EP4174207A1

EP4174207A1 - Stahlflachprodukt mit verbesserten verarbeitungseigenschaften

Info

Publication number: EP4174207A1
Application number: EP21205912.5A
Authority: EP
Inventors: Maria KÖYER; Fred Jindra; Dirk Czupryna
Original assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG
Current assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority date: 2021-11-02
Filing date: 2021-11-02
Publication date: 2023-05-03
Also published as: US11891676B2; US12098441B2; US20240117458A1; US20230136262A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt zur Herstellung eines Blechbauteils durch Warmumformen, aufweisend
a) ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht und
b) einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Überzugs auf Aluminium-Basis.

Hierbei weist der Überzug ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 auf. Weiterhin weist der Überzug eine Al-Basisschicht auf, die aus 1,0 ― 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.

Description

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachproduktes. Weiterhin betrifft die Erfindung ein Blechformteil mit verbesserten Verarbeitungseigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteil aus einem Stahlflachprodukt.
Wenn nachfolgend von einem "Stahlflachprodukt" oder auch von einem "Blechprodukt" die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint aus den für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen "Blechzuschnitte" (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. "Blechformteile" oder "Blechbauteile" der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%").
Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt.
Der steigende Preisdruck in der Automobilindustrie führt dazu, dass bei Bauteilen die im Auto verbaut werden, genauestens geprüft wird, welche Eigenschaften erforderlich sind und welche tatsächlich eher nachrangig sein könnten. Dies führt insbesondere bei pressgehärteten Bauteilen zur detaillierten Betrachtung der notwendigen Korrosionsschutzperformance. Crash-relevante und damit häufig pressgehärtete Bauteile liegen zum einem nicht immer im Nassbereich und werden zum Teil auch von weiteren Blech,-Kunststoffteilen umhüllt, so dass weder ein konstruktiver Korrosionsschutz noch ein kosmetischer Korrosionsschutz dieser Bauteile von Nöten ist. Daher wird für solche Bauteile in der Regel unbeschichtetes Material verwendet.
Das Presshärten (auch als Warmumformen bezeichnet) von unbeschichtetem Material bringt jedoch auch Nachteile mit sich. So muss beispielsweise eine Schutzgasatmosphäre verwendet werden, um ein zu große Oxidation während des Warmumformens zu vermeiden. Zudem führt die Oberflächenbeschaffenheit, insbesondere der Reibwert, von unbeschichtetem Material zu einem erhöhten Werkzeugverschleiß der Warmumformwerkzeuge. Ein weiteres Problem ist die zusätzliche Logistik, da unbeschichtetes Material wie beschrieben einen anderen Warmumformprozess durchlaufen muss.
In der EP 2 848 715 B1 wurde vorgeschlagen, diese Probleme durch eine dünne elektrolytische Zinkschicht auf dem Material zu lösen. Dies führt jedoch zu Rollenverschmutzungen im Rollenherdofen für die Warmumformung und zu Lötrissigkeit.
Vor diesem Hintergrund ist die Aufgabe der vorliegenden Erfindung für die Warmumformung ein kostengünstiges Material für Anwendungen mit geringer Korrosionsanfälligkeit bereitzustellen, das verbesserte Verarbeitungseigenschaften aufweist.
Die Aufgabe wird gelöst durch ein Stahlflachprodukt zur Herstellung eines Blechbauteils durch Warmumformen, aufweisend

a) ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht und
b) einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Überzugs auf Aluminium-Basis

Hierbei weist der Überzug ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 auf. Zudem weist der Überzug eine Al-Basisschicht auf, die aus 1,0 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Deutlich dickere Überzüge mit einer ähnlichen Zusammensetzung wurden bislang lediglich für andere Anwendungen eingesetzt. Beispielsweise zeigt die EP 2 993 248 B1 Überzüge mit einem Auflagengewichtvon 120 g/m^2, um ein Eindringen von Wasserstoff in das Stahlsubstrat während der Warmumformung zu reduzieren.
Überraschenderweise wurde erkannt, dass das geringe Auflagengewicht des Überzugs in Verbindung mit der Beilegierung von Alkali- oder Erdalkalimetallen zum Überzug zu verbesserten Verarbeitungseigenschaften führt. Insbesondere ergibt sich eine erhöhte Oberflächenhärte nach dem Warmumformen, was sich bereits beim Warmumformen in einem geringeren Werkzeugverschleiß des Umformwerkzeuges bemerkbar macht.
Durch die Zugabe von Alkali- und Erdalkalimetallen kommt es zu einer optimierten Oxidschichtbildung mit > 50 % Alkali und Erdalkalimetalloxide, besonders bevorzugt > 60 %, am meisten bevorzugt > 70%. Durch diese Oxidschichten kommt es z.B. zu verbesserten Reibwerten. Zusätzlich bildet sich dadurch eine geänderte Rauheit aus, die vorteilhaft ist bzgl. Lackhaftung und Klebstoffhaftung.
Darüber hinaus hat sich gezeigt, dass sich das beschriebene Stahlflachprodukt besonders effizient weiterverarbeiten lässt. So kann die Gesamtzeit im Ofen bei Herstellung des Blechformteils besonders niedrig gewählt werden. Zudem ist der Weiterverarbeitungsprozess nicht übermäßig empfindlich auf Abweichungen bei Ofentemperatur und Gesamtzeit im Ofen - es liegt also ein relativ großzügiges Prozessfenster vor, dass die Weiterverarbeitung vereinfacht.
Die erfindungsgemäße Aufgabe wird daher insbesondere auch durch die Verwendung eines Überzuges auf Aluminium-Basis auf mindestens einer Seite eines Stahlsubstrates eines Stahlflachproduktes zur Reduzierung von Werkzeugverschleiß beim Herstellen eines Blechbauteils durch Warmumformen gelöst, insbesondere bei hohen und höchsten Umformgraden, die bei der Herstellung von Karrosseriebauteilen, wie Tunnel, B-Säule oder A-Säule auftreten. Dabei besteht das Stahlsubstrat aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist. Weiterhin weist der Überzug ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 auf. Zudem weist der Überzug eine Al-Basisschicht auf, die aus 1,0 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Erfindungsgemäß ist der Überzug auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordnet und weist ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 auf. Dabei bezieht sich das Auflagengewicht immer auf jeweils eine Seite des Stahlflachproduktes. Mit anderen Worten das Auflagengewicht beträgt 15-30 g/m^2 je Seite, auf der der Überzug angeordnet ist. Bei Stahlflachprodukten, die auf beiden Seiten einen entsprechenden Überzug aufweisen, beträgt das gesamte Auflagengewicht also 30-60 g/m^2. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung des Stahlflachproduktes weist der Überzug eine Legierungsschicht auf, die auf dem Stahlsubstrat aufliegt und auf der die Al-Basisschicht angeordnet ist, wobei die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt - Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium, wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der im Herstellungsverfahren verwendeten Schmelze (siehe unten) (das heißt Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0,1 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg.
Weiterhin kann der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen.
Bei einer bevorzugten Variante weist das Stahlsubstrat einen Anteil an diffusiblem Wasserstoff H_diff von maximal 0,15 ppm Gew.-% auf. Dabei ist der diffusible Waserstoff des Stahlsubstrates im Sinne dieser Anmeldung innerhalb von 48h nach Aufbringen des Überzuges zu bestimmen.
Das Stahlsubstrat ist aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist. Insbesondere ist das Gefüge des Stahls durch ein Warmumformen in ein martensitisches oder teilweise martensitisches Gefüge umwandelbar. Das Gefüge des Stahlsubstrates des Stahlbauteils ist also bevorzugt ein martensitisches oder zumindest teilweise martensitisches Gefüge, da dieses eine besonders hohe Härte aufweist.
Besonders bevorzugt ist das Stahlsubstrat ein Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C:: 0,04 - 0,45 Gew.-%,
Si:: 0,02 -1,2 Gew.-%,
Mn:: 0,5 - 2,6 Gew.-%,
Al:: 0,02 - 1,0 Gew.-%,
P:: ≤ 0,05 Gew.-%,
S:: ≤ 0,02 Gew.-%,
N:: ≤ 0,02 Gew.-%,
Sn:: ≤ 0,03 Gew.-%
As:: ≤ 0,01 Gew.-%
Ca:: ≤ 0,005 Gew.-%

