EP4438757A1 - Schmelztauchbeschichtetes und phosphatiertes stahlflachprodukt für die warmumformung - Google Patents

Schmelztauchbeschichtetes und phosphatiertes stahlflachprodukt für die warmumformung Download PDF

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EP4438757A1
EP4438757A1 EP23164640.7A EP23164640A EP4438757A1 EP 4438757 A1 EP4438757 A1 EP 4438757A1 EP 23164640 A EP23164640 A EP 23164640A EP 4438757 A1 EP4438757 A1 EP 4438757A1
Authority
EP
European Patent Office
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flat steel
hot
steel product
optional
sheet metal
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
EP23164640.7A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Maria KÖYER
Fabian JUNGE
Robin Dohr
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
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Priority to PCT/EP2024/057403 priority patent/WO2024200152A1/de
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Pending legal-status Critical Current

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    • C23C22/06—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6
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    • C23C22/36—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6 containing fluorides or complex fluorides containing also phosphates
    • C23C22/362—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6 containing fluorides or complex fluorides containing also phosphates containing also zinc cations
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    • C23C22/73—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals characterised by the process
    • C23C22/74—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals characterised by the process for obtaining burned-in conversion coatings

Definitions

  • the invention relates to a phosphated flat steel product with an aluminum-based anti-corrosion coating and its production, as well as a component which is produced from the flat steel product by means of hot forming and a method for producing such a component.
  • a flat steel product or a “sheet metal product” below, we mean both rolled products such as steel strips or sheets and “sheet metal blanks” (also called blanks) that are cut from the rolled products.
  • sheet metal blanks also mean parts of a rolled product that have undergone further processing that does not involve hot forming, e.g. punching, etc.
  • Sheet metal parts or “sheet metal components” of the type according to the invention are made from such sheet metal blanks by means of hot forming, whereby the terms “sheet metal part” and “sheet metal component” are used synonymously here.
  • phase contents in phases are determined using scanning electron microscopy (SEM) and energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). The information is also given in "wt. %".
  • SEM scanning electron microscopy
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the information is also given in "wt. %”.
  • the Si-rich phases are determined in the cross-section of the anti-corrosive coating by determining the silicon content using point or area scans.
  • To determine the continuity of a phase layer at least 3 light microscopic and/or SEM images are evaluated.
  • the image section selected for the light microscopic and/or SEM images is chosen so that at least the entire metallic coating from the surface to the steel substrate can be seen. To do this, the proportion of the phase parallel to the surface and parallel to the cross-section surface is measured on a SEM image.
  • phase continuity a straight line parallel to the surface is placed on the SEM image.
  • the ratio of the total length of the straight line within the phase to the total length of the straight line is determined.
  • the straight line parallel to the surface is placed in such a way that the maximum value of the ratio is obtained. This maximum value of the ratio is called the phase continuity.
  • the martensite start temperature and the AC1 and AC3 temperatures are defined below.
  • C% is the C content
  • %Mn is the Mn content
  • %Mo is the Mo content
  • %Cr is the Cr content
  • %Ni is the Ni content
  • %Cu is the Cu content
  • %Co is the Co content
  • %W is the W content
  • %Si is the Si content of the respective steel in wt.%.
  • %C is the C content
  • %Si is the Si content
  • %Mn is the Mn content
  • %Cr is the Cr content
  • %Mo is the Mo content
  • %Ni is the Ni content
  • +%V is the vanadium content of the respective steel ( Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10 )
  • the degree of coverage specified below is determined using a scanning electron microscope (SEM). For this purpose, a SEM image of 1x1 mm in size is taken from the surface at at least 5 different positions. Areas without phosphate crystals that have a diameter of >10 ⁇ m are considered unoccupied. All other areas are defined as covered. The degree of coverage is defined as (unoccupied area) / (occupied area) and is given in % and is to be determined as the average of the 5 positions.
  • SEM scanning electron microscope
  • the reflection coefficient R in the infrared range is understood to mean the wave number range from 667 - 10000 cm -1 . This corresponds to the wavelength range from 1 - 15 ⁇ m.
  • the reflection coefficient R in the infrared range is determined in the sense of this application by using a black body radiator as a reference.
  • the spectral radiation power i ⁇ ( T ) of the black body radiator at the temperature T is multiplied by the measured spectral reflectivity ⁇ ⁇ and integrated over the wavelength range. This integral is standardized to the spectral radiation power integrated over the same wavelength range. The following therefore applies:
  • R ⁇ T ⁇ ⁇ 1 ⁇ 2 ⁇ ⁇ ⁇ i ⁇ T d ⁇ ⁇ ⁇ 1 ⁇ 2 i ⁇ T d ⁇
  • components made of high-strength steel are used in the areas of the body that can be exposed to particularly high loads in the event of a crash.
  • hot forming also known as hot press hardening
  • steel blanks also known as sheet metal blanks
  • forming steel blanks that are previously cut from cold or hot rolled steel strip are heated to a forming temperature that is generally above the austenitizing temperature of the respective steel and are placed in the heated state in the tool of a forming press.
  • the sheet metal blank or the component formed from it undergoes rapid cooling due to contact with the cool tool.
  • the cooling rates are set so that a hardened structure (ie martensitic structure) is produced in the component.
  • WO 2015/036151 A1 discloses a method for producing a steel component provided with a metallic coating protecting against corrosion and a corresponding steel component.
  • the method according to this document comprises coating a flat steel product with an alloy of aluminum, zinc, magnesium and optionally silicon and iron, cutting a blank from the flat steel product, heating the blank and forming the blank to obtain the desired steel component.
  • Phosphating flat steel products and components is known from the state of the art. Phosphating is applied for additional corrosion protection and also changes the adhesion of the surface, which can affect the paintability, for example.
  • This phosphating can be applied not only directly to the flat steel product, but also to other corrosion protection coatings.
  • Schneider et al. ASC Appl. Mater Interfaces 2013, pp.4224-4232 ) phosphated, for example, flat steel products that were first coated with an anti-corrosive coating containing aluminum/silicon. The phosphate crystals grow on the Si-rich phases of the anti-corrosive coating.
  • the conditions chosen by Schneider et al. did not allow the surface to be completely covered with phosphate crystals.
  • the flat steel product is not hot-formed.
  • Phosphate compounds on anti-corrosive coatings containing aluminum/silicon are known. It has been found that the phosphate compounds can lead to an increased heating rate to preform temperature. However, the heating times for anti-corrosive coatings containing aluminum/silicon are only reduced by 30%.
  • hot-formed components for automotive construction are also phosphated. The phosphating step takes place after hot forming. However, with conventional anti-corrosive coatings made of aluminum and silicon, an aluminum oxide layer forms during hot forming. Due to the high temperatures during hot forming, a thick aluminum oxide layer is formed. During the subsequent phosphating step, the typical process parameters during phosphating are not sufficient to break up the oxide layer, meaning that the conversion process cannot be started. As a result, only a small proportion of the surface of the component can be phosphated. This has a negative impact on the visual appearance before and after corrosion, the roughness of the surface and the paintability.
  • the object of the present invention is therefore to provide a flat steel product for hot forming, with which a complete phosphating of the surface of the component can be achieved and an increased heating rate, preferably ⁇ 40%, to the deformation temperature during hot forming can be ensured.
  • the problem is solved with a flat steel product that is provided with an aluminum-based anti-corrosion coating, consisting of an alloy layer and an Al base layer, and has a reflectance in the infrared range of ⁇ 0.65.
  • the low reflectance leads to an increased heating rate, preferably ⁇ 40%, during hot forming, since the radiant heat inside the furnace is emitted essentially in the infrared range during the hot forming step.
  • a hot-formed component with complete phosphating can be produced from the flat steel product according to the invention. This cannot be achieved in a sole phosphating step after hot forming because of the aluminum oxide layer then formed on the surface.
  • the invention relates to a phosphated flat steel product comprising a steel substrate and a corrosion protection coating, wherein the steel substrate contains, in addition to iron and unavoidable impurities from C: 0.04% - 0.45%, Mn: 0.5% - 2.6%, Si: 0.02% - 1.2%, Al: 0.02 - 1.0%, P: ⁇ 0.05%, S: ⁇ 0.02%, and optionally one or more of the following elements with the contents: Ti: 0.01% - 0.08%, Nb: 0.02% - 0.08%, B: 0.001% - 0.005%, Cr: 0.08% up to 1.0%, Mo: ⁇ 0.5%, Ni: ⁇ 0.5%, Cu: ⁇ 0.2%, V: ⁇ 0.1%, and wherein the anti-corrosive coating is aluminium-based and comprises an alloy layer and an Al base layer, characterized in that the reflectance R in the infrared range is ⁇ 0.65, preferably ⁇ 0.55, in particular ⁇ 0.40, particularly preferably ⁇
  • the adjustment of the alloying elements ensures the processability, coatability and final properties.
  • the explanations of the steel substrate apply both to the phosphated flat steel product and to the corresponding manufacturing process as well as to the component and the manufacturing process of the component.
  • Carbon is contained in the steel according to the invention at a level of at least 0.04% and contributes to the hardenability of the steel by delaying the formation of ferrite and bainite as well as the formation of residual austenite in the structure.
  • a proportion of at least 0.07%, particularly preferably at least 0.10% has proven to be advantageous. Too high a carbon content can lead to the welding properties of the flat steel product deteriorating, so the carbon content is limited according to the invention to 0.45%, preferably to 0.4% and particularly preferably to 0.25%.
  • manganese By adding manganese ("Mn”), the formation of ferrite and bainite in the flat steel product is delayed. In order to obtain the lowest possible proportion of ferrite and bainite during cooling after hot forming, an addition of 0.5% has proven to be advantageous. In a preferred variant, a manganese content of at least 0.8%, particularly preferably at least 1.0%, can be added to the flat steel product. If the manganese content is too high, the processability deteriorates. of the steel, therefore the manganese content is limited to 2.6%. In particular, to improve the welding properties, the manganese content should be limited to preferably 1.6% and particularly preferably to 1.30%.
  • Silicon leads to solid solution strengthening in the hot-formed product and thus to a further increase in hardenability.
  • a proportion of at least 0.02% according to the invention has proven to be suitable for this purpose.
  • a proportion of at least 0.06% and particularly preferably at least 0.35% has proven to be particularly advantageous for adjusting hardenability. Too high a silicon content in the flat steel product can have a detrimental effect on coatability. Therefore, according to the invention, the silicon content is limited to 1.2%, preferably 1.1%, particularly preferably 0.9%.
  • Aluminium "Al” can be added to the steel as a deoxidising agent. For this purpose, at least 0.02% and preferably at least 0.03% aluminium is added to the steel. However, too high an aluminium content can increase the AC3 temperature and thus make hot forming more difficult. It has therefore proven advantageous to limit the aluminium content to 1.0, preferably 0.5% and particularly preferably 0.1%.
  • Phosphorus (“P”) and sulphur (“S”) are impurities in flat steel products that are caused by iron ore.
  • the aim is to keep the contents as low as possible, since mechanical properties can be negatively affected by too high a content.
  • the phosphorus content in the present invention is limited to 0.05%, preferably to 0.03%.
  • the sulphur content should be at most 0.02%.
  • unavoidable impurities In addition to contamination by sulfur and phosphorus, other elements can also occur as impurities in the flat steel product. These other elements are summarized as "unavoidable impurities".
