least one of the following properties:
- einen zweiten Bereich (3) mit einer zweiten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruk tur mit einem Restaustenit-Anteil, der im Vergleich zum ersten Bereich (2) geringer ist, Rest Martensit und optional Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile, und/oder- A second area (3) with a second property containing a structure with a residual austenite content that is lower compared to the first area (2), residual martensite and optionally bainite and unavoidable structural components, and / or
- einen dritten Bereich (4) mit einer dritten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit einem Restaustenit-Anteil, der im Vergleich zum ersten Bereich (2) und, falls vor handen, im Vergleich zum zweiten Bereich (4) geringer ist, Rest Martensit und optional Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile, und/oder - einen vierten Bereich (5) mit einer vierten Eigenschaft enthaltend eine Gefügestruktur mit einem Restaustenit < 3%, Rest Martensit und optional Bainit und unvermeidbare Ge fügebestandteile. - A third area (4) with a third property containing a microstructure with a residual austenite component which is lower compared to the first area (2) and, if present, compared to the second area (4), residual martensite and optionally Bainite and unavoidable structural components, and / or - A fourth area (5) with a fourth property containing a microstructure with a retained austenite <3%, remainder martensite and optionally bainite and unavoidable structural components.
13. Stahlblechbauteil nach Anspruch 12, wobei das zumindest teilweise vergütete Stahl blechbauteil (1) folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% enthält: 13. Sheet steel component according to claim 12, wherein the at least partially tempered sheet steel component (1) contains the following chemical composition in% by weight:
C = 0,08 bis 0,5, C = 0.08 to 0.5,
Si + Al >= 0,5, mit Si + 2*AI bis 5, Si + Al> = 0.5, with Si + 2 * AI up to 5,
Mn = 0,5 bis 4, sowie optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM): Mn = 0.5 to 4, and optionally one or more alloy elements from the group (P, S, N, Cr, Mo, Ti, B, Nb, V, Ni, Cu, Sn, Ca, Mg, SEM):
P bis 0,1, P to 0.1,
S bis 0,1, S to 0.1,
N bis 0,1, N to 0.1,
Cr bis 1,5, Cr up to 1.5,
Mo bis 1, Mon to 1,
Ti bis 0,2, Ti up to 0.2,
B bis 0,01 B to 0.01
Nb bis 0,2, Nb up to 0.2,
V bis 0,5, V up to 0.5,
Ni bis 2, Ni to 2,
Cu bis 2, Cu up to 2,
Sn bis 0,5, Sn up to 0.5,
Ca bis 0,1, Ca to 0.1,
Mg bis 0,1, Mg up to 0.1,
SEM bis 0,1, SEM up to 0.1,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Remainder Fe and unavoidable impurities.
14. Stahlblechbauteil nach einem der Ansprüche 12 oder 13, wobei das Stahlblechbauteil einen ersten Bereich (2) mit einem Restaustenitstabilität-Wert S_RA >= 0,3590 nm und/oder einem Gefügehärte-Wert Hv_rC und mindestens einen weiteren Bereich (3, 4, 5) mit folgenden Restaustenitstabilität-Werten S_RA und/oder Gefügehärte-Werten Hv_rC aufweist: 14. Sheet steel component according to one of claims 12 or 13, wherein the sheet steel component has a first area (2) with a residual austenite stability value S_RA> = 0.3590 nm and / or a structural hardness value Hv_rC and at least one further area (3, 4, 5) with the following residual austenite stability values S_RA and / or structural hardness values Hv_rC:
- der zweite Bereich (3) mit einem S_RA, der kleiner ist als der S_RA des ersten Bereichs (2), und/oder einem Hv_rC, der um mindestens 10 Hv größer ist als der Hv_rC des ers ten Bereichs (2), und/oder - der dritte Bereich (4) mit einem S_RA, der kleiner ist als der S_RA des ersten Bereichs (2) und, falls vorhanden, des zweiten Bereichs (3), und/oder einem Hv_rC, der um min destens 10 Hv kleiner ist als der Hv_rC des ersten Bereichs (2), und/oder - the second area (3) with an S_RA that is smaller than the S_RA of the first area (2), and / or an Hv_rC that is at least 10 Hv greater than the Hv_rC of the first area (2), and / or - The third area (4) with an S_RA that is smaller than the S_RA of the first area (2) and, if available, of the second area (3), and / or an Hv_rC that is at least 10 Hv smaller than the Hv_rC of the first area (2), and / or
- der vierte Bereich (5), falls Restaustenit > 0 und < 3 % vorhanden ist, mit S_RA < 0,3950 nm und/oder einem Hv_rC, der um mindestens 40 Hv größer ist als der Hv_rC des ersten Bereichs (2), und, falls vorhanden, um mindestens 10 Hv größer ist als der Hv_rC des zweiten Bereichs (3), wobei der Restaustenitstabilität-Wert S_RA mit folgender Formel bestimmt wird: - The fourth area (5), if retained austenite> 0 and <3% is present, with S_RA <0.3950 nm and / or an Hv_rC which is at least 40 Hv greater than the Hv_rC of the first area (2), and , if available, is at least 10 Hv greater than the Hv_rC of the second area (3), the residual austenite stability value S_RA being determined using the following formula:
S_RA = G_RA- 0,0002 nm * %Si - 0,0006 nm * %AI + 0,0004 nm * %Mn, wobei G_RA die Gitterkonstante des Restaustenits definiert, wobei der Gefügehärte-Wert Hv_rC des ersten Bereichs (2) folgende Bedingung erfüllt: Hv_rC < 320 + 800 * (%C + %N) + 75 * (%Nb) L 0,5. S_RA = G_RA- 0.0002 nm *% Si - 0.0006 nm *% AI + 0.0004 nm *% Mn, where G_RA defines the lattice constant of the retained austenite, with the structural hardness value Hv_rC of the first area (2) following condition fulfilled: Hv_rC <320 + 800 * (% C +% N) + 75 * (% Nb) L 0.5.