Cr:: 0,08 - 1,0 Gew.-%,
B:: 0,001 - 0,005 Gew.-%
Mo:: ≤0,5 Gew.-%
Ni:: ≤0,5 Gew.-%

Cu:: ≤0,2 Gew.-%
Nb:: 0,02 - 0,08 Gew.-%,
Ti:: 0,01 - 0,08 Gew.-%
V:: ≤0,1 Gew.-%
W:: 0,001 - 1,0 Gew.-%.

Bei den Elementen P, S, N, Sn, As, Ca handelt es sich um Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Neben diesen Elementen können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente Cr, B, Nb, Ti, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den unvermeidbaren Verunreinigungen gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist. Bevorzugt sind die individuellen Obergrenzen für die jeweilige Verunreinigung dieser Elemente wie folgt:

Cr:: ≤ 0,050 Gew.-%,
B:: ≤ 0,0005 Gew.-%
Nb:: ≤ 0,005 Gew.-%,
Ti:: ≤ 0,005 Gew.-%

Dabei sind diese bevorzugten Obergrenzen als alternativ oder gemeinsam zu betrachten. Bevorzugte Varianten des Stahls erfüllen also eine oder mehrere dieser vier Bedingungen.
Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der C-Gehalt des Stahls maximal 0,37 Gew.-% und/oder mindestens 0,06 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der C-Gehalt im Bereich von 0,06 - 0,09 Gew.-% oder im Bereich von 0,12 - 0,25 Gew.-% oder im Bereich von 0,33 - 0,37 Gew.-%.
Kohlenstoff wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten verzögernd auf die Bildung von Ferrit und Bainit. Gleichzeitig wird Restaustenit stabilisiert und die Ac3-Temperatur verringert. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,06 Gew.-% ist vorteilhaft, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts und die Zugfestigkeit des pressgehärteten Produkts mindestens 1000 MPa zu gewährleisten. Soll ein höheres Festigkeitsniveau angestrebt werden, so werden bevorzugt C-Gehalte > 0,12 Gew.-% eingestellt. Wird der C-Gehalt weiter angehoben auf Werte von mindestens 0,19 Gew.-%, so kann überdies die Härtbarkeit verbessert werden, sodass das Stahlflachprodukt eine sehr gute Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit aufweist. Kohlenstoffgehalte größer 0,45 Gew.-% wirken sich jedoch nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts aus, da C-Gehalte größer 0,45 Gew.-% während des Presshärtens die Bildung spröden Martensits fördern. Durch hohe C-Gehalte kann darüber hinaus die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt bevorzugt auf Werte kleiner 0,40 Gew.-%, insbesondere 0,3 Gew.-% eingestellt werden. Insbesondere bei C-Gehalten < 0,25 Gew.-% kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und zusätzlich ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.
Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der Si-Gehalt des Stahls maximal 1,00 Gew.-% und/oder mindestens 0,06 Gew.-%.
Silizium wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,06 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von > 0,15 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,5 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte kleiner 0,4 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
Der Mn-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 2,4 Gew.-% und/oder mindestens 0,75 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der Mn-Gehalt im Bereich von 0,75 - 0,85 Gew.-% oder im Bereich von 1,0 -1,6 Gew.-%.
Mangan wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,5 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte größer 0,75 Gew.-%, insbesondere 0,9 Gew.-% sind bevorzugt, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte größer 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus. Insbesondere die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 2,4 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 1,6 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner 1,6 Gew-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
Der Al-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%. Alternativ oder ergänzend beträgt der Al-Gehalt bevorzugt mindestens 0,02%.
Aluminium wird als Desoxidationsmittel zur Abbindung von Sauerstoff eingesetzt. Zudem hemmt Aluminium die Zementitbildung. Zur sicheren Abbindung von Sauerstoff werden mindestens 0,01 Gew.-% Al im Stahl benötigt. Da allerdings auch die Ac3-Temperatur deutlich mit steigendem Al-Legierungsgehalt nach oben verschoben wird, ist der Al-Gehalt auf 0,25 Gew.-% begrenzt. Ab einem Gehalt von 0,25 Gew.-% behindert Al die Umwandlung in den Austenit vor dem Presshärten zu stark, sodass die Austenitisierung nicht mehr Zeit- und Energieeffizient durchgeführt werden kann. Für übliche Ofentemperaturen zwischen 850 und 950°C in der Warmumformung ist bevorzugt ein Al-Gehalt von höchstens 0,1 Gew.-% einzuhalten, um den Stahl dennoch vollständig zu austenitisieren.
Zudem hat sich gezeigt, dass es hilfreich sein kann, wenn die Summe der Gehalte von Silizium und Aluminium begrenzt sind. Bein einer bevorzugten Variante beträgt daher die Summe der Gehalte von Si und Al (üblicherweise bezeichnet als Si+Al) maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,2 Gew.-%. Ergänzend oder alternativ beträgt die Summe der Gehalte von Si und Al mindestens 0,06 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,08 Gew.-%.
Bei den Elementen P, S, N handelt es sich um typische Verunreinigungen die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Bei bevorzugten Varianten beträgt der P-Gehalt maximal 0,03 Gew.-%. Unabhängig davon beträgt der S-Gehalt bevorzugt maximal 0,012%. Zusätzlich oder ergänzend beträgt der N-Gehalt bevorzugt maximal 0,009 Gew.-%.
Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,1 Gew.-% tritt zudem eine zunehmende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf < 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,03 Gew.-% begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf < 0,05 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,012 Gew.-% begrenzt.
Stickstoff (N) ist aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte weniger als 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,009 Gew.-%, betragen sollte.
Optional enthält der Stahl zudem Chrom mit einem Gehalt von 0,08 - 1,0 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Cr-Gehalt maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%.
Chrom wird dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,08 - 1,0 Gew.-% zugegeben. Chrom beeinflusst die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts, indem es die diffusive Umwandlung während des Presshärtens verlangsamt. Chrom wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten ab einem Gehalt von 0,08 Gew.-% günstig auf die Härtbarkeit, wobei ein Cr-Gehalt > 0,1 Gew.-% für eine sichere Prozessführung, vor allem zur Verhinderung der Bainitbildung, bevorzugt wird. Enthält der Stahl mehr als 1,0 Gew.-% Chrom, so verschlechtert sich das Beschichtungsverhalten. Um eine gute Oberflächenqualität zu erhalten, kann der Cr-Gehalt bevorzugt auf maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%. begrenzt sein.