  • the content of these unavoidable impurities is preferably a maximum of 0.2% in total and particularly preferably 0.1%.
  • contents below the respective lower limit can also occur as impurities in the flat steel product. In this case, they are also counted as "unavoidable impurities".
  • titanium, niobium, boron, chromium, molybdenum, nickel, copper and vanadium can optionally be alloyed into the steel of the flat steel product according to the invention, either individually or in combination.
  • titanium “Ti” can lead to improved grain refinement.
  • An optional addition of at least 0.01% can help to achieve this.
  • the titanium content should be limited to 0.08%, as excessive titanium contents negatively affect cold rollability and recrystallizability.
  • Niobium "Nb” influences grain refinement during austenitization in the hot forming process. For this purpose, it has been found to be advantageous to add at least 0.02% Nb to the steel according to the invention. However, niobium leads to impaired recrystallization. Therefore, the maximum niobium content is 0.08%, preferably 0.06%.
  • Boron "B” is added to improve the hardenability of the flat steel product. This effect occurs at a boron content of at least 0.001%, preferably at least 0.002%. If the boron content is too high, boron nitrides or boron carbides can form, so the boron content is limited to a maximum of 0.005%, preferably 0.004%.
  • Chromium "Cr” is added to the steel to enable complete martensite formation at low cooling rates by suppressing the formation of ferrite and pearlite.
  • the positive effect of chromium can be used at contents of at least 0.08%, preferably at least 0.18%. However, if the chromium content is too high, the coatability of the steel is negatively affected. Therefore, the maximum chromium content is limited to 1.0%, preferably 0.5%.
  • Molybdenum "Mo” can optionally also be used to suppress the formation of ferrite, as molybdenum slows down the phase transformation through carbide formation at the grain boundaries and reduces the nucleation rate of ferrite by lowering the grain boundary energy. The effect is particularly noticeable at a content of at least 0.002%. Due to the high cost of the element molybdenum, the maximum content should be limited to 0.5%.
  • Nickel “Ni” can optionally be added to the steel.
  • the optional addition of at least 0.01% nickel leads to a reduction in the Ac3 temperature and helps the formation of bainite and ferrite.
  • the maximum nickel content should be limited to 0.5%, especially 0.20%.
  • Copper “Cu” can optionally be added to the alloy with a content of at least 0.01% in order to increase hardenability.
  • the maximum Cu content should be limited to 0.2%, preferably 0.1%, as the hot rolling properties deteriorate if the copper content is too high.
  • Vanadium “V” can optionally be added to the alloy with a minimum of 0.001%.
  • the maximum vanadium content is limited to 0.1% for cost reasons.
  • the flat steel product is provided with an anti-corrosion coating which is aluminum-based and has an alloy layer and an Al-base layer.
  • Such a corrosion protection coating is preferably produced by hot-dip coating the flat steel product.
  • the flat steel product is passed through a liquid melt which consists of at least 3%, preferably at least 7%, particularly preferably at least 12% and a maximum of 15%, preferably a maximum of 12% silicon (Si), as well as up to 4.0% iron (Fe), preferably 1 - 3.5% Fe, particularly preferably 2 - 3.5% Fe, preferably 0.2 - 0.7% magnesium, and optionally up to 15% zinc (Zn), preferably up to 10% Zn and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0%, and the remainder being aluminum.
  • a liquid melt which consists of at least 3%, preferably at least 7%, particularly preferably at least 12% and a maximum of 15%, preferably a maximum of 12% silicon (Si), as well as up to 4.0% iron (Fe), preferably 1 - 3.5% Fe, particularly preferably 2 - 3.5% Fe, preferably 0.2 - 0.7% magnesium, and optional
  • the thickness of the anti-corrosive coating applied to the flat steel product is typically 10 - 40 ⁇ m per side.
  • the coating weight is typically 30 - 100 g/m 2 , preferably 40 - 80 g/m 2 per side.
  • the phosphated flat steel product according to the invention is characterized in that the alloy layer consists of Fe: 35% - 90%, Si: 0.1% - 10%, optional up to 0.5% Mg and optional additional components, the total content of which is limited to a maximum of 2.0%, and the remainder being aluminium and the Al base layer made of Si: 1.0 - 15%, and optional Fe: 1 - 4 %, Mg: up to 0.7%, Zn: up to 15% and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 %, and the remainder being aluminium.
  • the alloy layer consists of Fe: 35% - 90%, Si: 0.1% - 10%, optional up to 0.5% Mg and optional additional components, the total content of which is limited to a maximum of 2.0%, and the remainder being aluminium and the Al base layer made of Si: 1.0 - 15%, and optional Fe: 1 - 4 %, Mg: up to 0.7%, Zn: up to 15% and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of
  • the alloy layer has one boundary layer to the steel substrate and the other boundary layer to the Al base layer. Due to the diffusion of iron into the coating, iron is enriched in the alloy layer.
  • the alloy layer preferably consists of at least 35% iron.
  • the maximum content of iron in the alloy layer is preferably 90%, particularly preferably 55%.
  • the silicon content in the alloy layer is preferably at least 0.1% and in particular a maximum of 10%.
  • the alloy layer can contain magnesium.
  • the magnesium content should be limited to 0.5%.
  • a magnesium content of at least 0.1% has proven to be particularly advantageous.
  • the alloy layer optionally consists of other components, the content of which is limited to a maximum of 2.0% and the remainder being aluminum.
  • the optional other components include in particular the optional components of the melt, e.g. zinc.
  • the Al base layer is directly adjacent to the alloy layer.
  • the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt.
  • diffusion processes can lead to different contents.
  • the silicon content in the Al base layer is at least 1.0%, preferably 7.0%, particularly preferably 9.0% and the maximum silicon content is 15%, preferably 12%, particularly preferably 10%.
  • the proportion of iron in the Al base layer can be 1%, preferably 2%.
  • the maximum proportion of iron should be limited to 4%, particularly preferably 3.5%.
  • magnesium can be present in the Al base layer in proportions of up to 0.7%, preferably 0.4%.
  • the minimum proportion of magnesium in the Al base layer is 0.2%.
  • the Al base layer can contain zinc with a maximum proportion of 15%, optionally other components whose total contents are limited to a maximum of 2.0% and the remainder aluminum.
  • the flat steel product is phosphated.
  • Commercial phosphating solutions such as Gardobond 26 T with the additive H7255 are used as the phosphating solution.
  • the phosphating solutions contain zinc, nickel, manganese, phosphoric acid and fluorides.
  • the phosphated flat steel product is characterized in that the degree of coverage with metal phosphates on the surface of the flat steel product is at least 10%, preferably 25%, particularly preferably 30%.
  • the degree of coverage is at least 72%, preferably 80%, particularly preferably 85%.
  • the degree of coverage can be limited to a maximum of 90%, preferably 79%, particularly preferably 72%, if the flat steel product is a rolled product during the application of the phosphating solution.
  • the high degree of coverage promotes homogeneous heating of the flat steel product to the forming temperature. With a lower degree of coverage, local differences in temperature can occur for a short time during heating, as the local reflectivity in areas not covered with metal phosphates is lower than in areas covered with metal phosphates. In addition, a high degree of coverage on the flat steel product ensures that the hot-formed component is later completely phosphated.
  • the pH of the phosphating solution is at least 2.0, preferably 2.5, particularly preferably 2.8, and at most 3.5, preferably 3.4, particularly preferably 3.3, in particular 3.2. If the pH is too low, a continuous phosphating layer cannot be formed because the pH change on the surface is not sufficient for crystallization to occur. If the pH is too high, the solution is not stable and metal phosphates precipitate and no continuous layer is formed. This can lead to a pickling attack on the surface.
  • the zinc concentration in the phosphating solution is at least 1 g/l.
  • the maximum zinc concentration is 15 g/l.
  • the nickel concentration is at least 0.5 g/l and a maximum of 10 g/l in the phosphating solution.
  • the zinc concentration and/or the nickel concentration can be increased by adding water-soluble salts, so that the sum of the zinc concentration and the nickel concentration in the phosphating solution is at least 2.4 g/l, preferably at least 7.5 g/l, particularly preferably at least 7.8 g/l.
  • the nickel concentration in the phosphating solution after the optional addition is at least 4 g/l, preferably 5 g/l, particularly preferably at least 6 g/l.
  • the increased zinc concentration and/or nickel concentration means that the zinc phosphate coating weight (or nickel phosphate coating weight) increases by at least 100% for the same phosphating time. Conversely, shorter phosphating times are required to obtain a closed phosphating layer, which enables a higher throughput during phosphating.
  • Fluorides are contained in the phosphating solution at a level of at least 0.5 g/l F-.
  • the fluoride concentration is at least 1.25 g/l F-, preferably 1.66 g/l F-, which leads to an increase in the layer weight of at least 100% compared to phosphating with lower fluoride concentrations.
  • the fluoride content in the present invention is a maximum of 3.8 g/l F-, preferably 3 g/l F-, particularly preferably 2.7 g/l F-.
  • the phosphating solution can contain oxidizing agents such as dimethyl sulfoxide or nitrates.
  • the nitrate concentration is at least 3 g/l, preferably at least 10 g/l, particularly preferably at least 12 g/l.
  • polyethylene glycol can be added to the phosphating solution as an additive. If it is added so that a concentration of at least 0.05 g/l, in particular 0.1 g/l is achieved, the layer weight also increases for the same phosphating time. The concentration should be limited to 5 g/l, in particular 1 g/l, since too high a concentration has negative properties on the phosphating quality.
  • copper can be added to the phosphating solution.
  • the copper can be added in the form of water-soluble copper salts, in particular copper carbonate and/or copper nitrate.
  • the copper concentration in the phosphating solution is then at least 0.01 g/l, preferably 0.05 g/l. It is known from the prior art that there are areas on AS surfaces that have the Si-rich phases close to the surface. In these areas, the Si-rich phases act as crystallization sites, since the Si-rich phases function as so-called microcathodes. By adding copper, the copper particles can also act as additional microcathodes. These additional microcathodes are now also located between the areas with the Si-rich phases on the surface.
  • the addition of copper should be limited to a maximum concentration of 0.5 g/l, since at higher concentrations the Cu deposition prevents effective phosphate deposition. In particular, the addition of copper should also be limited to a maximum of 0.1 g/l for resource reasons.
  • the flat steel product according to the invention has a reflectance R in the infrared range ⁇ 0.65, preferably ⁇ 0.55, in particular ⁇ 0.40, preferably ⁇ 0.35.
  • the degree of reflection is adjusted during the production of the flat steel product.
  • a steel substrate according to the invention with the specified alloy is provided.
  • the steel substrate is manufactured using conventional methods.
  • One possible embodiment is the following: First, a slab or thin slab is provided, which can be produced by means of continuous slab casting or thin slab casting. This slab or thin slab is heated through, optionally pre-rolled, hot rolled and optionally coiled. The steel substrate is then descaled, optionally cold rolled and optionally annealed.
  • step b) the steel substrate is hot-dip coated with a corrosion protection coating.
  • the hot-dip coating preferably takes place in a continuous process.
  • step c) the flat steel product is skin-passed to improve the surface roughness.
  • skin-pass degrees of up to 3%, preferably up to 2%, are achieved.