15. Stahlblechbauteil nach einem der Ansprüche 12 bis 14, wobei das Stahlblechbauteil (1) zwischen den Bereichen (2, 3, 4, 5) mit unterschiedlichen Eigenschaften einen oder mehrere Übergangsbereiche (1.1) aufweist, wobei der oder die Übergangsbereiche (1.1) die unterschiedlichen Bereiche (2, 3, 4, 5) mit einer Quererstreckung (Q) von min destens 5 mm voneinander beabstandet. 15. Sheet steel component according to one of claims 12 to 14, wherein the sheet steel component (1) between the areas (2, 3, 4, 5) with different properties has one or more transition areas (1.1), wherein the transition area or areas (1.1) the different areas (2, 3, 4, 5) with a transverse extent (Q) of at least 5 mm from each other.
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113549826B (en) * 2021-07-13 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 Marine steel with excellent CTOD (weld joint diameter) performance and manufacturing method thereof

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19612818C2 (en) * 1996-03-30 1998-04-09 Schloemann Siemag Ag Process for cooling warm-rolled steel profiles
DE102005025026B3 (en) * 2005-05-30 2006-10-19 Thyssenkrupp Steel Ag Production of metal components with adjacent zones of different characteristics comprises press-molding sheet metal using ram and female mold, surfaces of ram which contact sheet being heated and time of contact being controlled
DE102008055514A1 (en) * 2008-12-12 2010-06-17 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a component with improved elongation at break properties
CN101603119B (en) * 2009-07-03 2010-12-29 马景怡 Method for manufacturing steel plate with high strength and high toughness by using hot-rolling coiled plate
DE102009026251A1 (en) * 2009-07-24 2011-02-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method and device for energy-efficient hot forming
JP5327106B2 (en) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 Press member and manufacturing method thereof
DE102010048209C5 (en) * 2010-10-15 2016-05-25 Benteler Automobiltechnik Gmbh Method for producing a hot-formed press-hardened metal component
DE102011101991B3 (en) 2011-05-19 2012-08-23 Volkswagen Aktiengesellschaft Heat treatment of hardenable sheet metal components
FI20115702L (en) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH STRUCTURAL STEEL AND HIGH-STRENGTH STRUCTURAL STEEL
US8518195B2 (en) 2012-01-20 2013-08-27 GM Global Technology Operations LLC Heat treatment for producing steel sheet with high strength and ductility
JP5756773B2 (en) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 Steel sheet for hot pressing, press-formed product, and method for producing press-formed product
JP5890711B2 (en) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 Hot press-formed product and method for producing the same
DE102013010025A1 (en) * 2013-06-17 2014-12-18 Muhr Und Bender Kg Method for producing a product from flexibly rolled strip material
DE102013010946B3 (en) 2013-06-28 2014-12-31 Daimler Ag Method and plant for producing a press-hardened sheet steel component
DE102014210008A1 (en) * 2014-05-26 2015-11-26 Muhr Und Bender Kg Method and plant for producing a hardened molded part
US9850553B2 (en) * 2014-07-22 2017-12-26 Roll Forming Corporation System and method for producing a hardened and tempered structural member
WO2017006144A1 (en) * 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
CN105483531A (en) * 2015-12-04 2016-04-13 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 Steel for stamping formation and forming component and heat treatment method thereof
CN106086364B (en) * 2016-08-11 2017-10-24 卡斯马汽车系统（重庆）有限公司 Automobile thermoformed part local softening method
JP6852339B2 (en) * 2016-10-05 2021-03-31 日本製鉄株式会社 Steel sheet for automobiles and its manufacturing method
EP3548641B1 (en) * 2016-11-29 2020-08-26 Tata Steel IJmuiden B.V. Method for manufacturing a hot-formed article, and obtained article
CN107523668B (en) * 2017-09-01 2019-06-25 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 A kind of no coating intensity adjustable steel composite material
CN107829037B (en) * 2017-09-15 2020-07-24 东北大学 Steel sheet for hot press forming, hot press formed member, and gradient mechanical property control method
CA3076934C (en) * 2017-11-02 2023-03-21 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties after novel thermal treatment

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