Im Falle einer optionale Zulegierung von Chrom ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Chrom und Mangan begrenzt. Die Summe beträgt maximal 3,3 Gew.-%, insbesondere maximal 3,15 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,75 Gew.-%.
Bevorzugt enthält der Stahl optional zudem Bor mit einem Gehalt von 0,001 - 0,005 Gew.-%. Insbesondere beträgt der B-Gehalt maximal 0,004 Gew.-%.
Bor kann optional hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei B-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-% auf. Bei B-Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der B-Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-% beschränkt.
Bei einer Zulegierung von Bor wird bevorzugt auch Titan zur Abbindung von Stickstoff hinzulegiert. Der Ti-Gehalt sollte in diesem Fall dann bevorzugt mindestens das 3,42-fache des Gehalts in Gew.-% an Stickstoff betragen sollte.
Optional kann der Stahl Molybdän mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-% enthalten, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%.
Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Mo-Gehalt höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,5 Gew.-% betragen.
Optional kann der Stahl zudem Kupfer enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Ab einem Gehalt von 0,8 Gew.-% verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich.
Weiterhin kann der Stahl optional Nickel enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl mindestens 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf Anteile von maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,4 Gew.-% beschränkt bleiben.
Zudem kann der Stahl optional eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V enthalten. Dabei beträgt der optionale Nb-Gehalt mindestens 0,02 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale Ti-Gehalt beträgt mindestens 0,01 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale V-Gehalt beträgt maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%.
Niob (Nb) kann optional hinzulegiert werden, um ab einem Gehalt von 0,001 Gew.-% zur Kornfeinung beizutragen. Allerdings verschlechtert Niob die Rekristallisierbarkeit des Stahls. Bei einem Nb-Gehalt von über 0,1 Gew.-% lässt sich der Stahl nicht mehr in üblichen Durchlauföfen vor der Feuerbeschichtung rekristallisieren.
Titan (Ti) ist ein Mikrolegierungselement, welches optional hinzulegiert werden kann, um zur Kornfeinung beizutragen. Außerdem bildet Titan mit Stickstoff grobe Titannitride, weshalb der Ti-Gehalt vergleichsweise geringgehalten werden soll. Titan bindet Stickstoff ab und ermöglicht Bor so, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Für eine ausreichende Abbindung von Stickstoff wird mindestens das 3,42-fache des Stickstoffgehalts benötigt, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,1 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten.
Im Falle einer optionale Zulegierung von mehreren der Elemente Nb, Ti und V ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Nb, Ti und V begrenzt. Die Summe beträgt maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,068 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%.
Vanadium (V) ist ein sehr kohlenstoffaffines Element. Wenn Vanadium frei, das heißt in ungebundenem oder gelöstem Zustand, vorliegt, kann es übersättigt gelösten Kohlenstoff in Form von Karbiden oder Clustern binden oder zumindest seine Diffusionsgeschwindigkeit verringern. Entscheidend ist dabei, dass V in gelöstem Zustand vorliegt. Überraschenderweise haben sich insbesondere sehr geringe V-Gehalte als besonders günstig für die Alterungsbeständigkeit erwiesen. Bei höheren V-Gehalten können schon bei höheren Temperaturen größere Vanadiumkarbide ausscheiden, welche sich dann bei Temperaturen von 800-900°C, welche typisch für Durchlaufglühen von Schmelztauchbeschichtungsanlagen sind, nicht mehr auflösen. Schon kleinste Mengen Vanadium von 0,001 Gew.-% können bereits freien Kohlenstoff bei der Anlagerung an Versetzungen behindern. Ab einem V-Gehalt von 0,2 Gew.-% tritt keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit mehr durch Vanadium auf. Die alterungshemmende Wirkung von Vanadium ist bei V-Gehalten bis zu 0,009 Gew.-% besonders ausgeprägt, wobei sich ein maximaler Effekt ab einem bevorzugten V-Gehalt von 0,002 Gew.-% einstellt. Bei V-Gehalten größer 0,009 Gew. -% bilden sich vermehrt Vanadiumkarbide. Vanadiumkarbide können ab einem Vanadiumgehalt im Stahl von 0,009 Gew. % nicht bei Temperaturen von 860°C, welche zum Beispiel typisch für Glühtemperaturen in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage sind, aufgelöst werden. Der Vanadium-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist zum einen aus Kostengründen auf höchstens 0,1 Gew.-% beschränkt. Zum anderen bewirken höhere V-Gehalte keine wesentliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.
Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert.
Die vorstehenden Erläuterungen zu bevorzugten Stahlsubstraten gelten selbstverständlich ebenso für das Stahlsubstrat des, im nachfolgenden beschriebenen Blechformteil, sowie die Stahlsubstrate in den beschriebenen Herstellungsverfahren.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Überzug umfassend folgende Arbeitsschritte:

a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus einem Stahl besteht, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist;
b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1000 - 1400°C;
c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200°C;
d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalz-temperatur (T3) 750 - 1000°C beträgt;
e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel-temperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900°C;
i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800°C, bevorzugt 680 - 720°C beträgt;
j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Überzug mit einem ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 durch
1. i. Eintauchen in ein Schmelzbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800°C, bevorzugt 670 - 710°C und
2. ii. Abblasen des Stahlflachproduktes nach Austritt aus dem Schmelzbad mittels eines Gasstroms mit einem Fließdruck von 100 - 1000 mbar, bevorzugt 200-750 mbar;
k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer t_mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer t_nT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.