  • step d the flat steel product is optionally cleaned. Whether this step is necessary depends on the cleanliness of the strip and the skin-pass agents used. In a special embodiment, cleaning can be carried out with a solution that contains sodium hydroxide and water as its main components.
  • the flat steel product can optionally be activated.
  • the activation solution results in more nucleation nuclei being present on the surface for later phosphating.
  • the activation solution preferably consists of zinc phosphates, as a higher zinc phosphate coating can then be achieved after the subsequent phosphating, compared with activations from other phosphate compounds, such as titanyl phosphates.
  • Commercially available activation solutions can be used, such as the activations ZL 6 or V6513, in particular V6559 from Chemetall.
  • the activation concentration used is at least 1 g/l, in particular at least 3 g/l, in order to apply sufficient nucleation nuclei to the surface. No significant improvement was found above a concentration of 10 g/l, so the activation concentration is limited to 10 g/l. In order to save further resources, the activation bath concentration is in particular a maximum of 5 g/l.
  • step f) the flat steel product is phosphated with a phosphating solution, in particular with one of the phosphating solutions previously described as advantageous.
  • step g) the flat steel product is optionally cleaned with alkali.
  • the flat steel product can be rinsed. This cleaning step can serve to reduce the fluoride content on the surface. The reduction may be desired in order to prevent the formation of a toxic HF atmosphere during hot forming.
  • step h the flat steel product is optionally oiled.
  • the previously described flat steel product is provided in step a). If the flat steel product is If it is a rolled product, it can optionally be divided into sheet metal blanks in step b) and optionally undergo further processing that does not involve hot forming, e.g. punching, etc. If the flat steel product in step a) already consists of sheet metal blanks, step b) is not necessary.
  • the flat steel product provided in step a) is heated at least partially to AC3 temperature in step c).
  • the temperature T Einlg of the blank when placed in a forming tool intended for hot press forming (step d)) must at least partially be a temperature above Ms+100 °C.
  • partially exceeding a temperature is understood to mean that at least 30%, in particular at least 60%, of the volume of the blank exceeds a corresponding temperature.
  • at least 30% of the blank therefore has an austenitic structure, i.e.
  • the conversion from the ferritic to the austenitic structure does not have to be complete when placed in the forming tool. Rather, up to 70% of the volume of the blank when placed in the forming tool can consist of other structural components, such as tempered bainite, tempered martensite and/or non- or partially recrystallized ferrite. For this purpose, certain areas of the blank can be kept at a lower temperature level than others during heating. To do this, the heat supply can be directed only at certain sections of the blank, or the parts that are to be heated less can be shielded from the heat supply.
  • Maximum strength properties of the resulting sheet metal part can be achieved by ensuring that the temperature reached at least partially in the sheet metal blank is between AC3 and 1000 °C, preferably between 850 °C and 950 °C.
  • An optimally uniform distribution of properties can be achieved by completely heating the blank in step c).
  • the average heating rate r furnace of the sheet metal blank during heating in step c) is at least 5 K/s, preferably at least 11 K/s, in particular at least 15 K/s.
  • the average heating rate r furnace is to be understood as the average heating rate from 30 °C to 700 °C.
  • the heating rate is particularly dependent on the sheet thickness. Therefore, in a preferred embodiment, the product of heating rate and sheet thickness in the temperature range 30 °C to 700 °C is greater than or equal to 12 (K*mm)/s, preferably greater than or equal to 15 (K*mm)/s, particularly preferably greater than or equal to 18 (K*mm)/s.
  • the average heating rate in the temperature range 500 °C to 750 °C is lower than the average heating rate in the temperature range 30 °C to 700 °C.
  • the average heating rate in the range 500 °C to 750 °C is ⁇ 7 K/s, preferably ⁇ 9 K/s, particularly preferably ⁇ 10 K/s.
  • the product of the average heating rate and sheet thickness increases compared to a non-phosphated steel substrate.
  • the layer with metal phosphates changes the reflectivity of the surface.
  • the improvement in the heating rate compared to a non-phosphated steel sheet is at least 40%, preferably 60%, particularly preferably 70%, especially 80%.
  • the improvement in the heating rate is defined as (heating rate_phosphated - heating rate_unphosphated) / heating rate_unphosphated, whereby all other parameters are not changed. This makes it possible to carry out hot forming with less energy consumption.
  • the dew point in the furnace during the hot forming step is at least -20 °C, preferably at least -15 °C, in particular at least -5 °C, particularly preferably at least 0 °C, in particular at least 5 °C and a maximum of +25 °C, preferably a maximum of +20 °C, in particular a maximum of +15 °C.
  • the atmosphere in the furnace consists of air, i.e. 19 - 22 vol. % oxygen and 77-79 vol. % nitrogen and unavoidable air components (e.g. noble gases).
  • the heating in step c) takes place step by step in areas with different temperatures.
  • the heating takes place in a roller hearth furnace with different heating zones.
  • Heating takes place in a first heating zone at a temperature (so-called furnace inlet temperature) of at least 650 °C, preferably at least 680 °C, in particular at least 720 °C.
  • the maximum temperature in the first heating zone is preferably 900 °C, in particular a maximum of 850 °C.
  • the maximum temperature of all heating zones in the furnace is preferably a maximum of 1200 °C, in particular a maximum of 1000 °C, preferably a maximum of 950 °C, particularly preferably a maximum of 930 °C.
  • the total time in the furnace t furnace which consists of a heating time and a holding time, is preferably at least 2 minutes, in particular at least 3 minutes, preferably at least 4 minutes for both variants (constant furnace temperature, gradual heating). Furthermore, the total time in the furnace for both variants is preferably a maximum of 20 minutes, in particular a maximum of 15 minutes, preferably a maximum of 12 minutes, in particular a maximum of 8 minutes. Longer total times in the furnace have the advantage that uniform austenitization of the sheet metal blank is ensured. On the other hand, holding for too long above AC3 leads to grain coarsening, which has a negative effect on the mechanical properties.
  • the blank heated in this way is removed from the respective heating device, which can be, for example, a conventional heating furnace, an equally known induction heating device or a conventional device for keeping steel components warm, and transported into the forming tool so quickly that its temperature when it arrives in the tool is at least partially above Ms+100 °C, preferably above 600 °C, in particular above 650 °C, particularly preferably above 700 °C.
  • Ms refers to the martensite start temperature.
  • the temperature is at least partially above the AC1 temperature.
  • the temperature is in particular a maximum of 900 °C.
  • step d) the transfer of the austenitized blank from the heating device used to the forming tool is completed preferably within a maximum of 20 seconds, in particular within a maximum of 15 seconds. Such rapid transport is necessary to avoid excessive cooling before deformation.
  • the sheet metal blank is hot-pressed into a sheet metal part.
  • the tool typically has a temperature between room temperature (RT) and 200 °C, preferably between 20 °C and 180 °C, in particular between 50 °C and 150 °C.
  • the tool can be tempered at least in some areas to a temperature T WZ of at least 200 °C, in particular at least 300 °C, in order to only partially harden the component.
  • the tool temperature T WZ is preferably a maximum of 600 °C, in particular a maximum of 550 °C. It only has to be ensured that the tool temperature T WZ is below the desired target temperature T Ziel .
  • step d) the sheet metal blank is partially cooled to the target temperature T Ziel at a cooling rate r WZ of more than 30 K/s and optionally held there.
  • the residence time in the tool t WZ is more than 1 s, preferably at least 2s, in particular at least 3s, particularly preferably at least 5s.
  • the maximum residence time in the tool is preferably 25s, in particular a maximum of 20s.
  • the target temperature T target of the sheet metal part is at least partially below 400 °C, preferably below 300 °C, in particular below 250 °C, preferably below 200 °C, particularly preferably below 180 °C, in particular below 150 °C.
  • the target temperature T target of the sheet metal part is particularly preferably below Ms-50 °C, where Ms denotes the martensite start temperature.
  • the target temperature of the sheet metal part is preferably at least 20 °C, particularly preferably at least 50 °C.
  • the phosphating layer on the flat steel product acts as a forming aid during hot press forming.
  • the phosphate crystals serve as an additional sliding surface.
  • step f the sheet metal part is removed from the tool and cooled to the target temperature.
  • the component obtained can be further phosphated using conventional methods.
  • activation can take place before the phosphating step. This step may be necessary if a closed phosphating layer, i.e. coverage >99%, is required for the technical application.
  • the zinc phosphates can also serve as additional crystallization nuclei. This makes it possible to achieve a denser phosphate layer on the AS surface compared to a non-inventive component without a phosphated flat steel product. A non-phosphated flat steel product forms a dense closed oxide layer on the surface after hot forming, so that a large-area subsequent Phosphating is hardly possible.
  • it is helpful for good subsequent phosphating if the degree of coverage with metal phosphate crystals from the phosphating is as high as possible.
  • the hot-formed component obtained comprising a flat steel substrate with the composition according to the invention and an anti-corrosive coating, the anti-corrosive coating being aluminum-based and having an alloy layer and an Al base layer, is characterized in that the degree of coverage with metal phosphates on the surface is preferably at least 10%, in particular 25%, particularly preferably 30%.
  • the degree of coverage is at least 72%, preferably 80%, particularly preferably 85%.
  • the degree of coverage can be limited to a maximum of 90%, preferably 79%, particularly preferably 72%, if the product is a rolled product during the application of the phosphating solution. However, 100% coverage is not technically achievable. Due to the high degree of coverage after hot forming, a further phosphating step may not be necessary.
  • the phosphating before hot forming causes a change in the Al base layer after hot forming, which lies directly below the oxide layer.
  • the change in the alloy layer is minimal.
  • the alloy layer after hot forming should have the same composition as before hot forming. Only the thickness of the alloy layer has increased during hot forming.
  • the alloy layer after hot forming preferably consists of at least 35% iron.
  • the maximum iron content in the alloy layer is preferably 90%, particularly preferably 55%.
  • the silicon content in the alloy layer after hot forming is preferably at least 0.1% and a maximum of 10%.
  • the alloy layer can contain magnesium.
  • the magnesium content should be limited to 0.5%.
  • a magnesium content of at least 0.1% has proven to be particularly advantageous.
  • the alloy layer after hot forming optionally consists of further components, the content of which is limited to a maximum of 2.0% and the remainder being aluminum.
  • the optional further components include in particular the optional components of the melt, e.g. zinc.
  • the Si-rich phase is more discrete. By discrete is meant that the Si-rich phases have a lower permeability.
  • the Al base layer comprises silicon-poor and silicon-rich phases, whereby the silicon contents in the phases in relation to the average value of the silicon content in the Al base layer Si al applies: Si arm ⁇ 0.8 ⁇ Si al ⁇ Si rich > 1.2 ⁇ Si al ⁇
  • silicon-rich phases are arranged within the silicon-poor phase and/or the silicon-rich phases have a permeability of at most 90% and are in particular delimited by silicon-poor regions.
  • the permeability is at most 75%, particularly preferably at most 65%.
  • an oxide layer forms on the Al base layer.
  • This oxide layer is a mixture of different oxide types. The oxides formed depend on the composition of the corrosion protection coating.
  • the required free reaction enthalpy for the formation of typical Al oxides, e.g. Al 2 O 3; is below that of typical silicon oxides, e.g. Si 2 O 3 , at the temperatures of hot forming. Therefore, a large part of the outer oxide layer consists of Al oxides. These are formed by the diffusion of aluminum to the surface, where the aluminum reacts with the oxygen from the environment. The formation of this oxide layer in the present invention is disrupted by the metal phosphates on the surface during hot forming.