In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.
In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (T1) von 1000 - 1400°C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1000 - 1400°C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1000°C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400°C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000°C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200°C betragen.
In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt typischerweise unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000°C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750°C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000°C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000°C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.
Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700°C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500°C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen ΔdKW durch die Warmbanddicke d verstanden: $KWG = Δ dKW / d$
mit ΔdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme ΔdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen.
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650 - 900°C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650°C, bevorzugt mindestens 720°C. Glühtemperaturen oberhalb von 900°C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.
In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Eintauchtemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Vorkühltemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads abgestimmt. Die Eintauchtemperatur beträgt 600 - 800°C, bevorzugt mindestens 650°C, besonders bevorzugt mindestens 680°C, besonders bevorzugt höchstens 700°C. Bevorzugt beträgt die Eintauchtemperatur T6 maximal 750°C, insbesondere maximal 720°C. Für eine besonders homogene Grenzschichtausbildung ist es wichtig, dass genügend thermische Energie in der Grenzschicht zwischen Stahlsubstrat und Aluminiumschmelze vorliegt. Dies ist bei tieferen Temperaturen als 600°C nicht der Fall sodass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen kann. Ab den bevorzugten Eintauchtemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, sodass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Eintauchtemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s. Insbesondere weicht die Eintauchtemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzbades T7 um nicht mehr als 30K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10 K ab.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660 - 800°C, bevorzugt 670 -710°C auf. Insbesondere beträgt die Schmelzentemperatur T7 bevorzugt mindestens 670°C, insbesondere mindestens 680°C. Weiterhin beträgt die Schmelzentemperatur bevorzugt maximal 750°C, insbesondere maximal 730°C, bevorzugt maximal 710°C. Das Schmelzenbad enthält bevorzugt bis 15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0%, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionale weitere Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 7-12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
Nach Austritt aus dem Schmelzbad wird das Stahlflachprodukt mittels eines Gasstroms abgeblasen. Hierbei hat sich ein Gasstrom mit einem Fließdruck von 100 - 1000 mbar, bevorzugt 200 - 750 mbar, als besonders vorteilhaft erwiesen. Da sich die Viskosität der Schmelze und damit auch deren Anhaftung am Stahlflachprodukt in Abhängigkeit der Schmelzentemperatur T7 verändert, ist es erforderlich, den Fließdruck des Gasstroms geeignet anzupassen, so dass auf dem Stahlflachprodukt ein Überzug mit einem Auflagegewicht von 15-30 g/m^2 zurückbleibt. Es hat sich gezeigt, dass die Kombination einer Schmelzentemperatur T7 von 670-710°C mit einem Fließdruck von 200-750 mbar hierfür besonders gut geeignet ist.
Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer t_mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer t_nT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.
Dabei kann die erste Abkühldauer t_mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C (mittlerer Temperaturbereich mT) realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer t_mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C bleibt. In diesem Temperaturbereich liegt zum einen eine signifikante Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium vor und zum anderen ist die Diffusion von Aluminium in Stahl gehemmt, da die Temperatur unter der halben Schmelztemperatur von Stahl liegt. Dies ermöglicht eine Diffusion von Eisen in den Überzug ohne starke Diffusion von Aluminium in das Stahlsubstrat.
Die Diffusion von Eisen in den Überzug hat gleich mehrere Vorteile:
Zum einen wird das Aufschmelzen des Überzugs beim Austenitisieren vor dem Presshärten verzögert. Zum anderem kommt zu einer Homogenisierung der Wärmeausdehnungskoeffizienten von Überzug und Substrat. Das heißt der Übergangsbereich zwischen Wärmeausdehnungskoeffizient Substrat und Oberfläche wird breiter, was die thermischen Spannungen beim Wiederaufheizen reduziert.
Gleichzeitig hätte das Eindiffundieren von Aluminium in das Stahlsubstrat erhebliche Nachteile: Durch die sehr hohe Affinität von Aluminium zu Stickstoff kann ein hoher Aluminium-Gehalt dazu führen, dass sich Stickstoff aus feinen Ausscheidungen, wie Niobkarbonitriden oder Titankarbonitriden löst und sich stattdessen grobe Ausscheidungen, wie Aluminiumnitride, bevorzugt auf den Korngrenzen bilden. Diese würden die Crashperformance verschlechtern wie auch den Biegewinkel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Niob-haltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche wichtig für viele bevorzugte Eigenschaften sind. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perlit/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von Al in der Randschicht des Stahlsubstrats führen. Dies sollte ebenfalls zur Verbesserung der Crash- und Biegeperformance verhindert werden. Diese Nachteile des Eindiffundierens von Aluminium in das Stahlsubstrat werden durch Hemmung daher reduziert oder vermieden.
Durch die bevorzugte erste Abkühldauer t_mT (14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht soweit zu, dass sich dadurch die Aktivität von Aluminium im Überzug direkt an der Substratgrenze weiter verringert. Dies führt dann zu einer noch weiter verringerten Aluminiumaufnahme ins Substrat bei der Austenitisierung vor dem Presshärten mit den damit verbundenen oben beschriebenen Vorteilen.
Die zweite Abkühldauer t_nT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C (niedriger Temperaturbereich nT) kann ebenfalls realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C bleibt.
In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort, z.B. zu gelösten Nb-Atomen. Diese weiten durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter auf und vergrößern somit die Tetraeder und Oktaederlücken im Atomgitter, sodass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Dadurch ergeben sich Cluster von C und Nb, welche sich dann im Austenitisierungsschritt der Warmumformung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und zu einem verfeinerten Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge, sowie einer Reduktion des freien Wasserstoffgehalts führen.
Bei der bevorzugten Haltezeit von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisenkarbide (sogenannte Übergangskarbide), welche sich beim Austenitisieren wiederum sehr schnell auflösen und zu zusätzlichen Austenitkeimen und somit einem noch feineren Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge führen.
Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung des Verfahrens ist der Gasstrom ein Luftstrom, der bevorzugt eine Temperatur von Raumtemperatur bis 130°C, bevorzugt von 50-90°C, aufweist. Die genannten Temperaturbereiche haben sich als besonders zweckmäßig erwiesen, um die Oberflächentemperatur des Überzuges geeignet zu beeinflussen. Einerseits wird ein zu schnelles Erstarren der Oberfläche verhindert, so dass noch ausreichend Diffusion stattfinden kann. Andererseits wird die Oberfläche des Überzuges ein wenig heruntergekühlt um Anhaftung an nachfolgenden Rollen durch dünnflüssige Phasen des Überzuges zu verhindern.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung des Verfahrens beträgt die Taupunkttemperatur TP bei dem im Arbeitsschritt b) absolvierten Durcherwärmen 30 - 80°C, aufgrund der Flammen der zum Durchwärmen verwendeten Brenner.