  • the Si-rich phases with lower permeability ensure that more aluminum remains in the Al base layer. This means that if the surface of the component is damaged, more free aluminum is available in the Al base layer. This free aluminum diffuses to the surface and forms another external aluminum oxide layer, thus protecting the component against corrosion.
  • This flat steel product was hot-dip coated with different corrosion protection coatings a and g using standard methods (see Table 2).
  • the melt analyses for each sample are given here in weight percent.
  • the coating thickness is also given on one side.
  • the rolled product was then phosphated directly as a coil and then sheet metal blanks were made, or sheet metal blanks were made from the rolled product and then phosphated.
  • the sheet metal blanks produced each had a size of 200x300 m. The respective procedure can be found in the "Process" column in Table 4.
  • Example 0 is not an example according to the invention.
  • the flat steel product was not phosphated. Therefore, only a reflectance of 0.68 was achieved.
  • the hot forming step was not carried out.
  • the sheet metal blanks were heated to an oven temperature T oven and held for a total time t oven .
  • the oven temperature and the total time are given in Table 5.
  • the heating rate in the temperature range 30 °C to 700 °C depending on the sheet thickness is given in Table 6. Different values result depending on the phosphating solution.
  • the heating rate in the range 30 °C to 700 °C and in the range 500 °C to 100 °C were determined. Both are shown in Table 6.
  • the sheet metal blanks heated in this way were then placed in a forming tool with a maximum transfer time of 15 s.
  • the sheet metal blanks had a temperature above Ms+100 °C at least in some cases.
  • the forming tool was tempered to room temperature.
  • the sheet metal blanks were formed in the forming tool.
  • the formed sheet metal blanks were then cooled to room temperature within 20 s and removed from the tool.
  • heating rate_phosphated - heating rate_unphosphated was determined using (heating rate_phosphated - heating rate_unphosphated) / heating rate_unphosphated
  • the heating rate of reference example 0 was chosen as the unphosphated heating rate.
  • the Si phases were determined on the cross-section using scanning electron microscopy (SEM) and energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX).
  • the permeability of the Si phase was determined using 3 scanning electron images. When creating a cross-section, the samples are embedded in commercially available polymer mass as standard. To determine the permeability, the permeability was determined for all 3 images and the average value was calculated.
  • Variant 19 has a permeability greater than 90%.
  • the variants 1-18 according to the invention have permeabilities ⁇ 75%.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein phosphatiertes Stahlflachprodukt. Der Reflexionsgrad des phosphatierten Stahlflachprodukts ist ≤ 0,65. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein warmumgeformtes Bauteil, hergestellt aus dem phosphatierten Stahlflachprodukt. Der Schichtaufbau des Korrosionsschutzüberzuges auf dem Stahlsubstrat (1) des erfindungsgemäßen warmumgeformten Bauteils besteht aus einer Legierungsschicht (2), einer Al-Basisschicht (3) und Si-reichen Phasen (4), die nicht miteinander verbunden und in der Al-Basisschicht (3) eingebettet sind. Auf der Oberfläche befindet sich eine Oxidschicht mit Phosphor (6). Optional kann das warmumgeformte Bauteil anschließend phosphatiert werden.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein phosphatiertes Stahlflachprodukt mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis und seine Herstellung, sowie ein Bauteil, das aus dem Stahlflachprodukt mittels Warmumformung hergestellt wird und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils.
  • Wenn nachfolgend von einem "Stahlflachprodukt" oder auch von einem "Blechprodukt" die Rede ist, so sind damit sowohl Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint als auch "Blechzuschnitte" (auch Platinen genannt), die aus den Walzprodukten abgeteilt werden. Mit "Blechzuschnitten" sind auch Teile eines Walzproduktes gemeint, die eine Weiterverarbeitung erfahren haben, bei der es sich nicht um Warmumformung handelt, z.B.: Stanzen etc. "Blechformteile" oder "Blechbauteile" der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten mittels Warmumformung hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
  • In der vorliegenden Anmeldung sind alle Angaben zu Gehalten bezüglich der Stahlzusammensetzung 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.
  • Werden in der vorliegenden Anmeldung von Elementgehalten in Phasen gesprochen, so werden diese mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM) und Energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX) bestimmt. Die Angaben werden ebenfalls in "Gew.-%" gemacht. Die Si-reichen Phasen werden im Querschliff des Korrosionsschutzüberzuges durch Bestimmung des Siliziumgehaltes mittels Punkt- oder Flächenscans bestimmt. Um die Durchgängigkeit einer Phasenschicht zu bestimmen, werden mindestens 3 Lichtmikroskopische- und/oder REM-Aufnahmen ausgewertet. Der für die Lichtmikroskopischen- und/oder REM-Aufnahmen gewählte Bildausschnitt wird so gewählt, dass mindestens der gesamte metallische Überzug von der Oberfläche bis zum Stahlsubstrat zu erkennen ist. Hierzu wird auf einem REM-Bild der Anteil der Phase parallel zur Oberfläche und parallel zur Querschliffoberfläche vermessen. Hierzu wird eine Gerade parallel zur Oberfläche auf das REM-Bild gelegt. Um die Durchgängigkeit der Phase zu bestimmen, wird das Verhältnis der Gesamtlänge der Gerade innerhalb der Phase zur Gesamtlänge der Gerade bestimmt. Die Gerade parallel zur Oberfläche wird so gelegt, dass sich der maximale Wert des Verhältnisses ergibt. Dieser maximale Wert des Verhältnisses wird als Durchgängigkeit der Phase bezeichnet.
  • Im Folgenden werden die Martensitstarttemperatur und die AC1- und AC3-Temperatur definiert. Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel:

             Ms [°C] = (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) [°C/Gew.-%]

  • zu berechnen, wobei 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:

             AC1[°C] = (739% - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni +20*%V )[°C/Gew.-%]

    und

             AC3[°C] = (902% - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°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. 1 8-10)
  • Der im Folgenden angegebene Bedeckungsgrad wird mittels Rasterelektronenmikroskop (REM) bestimmt. Hierzu wird an mindestens 5 verschiedenen Positionen von der Oberfläche ein REM-Bild mit der Größe von 1x1 mm aufgenommen. Flächen ohne Phosphatkristalle, die einen Durchmesser >10µm haben, gelten als nicht belegt. Alle anderen Flächen werden als belegt definiert. Der Bedeckungsgrad ist definiert als (nicht belegte Fläche) / (belegte Fläche) und in % angegeben und als Mittelwert aus den 5 Positionen zu bestimmen.
  • Im Folgenden wird der Reflexionsgrad R im Infrarotbereich angegeben. Unter Infrarotbereich wird im Sinne dieser Anmeldung der Bereich der Wellenzahl von 667 - 10000 cm-1 verstanden. Dies entspricht dem Wellenlängenbereich von 1 - 15 µm.
  • Der Reflexionsgrad R im Infrarotbereich wird im Sinne dieser Anmeldung bestimmt, indem ein Schwarzkörperstrahler als Referenz verwendet wird. Der Schwarzkörper hat dabei eine Temperatur von T=920°C, was einer mittleren Ofentemperatur entspricht. Es wird also die spektrale Strahlungsleistung iλ (T) des Schwarzkörperstrahlers bei der Temperatur T mit der gemessenen spektralen Reflektivität ρλ multipliziert und über den Wellenlängenbereich integriert. Dieses Integral wird genormt auf die spektrale Strahlungsleistung integriert über den gleichen Wellenlängenbereich. Es gilt also R ‾ T = ∫ λ 1 λ 2 ρ λ ⋅ i λ T dλ ∫ λ 1 λ 2 i λ T dλ
    Figure imgb0001
  • Dabei ergibt sich iλ (T) aus dem Planck'schen Strahlungsgesetz i λ T = 2 π hc 2 λ 5 1 e hc λk B T − 1
    Figure imgb0002
  • mit der Lichtgeschwindigkeit c, dem Planck'schen Wirkungsquantum h und der Boltzmann-Konstante kB. Die Integration erfolgt jeweils über den Bereich der Wellenlänge, der den Wellenzahlen von 667 - 10000 cm-1 entspricht, d.h. von λ 1 = 1 µm bis λ 2 = 15 µm. Der nachfolgend verwendete Reflexionsgrad R ist definiert als R (920°C).
  • Wird im Folgenden von AS-Oberflächen gesprochen, dann handelt es sich hierbei um die Oberfläche eines Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis mit Silizium.
  • Um die im modernen Karosseriebau geforderte Kombination aus geringem Gewicht, maximaler Festigkeit und Schutzwirkung zu bieten, werden heutzutage in den Bereichen der Karosserie, die im Fall eines Crashs besonders hohen Belastungen ausgesetzt sein können, Bauteile eingesetzt, die aus hochfesten Stählen warmumgeformt werden. Beim Warmumformen, auch Warmpresshärten genannt, werden Stahlplatinen (auch als Blechzuschnitte bezeichnet), die zuvor von kalt- oder warmgewalztem Stahlband abgeteilt werden, auf eine Verformungstemperatur erwärmt, die im Allgemeinen oberhalb der Austenitisierungstemperatur des jeweiligen Stahls liegt, und im erwärmten Zustand in das Werkzeug einer Umformpresse gelegt. Im Zuge der anschließend durchgeführten Umformung erfährt der Blechzuschnitt bzw. das aus ihm geformte Bauteil durch den Kontakt mit dem kühlen Werkzeug eine schnelle Abkühlung. Die Abkühlraten sind dabei so eingestellt, dass sich im Bauteil ein Härtegefüge (d.h. martensitisches Gefüge) ergibt.
  • Um die warmumgeformten Bauteile vor Korrosion zu schützen sind unter anderem Korrosionsschutzüberzüge aus Aluminium und Silizium bekannt, die mittels Schmelztauchbeschichtung aufgebracht werden. WO 2015/036151 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines mit einem metallischen, vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Stahlbauteils und ein entsprechendes Stahlbauteil. Das Verfahren gemäß diesem Dokument umfasst das Beschichten eines Stahlflachproduktes mit einer Legierung aus Aluminium, Zink, Magnesium und gegebenenfalls Silizium und Eisen, Schneiden einer Platine aus dem Stahlflachprodukt, Erwärmen der Platine und Umformen der Platine, um das gewünschte Stahlbauteil zu erhalten.
  • Aus dem Stand der Technik ist es bekannt Stahlflachprodukte und Bauteile zu phosphatieren. Die Phosphatierung wird zum einen für einen weiteren Korrosionsschutz aufgebracht und zum anderen verändert sich die Adhäsion der Oberfläche, was Auswirkungen zum Beispiel auf die Lackierbarkeit haben kann. Diese Phosphatierung kann nicht nur direkt auf das Stahlflachprodukt aufgetragen werden, sondern auch auf andere Korrosionsschutzüberzüge. Schneider et al. (ASC Appl. Mater Interfaces 2013, S.4224-4232) phosphatierten zum Beispiel Stahlflachprodukte, welche zunächst mit einem Aluminium /Silizium haltigen Korrosionsschutzüberzug beschichtet wurden. Die Phosphatkristalle wachsen hierbei auf den Si-reichen Phasen des Korrosionsschutzüberzuges. Mit den von Schneider et al. gewählten Bedingungen konnte allerdings keine komplette Bedeckung der Oberfläche mit Phosphatkristallen erreicht werden. Außerdem wird das Stahlflachprodukt nicht warmumgeformt.
  • Auch aus WO 2012/120081 A1 sind Phosphatverbindungen auf Aluminium /Silizium haltigen Korrosionsschutzüberzügen bekannt. Es wurde festgestellt, dass die Phosphatverbindungen zu einer erhöhten Aufheizrate auf Vorformtemperatur führen kann. Allerdings wird lediglich eine Verkürzung der Aufheizzeiten bei Aluminium /Silizium haltigen Korrosionsschutzüberzügen um 30% erreicht. Typischerweise werden auch warmumgeformte Bauteile für den Automobilbau phosphatiert. Der Phosphatierungsschritt findet hierbei nach der Warmumformung statt. Allerdings bildet sich bei üblichen Korrosionsschutzüberzügen aus Aluminium und Silizium während der Warmumformung eine Aluminiumoxidschicht. Auf Grund der hohen Temperaturen, während der Warmumformung entsteht eine dicke Aluminiumoxidschicht. Während des anschließenden Phosphatierungsschrittes sind die typischen Prozessparameter während der Phosphatierung nicht ausreichend, um die Oxidschicht aufzubrechen, wodurch der Konversionsprozess nicht gestartet werden kann. Dadurch kann die Oberfläche des Bauteils nur zu einem geringen Anteil phosphatiert werden. Dies hat einen negativen Einfluss auf das optische Erscheinungsbild vor und nach der Korrosion, die Rauheit der Oberfläche und die Lackierbarkeit.
  • Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es demnach ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung zur Verfügung zu stellen, mit dem am Bauteil eine vollständige Phosphatierung der Oberfläche erreicht werden kann und eine erhöhte Aufheizrate, bevorzugt ≥ 40 %, auf die Verformungstemperatur während der Warmumformung sichergestellt werden kann.
  • Gelöst wird die Aufgabe mit einem Stahlflachprodukt, dass mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis, bestehend aus einer Legierungsschicht und einer AI-Basisschicht, versehen ist und einen Reflexionsgrad im Infrarotbereich von ≤ 0,65 aufweist. Der niedrige Reflexionsgrad führt zu einer erhöhten Aufheizrate, bevorzugt ≥ 40%, während der Warmumformung, da die Strahlungswärme im Ofeninneren während des Warmumformschritts im Wesentlichen im Infrarotbereich emittiert wird. Außerdem kann aus dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein warmumgeformtes Bauteil mit einer vollständigen Phosphatierung hergestellt werden. Dies kann in einem alleinigen Phosphatierungsschritt nach der Warmumformung wegen der dann geformten Aluminiumoxidschicht auf der Oberfläche nicht erreicht werden.
  • Die Erfindung betrifft ein phosphatiertes Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat und einen Korrosionsschutzüberzug, wobei das Stahlsubstrat neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus
    C: 0,04 % - 0,45 %,
    Mn: 0,5 % - 2,6 %,
    Si: 0,02 % - 1,2 %,
    Al: 0,02 - 1,0 %,
    P: ≤ 0,05 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente mit den Gehalten:
    Ti: 0,01 % - 0,08 %,
    Nb: 0,02% - 0,08 %,
    B: 0,001 % - 0,005 %,
    Cr: 0,08 % bis zu 1,0 %,
    Mo: ≤ 0,5 %,
    Ni: ≤ 0,5 %,
    Cu: ≤ 0,2 %,
    V: ≤ 0,1 %,
    besteht, und wobei der Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist, gekennzeichnet dadurch, dass der Reflexionsgrad R im Infrarotbereich < 0,65 ist, bevorzugt < 0,55, insbesondere < 0,40, besonders bevorzugt < 0,35.
  • Durch die Einstellung der Legierungselemente wird die Verarbeitbarkeit, Beschichtbarkeit und die Endeigenschaften sichergestellt. Die Erläuterungen des Stahlsubstrates inklusive der bevorzugten Ausführungsvarianten gelten sowohl für das phosphatierte Stahlflachprodukt als auch für das entsprechende Herstellungsverfahren sowie für das Bauteil und das Herstellverfahren des Bauteils.
  • Kohlenstoff ("C") ist zu mindestens 0,04 % im erfindungsgemäßen Stahl enthalten und trägt zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem die Ferrit- und Bainitbildung sowie die Bildung von Restaustenit im Gefüge verzögert wird. Um die Vorteile des Kohlenstoffs sicher nutzen zu können, hat sich ein Anteil von mindestens 0,07 %, besonders bevorzugt mindestens 0,10 % als vorteilhaft gezeigt. Ein zu hoher Kohlenstoffgehalt kann dazu führen, dass die Schweißeigenschaften des Stahlflachproduktes sich verschlechtern, daher wird der Kohlenstoffgehalt erfindungsgemäß auf 0,45 %, bevorzugt auf 0,4 % und besonders bevorzugt auf 0,25 % begrenzt.
  • Durch Mangan ("Mn") Zugabe wird die Ferrit- und Bainitbildung im Stahlflachpodukt verzögert. Um einen möglichst geringen Anteil von Ferrit und Bainit beim Abkühlen nach der Warmumformung zu erhalten, hat sich eine Zugabe von 0,5 % als vorteilhaft erwiesen. In einer bevorzugten Variante kann ein Mangangehalt von mindestens 0,8 %, besonders bevorzugt mindestens 1,0 % dem Stahlflachprodukt hinzugefügt werden. Bei zu hohen Mangangehalten verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit des Stahls, daher ist der Mangangehalt auf 2,6 % begrenzt. Insbesondere um die Schweißeigenschaften zu verbessern, sollte der Mangangehalt auf bevorzugt 1,6 % und besonderes bevorzugt auf 1,30 % begrenzt sein.
  • Silizium ("Si") führt zur Mischkristallverfestigung am warmumgeformten Produkt und somit zu einer weiteren Erhöhung der Härtbarkeit. Hierzu hat sich ein erfindungsgemäßer Anteil von mindestens 0,02 % als geeignet herausgestellt. Als besonders vorteilhaft um die Härtbarkeit einzustellen hat sich ein Anteil von mindestens 0,06 % und besonders bevorzugt von mindestens 0,35 % herausgestellt. Ein zu hoher Siliziumgehalt im Stahlflachprodukt kann eine nachteilige Auswirkung auf die Beschichtbarkeit haben. Daher wird erfindungsgemäß der Siliziumgehalt auf 1,2 %, bevorzugt 1,1 %, besonders bevorzugt 0,9 % begrenzt.
  • Aluminium "Al" kann dem Stahl als Deoxidationsmittel hinzugegeben. Hierzu wird dem Stahl mindestens 0,02 % und bevorzugt mindestens 0,03 % Aluminium hinzugegeben. Ein zu hoher Aluminiumgehalt kann allerdings die AC3 Temperatur nach oben verschieben und erschwert somit die Warmumformung. Daher hat es sich als vorteilhaft herausgestellt den Aluminiumgehalt auf 1,0, bevorzugt 0,5 % und besonders bevorzugt auf 0,1 % zu begrenzen.
  • Phosphor ("P") und Schwefel ("S") sind Verunreinigungen im Stahlflachprodukt, welche durch Eisenerz entstehen. Ziel ist es die Gehalte so gering wie möglich zu halten, da mechanische Eigenschaften durch einen zu hohen Gehalt negativ beeinträchtigt werden können. Zu diesem Zweck ist der Phosphorgehalt in der vorliegenden Erfindung auf 0,05 %, bevorzugt auf 0,03 %, begrenzt. Der Schwefelgehalt sollte der Erfindung gemäß höchstens gleich 0,02 % sein.
  • Neben der Verunreinigung durch Schwefel und Phosphor können noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahlflachprodukt auftreten. Diese weiteren Elemente werden als "unvermeidbare Verunreinigungen" zusammengefasst. Der Gehalt an diesen unvermeidbaren Verunreinigungen beträgt bevorzugt in Summe maximal 0,2 % und besonders bevorzugt 0,1 %.
  • Für die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Ti, Nb, B, Cr, Mo, Ni, Cu und V, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch Gehalte unterhalb der jeweiligen Untergrenze als Verunreinigungen im Stahlflachprodukt vorkommen. In diesem Fall zählen sie auch zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen".
  • Die Elemente Titan, Niob, Bor, Chrom, Molybdän, Nickel, Kupfer und Vanadium können dem Stahl des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination optional hinzulegiert werden.
  • Ein optionales Hinzufügen von Titan "Ti" kann dazu führen, dass die Kornfeinung verbessert wird. Hierzu kann eine optionale Zugabe von mindestens 0,01 % helfen. Der Titangehalt sollte auf 0,08% begrenzt sein, da zu hohe Titangehalte die Kaltwalzbarkeit und die Rekristallisierbarkeit negativ beeinträchtigen.
  • Niob "Nb" beeinflusst die Kornfeinung während der Austenitisierung im Warmumformprozess. Dafür hat es sich als vorteilhaft herausgestellt mindestens 0,02 % Nb dem erfindungsgemäßen Stahl hinzuzufügen. Allerdings führt Niob zu einer verschlechterten Rekristallisierbarkeit. Daher beträgt der maximale Niob-Gehalt 0,08 %, bevorzugt 0,06 %.
  • Bor "B" wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachproduktes zu verbessern. Der Effekt tritt auf bei einem Borgehalt von mindestens 0,001 %, bevorzugt mindestens 0,002 % auf. Bei zu hohen Borgehalten können sich Bornitride bzw. Borkarbide bilden, daher ist der Borgehalt auf maximal 0,005 %, bevorzugt 0,004 % begrenzt.
  • Chrom "Cr" wird dem Stahl hinzugeben um eine vollständige Martensitbildung bei geringen Abkühlraten zu ermöglich, indem die Ferrit- und Perlitbildung unterdrückt wird. Der positive Effekt von Chrom kann bei Gehalten von mindestens 0,08 %, bevorzugt mindestens 0,18 %, genutzt werden. Bei zu hohen Chromgehalten wird allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls negativ beeinflusst. Daher ist der maximale Chromgehalt auf 1,0 %, bevorzugt auf 0,5 % begrenzt.
  • Molybdän "Mo" kann optional auch dazu genutzt werden die Ferritbildung zu unterdrücken, da Molybdän die Phasenumwandlung durch Karbidbildung an den Korngrenzen verlangsamt und durch die Absenkung der Korngrenzenergie die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Die Wirkung tritt insbesondere ab einem Gehalt von mindestens 0,002 % ein. Auf Grund der hohen Kosten des Elements Molybdän sollte der maximale Gehalt auf 0,5 % begrenzt sein.
  • Dem Stahl kann optional Nickel "Ni" hinzugefügt werden. Das optionale Hinzufügen von insbesondere mindestens 0,01 % Nickel führt zu einer Absenkung der Ac3 Temperatur und hilft die Bildung von Bainit und Ferrit zu unterdrücken. Aus ökonomischen Gründen sollte der maximale Nickelgehalt auf 0,5 %, insbesondre 0,20 % beschränkt sein.
  • Kupfer "Cu" kann optional mit einem Gehalt von insbesondere mindestens 0,01 % hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit zu erhöhen. Beschränkt werden sollte der maximale Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 %, bevorzugt 0,1 %, da sich die Warmwalzeigenschaften bei zu hohen Kupfergehalten verschlechtern.