Bei einer weiteren bevorzugten Weiterbildung des Verfahrens beträgt der Lambda-Wert einer Glühatmosphäre bei dem im Arbeitsschritt b) absolvierten Durcherwärmen 0,95 - 1,1.
Der Lambda-Wert (auch Verbrennungsluftverhältnis) beschreibt das Verhältnis der in den Durchlaufofen eingebrachten Massen von Luft zu Brennstoff.
Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil, insbesondere geformt aus einem zuvor beschriebenen Stahlflachprodukt, umfassend ein zuvor erläutertes Stahlsubstrat und einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Überzugs auf Aluminium-Basis. Dabei weist der Überzug ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 auf und besteht aus 1-15 Gew.-% Si, 15-35 Gew.-% Fe, 0,1 - 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die Zusammensetzung führt in Verbindung mit dem geringen Auflagengewicht zu einer erhöhten Oberflächenhärte, was sich bereits beim Warmumformen in einem geringeren Werkzeugverschleiß des Umformwerkzeuges bemerkbar macht.
Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt des Überzuges mindestens 6 Gew.-%, insbesondere mindestens 7,0 Gew.-%. Weiterhin bevorzugt beträgt der Si-Gehalt des Überzuges maximal 9 Gew.-%, bevorzugt maximal 8,0 Gew.-%. Unabhängig davon beträgt der Fe-Gehalt bevorzugt mindestens 20 Gew.-%, bevorzugt mindestens 23 Gew.-%, insbesondere mindestens 25 Gew.-%. Weiterhin beträgt der Fe-Gehalt maximal 30 Gew.-%, bevorzugt maximal 29 Gew.-%, insbesondere maximal 28,0 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen.
Bei einer speziellen Ausführungsform weist der Überzug des Blechformteils eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht auf, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt.
Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35-90 Gew.-% Fe, 0,1-10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Durch das weitere Eindiffundieren von Eisen in die Legierungsschicht sind die Anteile von Si und Mg entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades.
Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
Bevorzugt hat die Legierungsschicht des Blechformteils eine Dicke, die 60-95 % der Dicke des Überzuges entspricht, insbesondere 70-90% der Dicke des Überzuges.
Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Stahlbauteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Stahlbauteils aus bis zu 55 Gew.-% Fe, 0,4 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Der optionale Gehalt an Mg beträgt bevorzugt mehr als 0,1 Gew.-%.
Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10% variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20% weniger beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20% mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.
Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen mindestens eine 40% durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.
Unter "inselförmig" wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also "Inseln" eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlbauteil eine auf dem Überzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Überzuges.
Die Oxidschicht des Stahlbauteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide, insbesondere mehr als 70%, bevorzugt mehr als 80%) Alkali- und Erdalkalimetalloxide (bevorzugt Mg-Oxide) sind. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu den Oxiden der Alkali- und Erdalkalimetalle Hydroxide und / oder Aluminiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder den Alkali- und Erdalkalimetallen (bevorzugt Magnesium) in metallischer Form.
Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50nm, insbesondere von mindestens 100nm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4µm, insbesondere maximal 2µm.
Bei einer bevorzugten Variante des Blechformteils weist die die Al-Basisschicht eine Nanohärte von mindestens 1,3 GPa (Gigapascal), insbesondere mindestens 1,4 GPa auf. Zur Minimierung des Werkzeugsverschleiß sollte bevzorzugt auch eine maximale Nanohärte von 1,8 GPa nicht überschritten werden. Bevorzugt weist die Al-Basisschicht zusätzlich ein Eindringmodul von mindestens 79 GPa, bevorzugt mindestens 82 GPa, insbesondere mindestens 84 GPa auf. Bevorzugt beträgt das Eindringmodul maximal 105 GPa, inbesondere maximal 100 GPa.
Im Sinne dieser Anmeldung werden die Nanohärte und das Eindringmodul mit einem Nano-Indenter mit einer Berkovich-Pyramide als Prüfspritze bestimmt. Hierzu wird ein Querschliff angefertigt und anschließend die entsprechende Schicht indentiert. Für die weichere Al-Basisschicht wird die Messung mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 200µN durchgeführt. Für die härtere Legierungsschicht und den oberflächennahen Bereich des Stahlsubstrates wird die Messung mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 2000µN durchgeführt.
Bei einer bevorzugten Variante des Blechformteils weist die Legierungsschicht eine Nanohärte von mindestens 10,9 GPa, bevorzugt mindestens 11,0 GPa, insbesondere mindestens 11,5 GPa. Die maximale Nanohärte sollte bevorzugt 16 GPa nicht übersteigen. Bevorzugt weist die Legierungsschicht zusätzlich ein Eindringmodul von mindestens 175 GPa, bevorzugt mindestens 180 GPa, insbesondere mindestens 185 GPa auf. Bevorzugt beträgt das Eindringmodul maximal 250 GPa, inbesondere maximal 230 GPa.
Bei einer bevorzugten Variante des Blechformteils weist der oberflächennahe Bereich des Stahlsubstrates eine Nanohärte von mindestens 10,9 GPa, bevorzugt mindestens 11,0 GPa, insbesondere mindestens 12,0 GPa. Die maximale Nanohärte sollte 17 GPa, bevorzugt 16 GPa nicht übersteigen. Bevorzugt weist weist der oberflächennahe Bereich des Stahlsubstrates zusätzlich ein Eindringmodul von mindestens 205 GPa, bevorzugt mindestens 180 GPa, insbesondere mindestens 185 GPa auf. Bevorzugt beträgt das Eindringmodul maximal 280 GPa, inbesondere maximal 260 GPa.
Es hat sich gezeigt, dass die so eingestellten Werte der zwei Schichten und des oberflächennahen Bereichs des Stahlsubstrates besonders positive Auswirkungen auf das Umformverhalten im Umformwerkzeug haben. Im Umformwerkzeug sollte zum einen ein möglichst geringer abrasiver Verschleiß vorliegen, um das Werkzeug möglichst nicht zu beschädigen. Zum anderen sollte es nicht zu weich sein, um ein Ankleben am Umformwerkzeug zu vermeiden. Die oben genannten Werten haben sich dabei als ein guter Kompromiss herausgestellt.
Im Sinne dieser Anmeldung wird unter dem oberflächennahen Bereich des Stahlsubstrates der Streifen mit einer Dicke von 20µm, der direkt an die Legierungsschicht angrenzt. Mit anderen Worten meint der oberflächennahe Bereich des Stahlsubstrats die obersten 20µm des Stahlsubstrates.
Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90% Martensit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95%, besonders bevorzugt zumindest teilweise mehr als 99% auf. Unter teilweise aufweisen ist in diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die das genannte Gefüge aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben, die ein anderes Gefüge aufweisen. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder bereichsweise das genannte Gefüge auf.
Durch den hohen Martensitgehalt lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen erreichen.
Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil für ein Landfahrzeug, Seefahrzeug oder Luftfahrzeug. Besonders bevorzugt handelt es sich um ein Automobilteil, insbesondere um ein Karrosserieteil; Bevorzugt ist das Bauteil eine B-Säule, Längsträger, A-Säule, Schweller oder Querträger.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen erfindungsgemäßen Blechformteils werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen:

a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem zuvor erläuterten Stahlflachprodukt;
b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T_Einlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet;
c) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer t_Trans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt;
d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer t_WZ von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rwz auf die Zieltemperatur T_Ziel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
e) Entnehmen des auf Zieltemperatur abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.

Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit ein Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahlflachprodukt besteht, bereitgestellt (Arbeitsschritt a)), der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt wird, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Stahls überschritten ist und die Temperatur des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, bevorzugt AC1, beträgt. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30%, insbesondere mindestens 60%, des Volumens des Zuschnitts eine entsprechende Temperatur überschreiten. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug weist also mindestens 30% des Zuschnitts eine austenitisches Gefüge auf, d.h. die Umwandlung vom ferritischen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in das Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie angelassenem Bainit, angelassenem Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem niedrigeren Temperaturniveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile, die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur niedriger bleibt, entsteht im Zuge der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Martensit, so dass das Gefüge dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, in denen ein martensitisches Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils geformten Blechformteil gezielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, indem beispielsweise eine für den jeweiligen Verwendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine maximierte Festigkeit besitzen.
Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht werden, dass die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C liegt.
Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel $Ac 3 = (902 - 225 * % C + 19 * % Si - 11 * % Mn - 5 * % Cr + 13 * % Mo - 20 * % Ni + 55 * % V) ° C$
mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni =jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30°C auf 700°C zu verstehen .
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur T_Ofen von mindestens 850°C, bevorzugt mindestens 880°C, besonders bevorzugt mindestens 900°C, insbesondere mindestens 920°C, und maximal 1000°C, bevorzugt maximal 950°C, besonders bevorzugt maximal 930°C.
Bevorzugt beträgt der Taupunkt im Ofen mindestens -20°C, bevorzugt mindestens -15°C, insbesondere mindestens -5°C, bevorzugt mindestens 0°C, besonders bevorzugt mindestens 5°C und maximal +25°C, bevorzugt maximal + 20°C insbesondere maximal +15°C.
Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt b) stufenweise in Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650°C, bevorzugt mindestens 680°C, insbesondere mindestens 720°C. Maximal beträgt die Temperatur in der ersten Heizzone bevorzugt 900°C, insbesondere maximal 850°C. Weiterhin bevorzugt beträgt die maximale Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200°C, insbesondere maximal 1000°C, bevorzugt maximal 950°C, besonders bevorzugt maximal 930°C.
Die Gesamtzeit im Ofen t_Ofen, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) für Blechdicken von 1,5mm oder kleiner bevorzugt mindestens 1 Minute, bevorzugt mindestens 2 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei solchen Blechen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 10 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten, bevorzugt maximal 6 Minuten, besonders bevorzugt maximal 4 Minuten.
Bei Blechdicken von mehr als 1,5mm (insbesondere bis zu 5mm Blechdicke) beträgt die Gesamtzeit im Ofen t_Ofen insbesondere mindestens 1,5 Minuten, bevorzugt mindestens 2 Minuten, bevorzugt mindestens 3 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei solchen Blechen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 10 Minuten, bevorzugt maximal 8 Minuten, besonders bevorzugt maximal 6 Minuten.
Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Stahlbauteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100°C liegt, bevorzugt oberhalb von 600°C, insbesondere oberhalb von 650°C, besonders bevorzugt oberhalb von 700°C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der AC1-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900°C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
Das Werkzeug besitzt beim Einlegen des Zuschnitts typischerweise eine Temperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200°C, bevorzugt zwischen 20°C und 180°C, insbesondere zwischen 50°C und 150°C. Optional kann das Werkzeug in einer besonderen Ausführungsform zumindest bereichsweise auf eine Temperatur T_WZ von mindestens 200°C, insbesondere mindestens 300°C temperiert sein, um das Bauteil nur partiell zu härten. Weiterhin beträgt die Werkzeugtemperatur Twz bevorzugt maximal 600°C, insbesondere maximal 550°C. Es ist lediglich sicherzustellen, dass die Werkzeugtemperatur Twz unterhalb der gewünschten Zieltemperatur T_Ziel liegt. Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders bevorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s.
Die Zieltemperatur T_Ziel des Blechformteils liegt zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C, insbesondere unterhalb von 250°C, bevorzugt unterhalb von 200°C, besonders bevorzugt unterhalb von 180°C, insbesondere unterhalb von 150°C. Alternativ liegt die Zieltemperatur T_Ziel des Blechformteils besonders bevorzugt unter Ms-50°C, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindestens 20°C, besonders bevorzugt mindestens 50°C.
Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel $Ms [° C] = (\begin{array}{l} 490,85 - 302,6 % C - 30,6 % Mn - 16,6 % Ni - 8,9 % Cr + 2,4 % Mo - 11,3 \\ % Cu + 8,58 % Co + 7,4 % W - 14,5 % Si \end{array}) [° C/Gew .-%]$
zu berechnen, wobei auch hier mit C% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt, mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind.
Die AC1-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß den Formeln $AC 1 [° C] = (739 - 22 * % C - 7 * % Mn + 2 * % Si + 14 * % Cr + 13 * % Mo - 13 * % Ni + 20 * % V) [° C / Gew . - %]$