  • Vanadium "V" kann optional mit insbesondere mindestens 0,001 % hinzulegiert werden. Maximal wird der Vanadiumgehalt aus Kostengründen auf 0,1 % beschränkt.
  • Das Stahlflachprodukt ist mit einem Korrosionsschutzüberzug versehen, welcher auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten des Stahlflachproduktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige Schmelze geführt, die aus mindestens 3 %, bevorzugt mindestens 7 %, besonders bevorzugt mindestens 12 % und maximal 15 %, bevorzugt maximal 12 % Silizium (Si ) besteht, sowie bis zu 4,0 % Eisen (Fe), bevorzugt 1 - 3,5 % Fe, besonders bevorzugt 2 - 3,5 % Fe, bevorzugt 0,2 - 0,7 % Magnesium, und optional bis zu 15 % Zink (Zn), bevorzugt bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  • Die Dicke des auf dem Stahlflachprodukt aufgebrachten Korrosionsschutzüberzuges beträgt typischerweise 10 - 40 µm je Seite. Das Auflagengewicht beträgt typischerweise 30 - 100 g/m2, bevorzugt 40 - 80 g/m2 je Seite.
  • Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
  • In einer besonderen Ausführung ist das erfindungsgemäße phosphatierte Stahlflachprodukt dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus
    Fe: 35 % - 90 %,
    Si: 0,1% - 10%,
    optional bis zu 0,5 % Mg
    und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht
    und die Al-Basisschicht aus
    Si: 1,0 - 15 %,
    und optional
    Fe: 1 - 4 %,
    Mg: bis zu 0,7 %,
    Zn: bis zu 15 %
    und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  • Die Legierungsschicht hat eine Grenzschicht zum Stahlsubstrat und die andere Grenzschicht zur Al-Basisschicht. Durch die Diffusion von Eisen in den Überzug, ist Eisen in der Legierungsschicht angereicht. Die Legierungsschicht besteht bevorzugt aus mindestens 35 % Eisen. Der maximale Gehalt von Eisen in der Legierungsschicht beträgt bevorzugt 90 %, besonders bevorzugt 55 %. Der Siliziumgehalt in der Legierungsschicht beträgt bevorzugt mindestens 0,1 % und insbesondere maximal 10 %. Optional kann die Legierungsschicht Magnesium enthalten. Der Gehalt von Magnesium sollte auf 0,5 % begrenzt sein. Als besonders vorteilhaft hat sich ein Magnesiumgehalt von mindestens 0,1 % herausgestellt. Des Weiteren besteht die Legierungsschicht optional aus weiteren Bestandteilen, deren Gehalt höchstens 2,0 % beschränkt sind und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die optionalen Bestandteile der Schmelze, z.B. Zink.
  • Die Al-Basisschicht grenzt an die Legierungsschicht unmittelbar an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze. Diffusionsvorgänge können allerdings zu abweichenden Gehalten führen. In einer besonderen Ausführungsform beträgt der Siliziumgehalt in der Al-Basisschicht mindestens 1,0 %, bevorzugt 7,0 %, besonders bevorzugt 9,0 % und der maximale Siliziumgehalt beträgt 15 %, bevorzugt 12 %, besonders bevorzugt 10 %. Optional kann der Anteil von Eisen in der Al-Basisschicht 1 %, bevorzugt 2 % betragen. Maximal sollte der Anteil von Eisen auf 4 %, besonders bevorzugt 3,5 %, beschränkt sein. Des Weiteren kann Magnesium in Anteilen bis zu 0,7 %, bevorzugt 0,4 % in der Al-Basisschicht enthalten sein. In einer besonderen Ausführung ist der minimale Anteil von Magnesium in der Al-Basisschicht 0,2 %. Zusätzlich kann in der Al-Basissicht Zink mit einem maximalen Anteil von 15 % enthalten sein, optional weitere Bestandteile, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind und als Rest Aluminium.
  • Zur Lösung der Aufgabe wird das Stahlflachprodukt phosphatiert. Als Phosphatierungslösung werden kommerzielle Phosphatierungslösungen wie z.B.: Gardobond 26 T mit dem Additiv H7255 verwendet. Insbesondere umfassen die Phosphatierungslösungen dabei Zink, Nickel, Mangan, Phosphorsäure und Fluoride.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist das phosphatierte Stahlflachprodukt dadurch gekennzeichnet, dass der Bedeckungsgrad mit Metallphosphaten auf der Oberfläche des Stahlflachproduktes mindestens 10 %, bevorzugt 25 % besonders bevorzugt 30 % beträgt. In einer weiteren besonderen Ausführungsform, wenn es sich während des Auftrags der Phosphatierungslösung bei dem Stahlflachprodukt um Blechzuschnitte handelt, liegt der Bedeckungsgrad bei mindestens 72 %, bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %. In einer anderen Ausführungsform kann aus prozesstechnischen Gründen der Bedeckungsgrad auf maximal 90 %, bevorzugt 79 % besonders bevorzugt 72 % begrenzt sein, wenn es sich während des Auftragens der Phosphatierungslösung bei dem Stahlflachprodukt um ein Walzprodukt handelt.
  • Der hohe Bedeckungsgrad fördert eine homogene Aufheizung des Stahlflachproduktes auf die Verformungstemperatur. Bei einem niedrigeren Bedeckungsgrad kann es während der Erwärmung kurzeitig lokal zu unterschiedlichen Temperaturen kommen, da die lokale Reflektivität an nicht mit Metallphosphaten bedeckten Stellen geringer ist als an den Stellen, die mit Metallphosphaten bedeckt sind. Außerdem ist durch einen hohen Bedeckungsgrad auf dem Stahlflachprodukt sichergestellt, dass das warmumgeformte Bauteil später vollständig phosphatiert ist.
  • Der pH-Wert der Phosphatierungslösung beträgt mindestens gleich 2,0, bevorzugt 2,5, besonders bevorzugt 2,8, und maximal 3,5, bevorzugt 3,4, besonders bevorzugt 3,3, insbesondere 3,2. Bei zu niedrigem pH-Wert kann keine geschlossene Phosphatierungsschicht gebildet werden, da keine ausreichende pH-Wertänderung an der Oberfläche zur Kristallisation erreicht wird. Bei zu hohen pH-Werten ist die Lösung nicht stabil und es kommt zur Ausfällung von Metallphosphaten und es bildet sich keine geschlossene Schicht. Dadurch kann es zu einem Beizangriff an der Oberfläche kommen.
  • Die Zinkkonzentration in der Phosphatierungslösung beträgt dabei mindestens 1 g/l. Die maximale Zinkkonzentration beträgt 15 g/l. Die Nickelkonzentration beträgt mindestens 0,5 g/l und maximal 10 g/l in der Phosphatierungslösung.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann die Zinkkonzentration und/oder der Nickelkonzentration durch eine Zugabe in Form von wasserlöslichen Salzen erhöht werden, so dass die Summe der Zinkkonzentration und der Nickelkonzentration in der Phosphatierungslösung mindestens 2,4 g/l, bevorzugt mindestens 7,5 g/l, besonders bevorzugt mindestens 7,8 g/l beträgt. Die Nickelkonzentration in der Phosphatierungslösung beträgt nach der optionalen Zugabe mindestens 4 g/l, bevorzugt 5 g/l, besonders bevorzugt mindestens 6 g/l. Die erhöhte Zinkkonzentration und/oder Nickelkonzentration führt dazu, dass das Zinkphosphatauflagengewicht (bzw. Nickelphosphatauflagengewicht) bei gleicher Phosphatierzeit um mindestens 100 % steigt. Im Umkehrschluss sind geringere Phosphatierzeiten erforderlich, um eine geschlossene Phosphatierungsschicht zu erhalten, wodurch ein höherer Durchsatz während der Phosphatierung möglich ist.
  • Fluoride sind in der Phosphatierungslösung mit mindestens 0,5 g/l F- enthalten. In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Fluoridkonzentration mindestens 1,25 g/l F-, bevorzugt 1,66 g/l F-, was im Vergleich zur Phosphatierung mit niedrigeren Fluoridkonzentrationen zu einer Erhöhung des Schichtgewichts um mindestens 100 % führt. Der Fluoridgehalt beträgt in der vorliegenden Erfindung maximal 3,8 g/L F-, bevorzugt 3 g/l F-, besonders bevorzugt 2,7 g/l F-.
  • Insbesondere können der Phosphatierungslösung Oxidationsmittel wie Dimethylsulfoxid oder Nitrate enthalten. In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Nitratkonzentration mindestens 3g/l, bevorzugt mindestens 10 g/l, besonders bevorzugt mindestens 12 g/l. Durch die Erhöhung der Nitratkonzentration verringert sich die Wasserstoffentwicklung während des Phosphatierungsschrittes und es kann sich eine homogenere Phosphatierungsschicht ausbilden.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann der Phosphatierungslösung Polyethlyenglykol als Additiv zugegeben werden. Bei einer Zugabe, so dass sich eine Konzentration von mindestens 0,05 g/l, insbesondere 0,1 g/l einstellt, erhöht sich ebenfalls das Schichtgewicht bei gleicher Phosphatierungsdauer. Die Konzentration sollte auf 5 g/l, insbesondere 1 g/l begrenzt sein, da eine zu hohe Konzentration negative Eigenschaften auf die Phosphatierungsqualität hat.
  • Optional kann der Phosphatierungslösung Kupfer hinzugefügt werden. Das Kupfer kann in Form von wasserlösliche Kupfer-Salzen, insbesondere Kupfer-Carbonat und/oder Kupfer-Nitrat, zugegeben werden. Die Kupferkonzentration in der Phosphatierungslösung beträgt dann mindestens 0,01 g/l, bevorzugt 0,05 g/l. Aus dem Stand der Technik ist bekannt, dass bei AS Oberflächen Bereiche gibt, die die oberflächennahen Si-reichen Phasen aufweisen. In diesen Bereichen wirken die Si-reichen Phasen als Kristallisationsstellen, da die Si-reichen Phasen als sogenannte Mikrokathoden fungieren. Durch die Zugabe von Kupfer können auch die Kupferpartikel als zusätzliche Mikrokathoden agieren. Diese zusätzlichen Mikrokathoden befinden sich nun auch zwischen den Bereichen mit den Si-reichen Phasen an der Oberfläche. Dies führt dazu, dass sich eine homogenere Phosphatierungsschicht ausbildet und kürzere Phosphatierungszeiten für eine vollständige Phosphatierung ausreichend sind. Die Kupferzugabe sollte beschränkt werden, so dass sich maximal eine Konzentration von 0,5 g/l einstellt, da bei höheren Konzentrationen die Cu-Abscheidung eine effektive Phosphatabscheidung verhindert. Insbesondere sollte die Kupferzugabe außerdem aus Ressourcengründen auf maximal 0,1 g/l beschränkt werden.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt hat einen Reflexionsgrad R im Infrarotbereich ≤ 0,65, bevorzugt < 0,55, insbesondere < 0,40, bevorzugt < 0,35 auf. Je kleiner der Reflexionsgrad der Oberfläche ist, desto weniger stark reflektiert die Oberfläche. Das bedeutet, dass mehr Wärme in das Stahlflachprodukt aufgenommen werden kann. Daher hat ein niedriger Reflexionsgrad hat eine positive Auswirkung auf die Aufheizrate.