$AC 3 [° C] = (\begin{array}{l} 902 - 225 * % C + 19 * % Si - 11 * % Mn - 5 * % Cr + 13 * % Mo - 20 * % Ni \\ + 55 * % V \end{array}) [° C / Gew . - %]$
zu berechnen, wobei auch hiermit mit %C der C-Gehalt, mit %Si der Si-Gehalt mit %Mn der Mn-Gehalt mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt und mit +%V der Vanadium-Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 18-10)
Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die Zieltemperatur abgeschreckt. Die Abkühlrate im Werkzeuge rwz auf die Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 20 K/s, bevorzugt mindestens 30 K/s, insbesondere mindestens 50 K/s, in besonderer Ausführung mindestens 100 K/s.
Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100°C innerhalb einer Abkühldauer t_AB von 0,5 bis 600 s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 240 mm und Breite von 1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine Temperatur T1, die in Tabelle 5 angegeben ist, aufgeheizt. Beim Aufheizen lagen die Taupunkte und Lambda-Werte vor, wie in Tabelle 5 angegeben. Anschließend wurden die Brammen zwischen 30 und 450 min auf T1 gehalten, bis die Temperatur T1 im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur T1 aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 von 1100°C aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 4 mm und einer Endwalztemperatur T3 von 890°C ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei einer Haspeltemperaturen T4 von 580°C zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen unterzogen wurden bis sich die in Tabelle 4 angegebene Dicke ergab. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine Glühtemperatur T5 von 870°C erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf die in Tabelle 3 angegebene Eintauchtemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Eintauchtemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Bandgeschwindigkeit betrug dabei in allen Fällen 76 m/min. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 2 angegebenen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf abgeblasen, um die Auflagengewichte einzustellen. Hierfür wurde ein Luftstrom mit einem Fließdruck verwendet, der in Tabelle 3 angegeben ist. Die Temperatur des Luftstroms betrug in allen Fällen 70°C. Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 600°C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600°C und 450°C und zwischen 400°C und 300°C wurden die Bänder über die Abkühldauern TmT von 18s und TnT von 15s abgekühlt. Zwischen 450°C und 400°C und unterhalb von 220°C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 15 K/s abgekühlt.
In der Tabelle 6 ist zusammengestellt, welche Stahlsorte (siehe Tabelle 1) mit welcher Beschichtungsvariante (siehe Tabelle 2), welcher Erzeugungsvariante (siehe Tabelle 3), welcher Vorwärmvariante (siehe Tabelle 5) und welchen Abmessungen (siehe Tabelle 4) kombiniert wurde. Weiterhin ist in Tabelle 6 der Anteil an diffusiblem Wasserstoff im Stahlsubstrat des so erzeugten Stahlflachprodukts angegeben. Dieser Anteil ist in ppm angegeben. 1 ppm entspricht dabei einem Anteil von 0,0001 Gew.-%.
Bei der Erzeugungsvariante E4 und damit dem Versuch T5 handelt es sich um ein Referenzbeispiel, das nicht erfindungsgemäß ist.
Von den so erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1 - 9 in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rOfen von 6 K/s (im Temperaturbereich zwischen 30°C und 700°C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur T_Ofen von 920°C erwärmt worden. Die Gesamtzeit im Ofen, die ein Erwärmen und ein Halten umfasst, ist mit t_Ofen bezeichnet und in Tabelle 7 angegeben. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein auf Raumtemperatur RT erwärmtes Umformwerkzeug eingelegt worden. Beim Entnehmen aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer lag bei etwa 10s. Die Temperatur der Zuschnitte beim Einlegen in das Umformwerkzeug lag in allen Fällen oberhalb der jeweiligen AC1-Temperatur. Das Umformwerkzeug hatte eine Temperatur Twz von 60°C.lm Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden, wobei die Blechformteile im Werkzeug mit einer Abkühlgeschwindigkeit rwz von 50 K/s abgekühlt wurden. Abschließend sind die Proben auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die Abkühlung erfolgte dabei an ruhender Luft mit einer Abkühlrate von 7 K/s.
In Tabelle 7 sind zudem die Eigenschaften der so erhaltenen Blechformteile angegeben. Die Auflagengewichte betrugen bei allen erfindungsgemäßen Varianten zwischen 20,0 und 22,0 g/m^2.
Die chemische Analyse des Gesamtüberzugs ergab für die erfindungsgemäßen Versuche Si-Gehalte zwischen 7,5 und 8,0 Gew.-%, Fe-Gehalte zwischen 25 und 28 Gew.-% und Mg-Gehalte zwischen 0,19 und 0,21 Gew.-%. Im Vergleich hierzu weist das Referenzbeispiel T5 einen deutlich niedrigeren Fe-Anteil auf, aber dafür höhere Anteile von Si und Mg. Bezogen auf das höhere Auflagengewicht und damit die Schichtdicke ist die Diffusion von Fe in den Überzug beim Referenzbeispiel T5 deutlich weniger weit fortgeschritten, obwohl die Zeit im Ofen (tofen) deutlich verlängert wurde im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Beispielen. Das Referenzbeispiel T10 hat zwar ebenfalls ein geringeres Auflagengewicht von 20,3 g/m^2, allerdings keine Alkali- oder Erdalkalimetalle im Überzug. Deutlich sind die daraufhin niedrigeren Härtewerte in der Beschichtung erkennbar.
Neben der chemischen Analyse wurde der Überzug auch im Querschliff analysiert. Alle Versuche zeigten dabei einen Aufbau mit einer Al-Basisschicht und einer Legierungsschicht, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt.
Die erzeugten Schliffe wurden weiterhin gezielt auf ihre Härte untersucht. Hierzu wurden die Al-Basisschicht, die Legierungsschicht und der oberflächennahe Substratbereich separat beprobt. Bei der Untersuchung wurde mit einem Nano-Indenter die Nanohärte und das Eindringmodul bestimmt. Hierbei wurde eine Berkovich-Pyramide als Prüfspritze verwendet. Für die weichere Al-Basisschicht wurde die Messung mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 200µN durchgeführt. Für die härte Legierungsschicht und den oberflächennahen Bereich des Stahlsubstrates wurde die Messung mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 2000µN durchgeführt. Deutlich ist zu erkennen, dass sich in allen drei Bereichen bei den erfindungsgemäßen Proben härtere Strukturen eingestellt haben als beim Referenzbeispiel.