  • Eingestellt wird der Reflexionsgrad bei der Herstellung des Stahlflachprodukts.
  • Das Verfahren zum Herstellen eines phosphatierten Stahlflachprodukts umfasst die folgenden Schritte:
    1. a) Bereitstellen eines zuvor beschriebenen Stahlsubstrats
    2. b) Schmelztauchbeschichten des Stahlsubstrats mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis, wobei der Korrosionsschutzüberzug eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist
    3. c) Dressieren des Stahlflachproduktes
    4. d) Optionales Reinigen des Stahlflachprodukts
    5. e) Optionales Aktivieren des Stahlflachprodukts
    6. f) Phosphatieren des Stahlflachprodukts mit einer Phosphatierungslösung
    7. g) Optional alkalisches Reinigen des Stahlflachproduktes
    8. h) Optional Beölen des Stahlflachprodukts
  • In Arbeitsschritt a) wird ein erfindungsgemäßes Stahlsubstrat mit der vorgegebenen Legierung zur Verfügung gestellt. Das Stahlsubstrat wird mittels konventioneller Methoden hergestellt. Eine mögliche Ausführungsform ist die Folgende:
    Es wird zunächst eine Bramme oder Dünnbramme zur Verfügung gestellt, die mittels Brammenstrangguss oder Dünnbrammenstrangguss erzeugt werden kann. Dies Bramme oder Dünnbramme wird durchwärmt, optional vorgewalzt, warmgewalzt und optional gehaspelt. Dann wird das Stahlsubstrat entzundert, optional kaltgewalzt und optional geglüht.
  • In Arbeitsschritt b) wird das Stahlsubstrat mit einem Korrosionsschutzüberzug schmelztauchbeschichtet. Bevorzugt findet die Schmelztauchbeschichtung in einem kontinuierlichen Prozess statt.
  • In Arbeitsschritt c) wird das Stahlflachprodukt dressiert, um die Oberflächenrauigkeit zu verbessen. Erfindungsgemäß werden Dressiergrade von bis zu 3 %, bevorzugt bis zu 2 %, erreicht.
  • In Arbeitsschritt d) wird das Stahlflachprodukt optional gereinigt. Ob dieser Schritt notwendig ist, hängt von der Bandsauberkeit und den verwendeten Dressiermitteln ab. In einer besonderen Ausführungsform kann das Reinigen mit Lösung, welche als Hauptbestandteile Natriumhydroxid und Wasser umfasst, erfolgen.
  • In Arbeitsschritt e) kann das Stahlflachprodukt optional aktiviert werden. Die Aktivierungslösung führt dazu, dass auf der Oberfläche mehr Nukleationskeime für die spätere Phosphatierung vorhanden sind. Bevorzugt besteht die Aktivierungslösung aus Zinkphosphaten, da dann nach der anschließenden Phosphatierung eine höhere Zinkphosphatauflage erreicht werden kann, verglichen mit Aktivierungen aus anderen Phosphatverbindungen, wie z.B.: Titanylphosphate. Es können kommerziell verfügbare Aktivierungslösungen verwendet werden wie z.B die Aktivierungen ZL 6 oder V6513, insbesondere V6559 von Chemetall. Die verwendetet Aktivierungskonzentration beträgt mindestens 1 g/l, insbesondere mindestens 3 g/l, um ausreichend Nukleationskeime auf die Oberfläche aufzubringen. Oberhalb einer Konzentration von 10 g/l wurde keine signifikante Verbesserung festgestellt, daher ist die Aktivierungskonzentration auf 10 g/l begrenzt. Um weitere Ressourcen zu sparen, beträgt die Aktivierungsbadkonzentration insbesondere maximal 5 g/l.
  • In Arbeitsschritt f) wird das Stahlflachprodukt mit einer Phosphatierungslösung phosphatiert, insbesondere mit einer der zuvor als vorteilhaft erläuterten Phosphatierungslösung.
  • In Arbeitsschritt g) wird das Stahlflachprodukt optional alkalisch gereinigt. Außerdem kann Stahlflachprodukt alternativ optional gespült werden. Dieser Reinigungsschritt kann dazu dienen, den Fluoridgehalt auf der Oberfläche zu reduzieren. Die Reduzierung kann gewünscht sein, um während der Warmumformung die Bildung einer giftigen HF-Atmosphäre zu verhindern.
  • In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt optional beölt.
  • Aus dem phosphatierten Stahlflachprodukt kann ein warmumgeformtes Bauteil hergestellt werden. Hierzu sind die folgenden Verfahrensschritte notwendig:
    1. a) Bereitstellen eines zuvor beschriebenen Stahlflachprodukts;
    2. b) Optionales Abteilen eine Blechzuschnittes aus dem Stahlflachprodukt und optionales Weiterverarbeiten;
    3. c) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt d)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100 °C aufweist, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    4. d) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt;
    5. e) 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 TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
    6. f) Entnehmen des auf die Zieltemperatur abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
  • Zur Herstellung des erfindungsgemäßen warmumgeformten Bauteils wird unter Arbeitsschritt a) das zuvor beschriebene Stahlflachprodukt bereitgestellt. Handelt es sich bei dem Stahlflachprodukt um ein Walzprodukt kann es in Schritt b) optional noch in Blechzuschnitte abgeteilt werden und optional eine Weiterverarbeitung erfahren, bei der es sich nicht um Warmumformung handelt, z.B.: Stanzen etc. Handelt es ich bei dem Stahlflachprodukt unter Schritt a) bereits um Blechzuschnitte entfällt Schritt b).
  • Zur Herstellung des erfindungsgemäßen, warmumgeformten Bauteils wird das unter Arbeitsschritt a) bereitgestellte Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt c) zumindest teilweise auf AC3 Temperatur erwärmt. Außerdem muss die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt d)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100 °C betragen. 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 ein 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.
  • Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt c) vollständig durcherwärmt wird.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt c) mindestens 5 K/s, bevorzugt mindestens 11 K/s, insbesondere mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30 °C auf 700 °C zu verstehen.
  • Die Aufheizgeschwindigkeit ist insbesondere von der Blechdicke abhängig. Daher ist in einer bevorzugten Ausführungsvariante das Produkt aus Aufheizgeschwindigkeit und Blechdicke in dem Temperaturbereich 30 °C bis 700 °C größer gleich 12 (K*mm)/s, bevorzugt größer gleich 15 (K*mm)/s, besonders bevorzugt größer gleich 18 (K*mm)/s.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist die mittlere Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich 500 °C bis 750 °C geringer ist als die mittlere Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich 30 °C bis 700 °C. Insbesondere ist die mittlere Aufheizgeschwindigkeit im Bereich 500 °C bis 750 °C ≥7 K/s, bevorzugt ≥ 9 K/s, besonders bevorzugt ≥ 10 K/s.
  • Durch die Phosphatierung auf dem verwendeten Stahlsubstrat ist das Produkt aus mittlerer Aufheizgeschwindigkeit und Blechdicke erhöht sich im Vergleich zu einem nicht phosphatierten Stahlsubstrat. Die Schicht mit Metallphosphaten verändert den Reflexionsgrad der Oberfläche. Die Verbesserung der Aufheizrate im Vergleich zu einem nicht phosphatierten Stahlblech beträgt mindestens 40 %, bevorzugt 60 %, besonders bevorzugt 70 %, insbesondere 80 %. Dabei ist die Verbesserung der Aufheizrate definiert als (Aufheizrate_phosphatiert-Aufheizrate_unphosphatiert) / Aufheizrate_unphosphatiert, wobei alle anderen Parameter nicht verändert werden. Dadurch ist es möglich mit einem geringeren Energieaufwand die Warmumformung durchzuführen.
  • Bevorzugt beträgt der Taupunkt im Ofen bei dem Warmumformschritt mindestens -20 °C, bevorzugt mindestens -15 °C, insbesondere mindestens -5 °C, besonders bevorzugt mindestens 0 °C, insbesondere mindestens 5 °C und maximal +25 °C, bevorzugt maximal + 20 °C insbesondere maximal +15 °C. In einer besonderen Ausführung besteht die Atmosphäre im Ofen aus Luft, d.h. 19 - 22 Vol. % Sauerstoff und 77- 79 Vol. % Stickstoff und unvermeidbaren Luftbestandteilen (z.B. Edelgase).
  • Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt c) 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 tOfen, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt mindestens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 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 d) 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.
  • In Arbeitsschritt e) wird der Blechzuschnitt zu einem Blechformteil warmpressgeformt. 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 TWZ 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 TZiel liegt. Der Blechzuschnitt wird in Schritt d) teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rWZ auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird. Die Verweilzeit im Werkzeug tWZ beträgt mehr als 1 s bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders bevorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s.
  • Die Zieltemperatur TZiel 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 TZiel 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 Phosphatierungsschicht auf dem Stahlflachprodukt wirkt während des Warmpressformen als Umformhilfe. Hierbei dienen die Phosphatkristalle als weitere Gleitebene.
  • In Arbeitsschritt f) wird das Blechformteil aus dem Werkzeug entnommen und auf Zieltemperatur abgekühlt.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das erhaltene Bauteil mit konventionellen Methoden noch weiter phosphatiert werden. Optional kann vor dem Phosphatierungsschritt eine Aktivierung erfolgen. Dieser Schritt kann erforderlich sein, wenn für die technische Anwendung eine geschlossene Phosphatierungsschicht, d.h. Bedeckungsgrad >99 %, erforderlich ist. In dem weiteren optionalen Phosphatierungsschritt des Bauteils können die Zinkphosphate auch als weitere Kristallisationskeime dienen. Dadurch wird es möglich eine dichtere Phosphatschicht auf der AS-Oberfläche zu erreichen verglichen mit einem nicht erfindungsgemäßen Bauteil ohne phosphatiertes Stahlflachprodukt. Ein nicht phosphatiertes Stahlflachprodukt bildet auf der Oberfläche nach der Warmumformung eine dichte geschlossene Oxidschicht aus, so dass eine großflächige anschließende Phosphatierung kaum möglich ist. Im erfindungsgemäßen Gegenstand ist es hilfreich für eine gute anschließende Phosphatierung, wenn der Bedeckungsgrad mit Metallphosphatkristallen aus der Phosphatierung möglichst hoch ist.