Anhand der Querschliffe wurde zudem das Gefüge des Stahlsubtrates ermittelt. Es zeigte sich in allen Fällen ein Martensitanteil von mehr als 95 Flächen-%.

Tabelle 1 (Stahlsorten)

Stahl	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Ti	B
S1	0,21	0,25	1,12	0,015	0,002	0,03	-	0,02	0,003
S2	0,34	0,24	1,20	0,011	0,001	0,025	-	0,04	0,004
S3	0,37	0,30	1,25	0,005	0,001	0,04	-	0,03	0,003
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;

Tabelle 2 (Beschichtungsvariante)

Beschichtungvariante	Schmelzenanalyse
Beschichtungvariante	Si	Mg	Fe	Sonstige	Al
B1	9,6	0,23	3,2	<1%	Rest
B2	9,6	0,25	3,1	<1%	Rest
B3	9,7	0,3	2,9	<1 %	Rest
B4	9,3	-	3,3	<1%	Rest

Tabelle 3 (Erzeugungsparameter Beschichtung)

Erzeugungsvariante	T6 [°C]	T7 [°C]	Fließdruck [mbar]	Geschwindigkeit [m/min]
E1	701	685	200	76
E2	713	689	250	76
E3	690	676	300	76
E4	670	680	45	76

Tabelle 4 (Abmessungen)

Abmessungsvariante	Dicke [mm]	Breite [mm]	Länge [m]
A1	0,80	1250	2230
A2	1,50	1250	1600
A3	2,85	1250	1600

Tabelle 5 (Vorwärmparameter)

Vorwärmvariante	T1 [°C]	Lambda	Taupunkt [°C]
V1	1100	1,05	60
V2	1250	0,98	60
V3	1150	1,08	60
V4	1000	1,15	60

Tabelle 6 (Übersicht Versuche)

Versuch Nr.	Stahlsorte	Beschichtungsvariante	Vorwärmvariante	Erzeugungsvariante	Abmessungsvariante	Hdiff [ppm]
T1	S1	B1	V1	E1	A2	0,12
T2	S2	B2	V1	E2	A1	0,12
T3	S3	B3	V2	E3	A3	0,12
T4	S1	B1	V3	E2	A2	0,11
T5*	S2	B2	V1	E4	A2	0,08
T6	S2	B1	V4	E2	A2	0,13
T7	S2	B3	V1	E3	A2	0,11
T8	S3	B1	V2	E1	A2	0,12
T9	S3	B1	V3	E3	A2	0,12
T10	S1	B4	V1	E2	A2	0,14

* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele

Claims

Stahlflachprodukt zur Herstellung eines Blechbauteils durch Warmumformen, aufweisend
a) ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht und

b) einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Überzugs auf Aluminium-Basis,
dadurch gekennzeichnet, dass der Überzug ein Auflagengewichtvon 15-30 g/m^2 aufweist und eine Al-Basisschicht aufweist, die aus 1,0 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 - 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Überzug eine Legierungsschicht aufweist, die auf dem Stahlsubstrat aufliegt und auf der die Al-Basisschicht angeordnet ist, wobei die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg umfasst.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht in der Al-Basisschicht mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfasst.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlsubstrat einen Anteil an diffusiblem Wasserstoff H_diff von maximal 0,15 ppm Gew.-% aufweist.
Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Überzug umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus einem Stahl besteht, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist;

b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1000 - 1400°C;

c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200°C;

d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalz-temperatur (T3) 750 - 1000°C beträgt;

e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel-Temperatur (T4) höchstens 700°C beträgt;

f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;

g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;

h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900°C;

i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800°C, bevorzugt 680 - 720°C beträgt;

j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Überzug mit einem ein Auflagengewicht von 15-30 g/m^2 durch
i. Eintauchen in ein Schmelzbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800°C, bevorzugt 670 - 710°C;

ii. Abblasen des Stahlflachproduktes nach Austritt aus dem Schmelzbad mittels eines Gasstroms mit einem Fließdruck von 100 - 1000 mbar, bevorzugt 200-750 mbar;

k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer t_mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer t_nT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;

l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelzbad den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Überzug in flüssiger Form enthält, welche aus bis 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, 0,1 -5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Gasstrom ein Luftstrom ist, der bevorzugt eine Temperatur von Raumtemperatur bis 130°C, bevorzugt von 50 - 90°C, aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass bei dem im Arbeitsschritt b) absolvierten Durcherwärmen die Taupunkttemperatur TP 30 - 80°C beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass bei dem im Arbeitsschritt b) absolvierten Durcherwärmen der Lambda-Wert einer Glühatmosphäre 0,95 - 1,1 beträgt.
Blechformteil, insbesondere geformt aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 6, aufweisend
a) ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht und

b) einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Überzugs auf Aluminium-Basis,
dadurch gekennzeichnet, dass der Überzug ein Auflagengewichtvon 15-30 g/m^2 aufweist und aus 1-15 Gew.-% Si, 15-35 Gew.-% Fe, 0,1 - 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Blechformteil nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass der Überzug eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht aufweist, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt.
Blechformteil nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Al-Basisschicht eine Nanohärte von mindestens 1,3 GPa aufweist und/oder die Al-Basisschicht ein Eindringmodul von mindestens 79 GPa aufweist und/oder die Legierungsschicht eine Nanohärte von mindestens 10,9 GPa aufweist und/oder die Legierungsschicht ein Eindringmodul von mindestens 175 GPa aufweist und/oder der oberflächennahe Bereich des Stahlsubstrates eine Nanohärte von mindestens 10,9 GPa aufweist und/oder der oberflächennahe Bereich des Stahlsubstrates ein Eindringmodul von mindestens 205 GPa aufweist.
Blechformteil nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit, bevorzugt mehr zumindest teilweise mehr als 90% Martensit, aufweist.
Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 5;

b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T_Einlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet;

c) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer t_Trans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt;

d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer twz von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rwz auf die Zieltemperatur T_Ziel abgekühlt und optional dort gehalten wird;

e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur T_Ziel abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
Verfahren nach Anspruch 15, wobei die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 16, wobei die Zieltemperatur T_Ziel des Blechformteils zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C liegt.