  • Das erhaltene warmumgeformte Bauteil umfassend ein Stahlflachsubstrat mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einem Korrosionsschutzüberzug, wobei der Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist, ist gekennzeichnet dadurch, dass der Bedeckungsgrad mit Metallphosphaten auf der Oberfläche bevorzugt mindestens 10 %, insbesondere 25 %, besonders bevorzugt 30 % beträgt. In einer weiteren besonderen Ausführungsform, wenn es sich während des Auftrags der Phosphatierungslösung bei dem Stahlflachprodukt um Blechzuschnitte handelt, liegt der Bedeckungsgrad bei mindestens 72 %, bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %. In einer anderen Ausführungsform kann aus prozesstechnischen Gründen der Bedeckungsgrad auf maximal 90 %, bevorzugt 79 % besonders bevorzugt 72 % begrenzt sein, wenn es sich während des Auftrags der Phosphatierungslösung um ein Walzprodukt handelt. Eine Bedeckung mit 100 % ist allerdings technisch nicht zu erreichen. Durch den hohen Bedeckungsgrad nach der Warmumformung kann ein weiterer Phosphatierungsschritt nicht erforderlich sein.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist das warmumgeformte Bauteil dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus
    Fe: 35 - 90 %,
    Si: 0,1 - 10 %,
    • optional bis zu 0,5 % Mg,
    • und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind,
    • und als Rest Aluminium besteht
    • und die Al-Basisschicht siliziumarme und siliziumreiche Phasen umfasst, wobei für die Siliziumgehalte in den Phasen im Verhältnis zum Mittelwert des Siliziumgehaltes in de Al-Basisschicht Sial gilt: Si arm < 0,8 ∗ Si al ‾
      Figure imgb0003
       Si reich > 1,2 ∗ Si al ‾
      Figure imgb0004
  • Insbesondere tritt durch die Phosphatierung vor der Warmumformung eine Veränderung in der Al-Basisschicht nach der Warmumformung auf, die direkt unterhalb der Oxidschicht liegt. Die Veränderung in der Legierungsschicht ist dahingegen minimal. Bevorzugt sollte die Legierungsschicht nach der Warmumformung die gleiche Zusammensetzung wie vor der Warmumformung besitzen. Lediglich die Dicke der Legierungsschicht ist bei der Warmumformung angewachsen. Die Legierungsschicht nach der Warmumformung besteht aus bevorzugt mindestens 35 % Eisen. Der maximale Gehalt von Eisen in der Legierungsschicht beträgt bevorzugt 90 %, besonders bevorzugt 55 %. Der Siliziumgehalt in der Legierungsschicht nach der Warmumformung beträgt bevorzugt mindestens 0,1 % und maximal 10 %. Optional kann die Legierungsschicht Magnesium enthalten. Der Gehalt von Magnesium sollte auf 0,5 % begrenzt sein. Als besonders vorteilhaft hat sich ein Magnesiumgehalt von mindestens 0,1 % herausgestellt. Des Weiteren besteht die Legierungsschicht nach der Warmumformung optional aus weiteren Bestandteilen, deren Gehalt höchstens 2,0 % beschränkt sind und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die optionalen Bestandteile der Schmelze, z.B. Zink.
  • Durch die Phosphatierung ändert sich der Schichtaufbau der AI-Basisschicht. Im Fall, dass die Warmumformung ohne Phosphatierung des Stahlflachprodukts stattfindet, ist aus dem Stand der Technik ein fünf Schicht Aufbau aus Si-reichen und Si-armen Phasen bekannt. In der vorliegenden Erfindung ist die Si-reiche Phase diskreter. Unter diskreter ist zu verstehen, dass die Si-reichen Phasen eine geringere Durchgängigkeit aufweisen. Die Al-Basisschicht umfasst nach der Warmumformung siliziumarme und siliziumreiche Phasen, wobei für die Siliziumgehalte in den Phasen im Verhältnis zum Mittelwert des Siliziumgehaltes in de AI-Basisschicht Sial gilt: Si arm < 0,8 ∗ Si al ‾
    Figure imgb0005
     Si reich > 1,2 ∗ Si al ‾
    Figure imgb0006
  • Insbesondere sind siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet und/oder die siliziumreichen Phasen weisen eine Durchgängigkeit von höchstens 90 % aufweisen und sind insbesondere von siliziumarmen Gebieten begrenzt In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Durchgängigkeit höchstens 75 %, besonders bevorzugt höchstens 65 %.
  • Bei der Warmumformung bildet sich auf der AI-Basisschicht eine Oxidschicht. Bei dieser Oxidschicht handelt es sich um eine Mischung von verschiedenen Oxidtypen. Die gebildeten Oxide hängen von der Zusammensetzung des Korrosionsschutzüberzuges ab. Die benötigte freie Reaktionsenthalpie zur Bildung von typischen Al-Oxiden, z.B. Al2O3; liegt bei den Temperaturen der Warmumformung unterhalb der von typischen Siliziumoxiden, z.B. Si2O3. Daher besteht ein Großteil der äußeren Oxidschicht aus Al-Oxiden. Diese entstehen durch die Diffusion von Aluminium an die Oberfläche, wo das Aluminium mit dem Sauerstoff aus der Umgebung reagiert. Die Bildung dieser Oxidschicht in der vorliegenden Erfindung ist durch die Metallphosphate auf der Oberfläche während der Warmformung gestört. Dadurch kann ein geringer Anteil von Aluminium aus der Al-Basisschicht an die Oberfläche diffundieren und es verbleibt ein größerer Anteil an Aluminium in der Al-Basisschicht. Durch diesen erhöhten Anteil von Aluminium können die siliziumreichen Phasen keine kontinuierliche Schicht bilden, wie es aus dem Stand der Technik für warmumgeformte Bauteile ohne vorherige Phosphatierung des Stahlflachproduktes bekannt ist.
  • Durch die Si-reichen Phasen mit geringerer Durchgängigkeit ist sichergestellt, dass mehr Aluminium in der AI-Basisschicht verbleibt. Dadurch steht im Fall einer Beschädigung der Oberfläche des Bauteils mehr freies Aluminium in der AI-Basisschicht zur Verfügung. Dieses freie Aluminium diffundiert an die Oberfläche und bildet erneut eine externe Aluminiumoxidschicht und schützt somit das Bauteil gegen Korrosion.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Zur Erprobung der Erfindung wurde ein Stahlflachprodukt mit der Zusammensetzung in Tabelle 1 gewählt.
  • Dieses Stahlflachprodukt wurde mit unterschiedlichen Korrosionsschutzüberzügen a und g mit Standardverfahren schmelztauchbeschichtet (s. Tabelle 2). Hier sind jeweils die Schmelzanalysen für die einzelnen Proben in Gewichtsprozent angegeben. Außerdem ist die Schichtdicke auf einer Seite angegeben.
  • Anschließend wurde das Walzprodukt direkt als Coil phosphatiert und dann Blechzuschnitte erstellt oder aus dem Walzprodukt wurden zunächst Blechzuschnitte hergestellt und diese dann phosphatiert. Die erstellten Blechzuschnitte hatten jeweils eine Größe von 200x300 m. Das jeweilige Vorgehen kann der Spalte "Prozess" in Tabelle 4 entnommen werden.
  • Für die Phosphatierung wurden unterschiedliche Phosphatierungslösungen gemäß Tabelle 3 erprobt. Für die vorliegende Erfindung haben sich insbesondere die Zink-, Nickel-, Kupfer-, Polyethylenglykol-, Nitrat- und Fluorid -Konzentration als besonders positiv bezüglich der Auflagendicke bei gleicher Kontaktzeit herausgestellt. Verschiedene Varianten für die Phosphatierung mit unterschiedlichen Phosphatierungszeiten/Kontaktzeiten sind in Tabelle 3 dargestellt.
  • Tabelle 4 zeigt die unterschiedlichen Phosphatierungsvarianten in Kombination mit den unterschiedlichen Legierungsvarianten. Bei dem Beispiel 0 handelt es sich um ein nicht erfindungsgemäßes Beispiel. Bei dem Beispiel 0 wurde das Stahlflachprodukt nicht phosphatiert. Es wird daher nur ein Reflexionsgrad von 0,68 erreicht. Im Beispiel 19 wurde der Warmumformschritt nicht vorgenommen.
  • Bei den erfindungsgemäßen Beispielen 1-18 wurden geringere Reflexionsgrade gemessen verglichen mit den erfindungsgemäßen Beispielen. Der jeweilige Bedeckungsgrad wurde vor der Warmumformung (WUF) und nach der Warmumformung mittels Rasterelektronenmikroskop bestimmt. Der Bedeckungsgrad ist Tabelle 4 zu entnehmen. Die Bedeckungsgrade für die Walzprodukte liegen niedriger (Beispiele 2-13) als die Bedeckungsgrade für die Blechzuschnitte (Beispiele 14-18).
  • Um die Blechzuschnitte warmumzuformen wurden diese auf eine Ofentemperatur TOfen erwärmt und über eine Gesamtzeit tOfen gehalten. Die Ofentemperatur und die Gesamtzeit sind in Tabelle 5 angegeben. Die Aufheizgeschwindigkeit in dem Temperaturbereich 30 °C bis 700 °C in Abhängigkeit von der Blechdicke ist in Tabelle 6 angegeben. Hierbei ergeben sich je nach Phosphatierungslösung unterschiedliche Werte. Außerdem wurden die Aufheizgeschwindigkeit und im Bereich 30 °C bis 700 °C und in dem Bereich 500 °C bis 100 °C bestimmt. Beides ist in Tabelle 6 dargestellt.
  • Die so erwärmten Blechzuschnitte wurden anschließend mit einer Transferdauer von maximal 15 s in ein Umformwerkzeug eingelegt. Die Blechzuschnitte wiesen dabei zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb Ms+100 °C auf. Das Umformwerkezug war auf Raumtemperatur temperiert. In dem Umformwerkzeug wurden die Blechzuschnitte umgeformt. Anschließend wurden die umgeformten Blechzuschnitte innerhalb von 20 s auf Raumtemperatur abgekühlt und aus dem Werkzeug entnommen.
  • Außerdem wurde die Steigerung der Aufheizrate im Vergleich zu einem phosphatierten Stahlflachprodukt mittels (Aufheizrate_phosphatiert - Aufheizrate_unphosphatiert) / Aufheizrate_unphos-phatiert bestimmt. Als unphosphatierte Aufheizrate wurde die Aufheizrate des Referenzbeispiels 0 gewählt.
  • Mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM) und Energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX) wurden am Querschliff die Si-Phasen bestimmt. Die Durchgängigkeit der Si-Phase wurde mittels 3 Rasterelektronenaufnahmen bestimmt. Beim Erstellen eines Querschliffes werden die Proben standardmäßig in handelsübliche Polymermasse eingebettet. Zur Bestimmung der Durchgängigkeit wurden für alle 3 Bilder die Durchgängigkeit bestimmt und der Mittelwert gebildet. Variante 19 hat eine Durchgängigkeit größer 90 %. Die erfindungsgemäßen Varianten 1-18 haben Durchgängigkeiten < 75 %. Tabelle 1 (Zusammensetzung Stahlsubstrat in Gew.-%)
    Variante C Si Mn Al Cr Nb Ti B P S Ni Cu Mo V Fe
    a 0,22 0,145 1,1 0,18 0,2 0,032 0,017 0,0024 0,004 0,0007 0,03 0,01 0,02 0,05 Rest
    Tabelle 2 (Korrosionsschutzüberzugsvarianten)
    Korrosionsschutzüberzugsvariante Schmelzenanalyse Schichtdicke (einseitig) [µm]
    Si Fe Mg Sonstige Al
    a 8,9 3,1 0,5 <1% Rest 10
    g 9,5 3,2 <0,01 <1% Rest 25
    Tabelle 3 (Phosphatierungsvarianten)
    Phosphatierungslösung Konzentrationen [g/L] pH-Wert Kontaktzeit [s] Auflage [g/m2]
    Zn Ni Cu Polyethylenglykol Nitrat Fluoride
    A 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 5 0,1
    B 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 15 0,25
    C 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 30 0,63
    D 7 0,9 - - 14 1,25 3,0 30 1,8
    E 1,5 0,9 0,05 - 2,9 1,25 3,0 30 0,67
    F 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 2,8 30 0,54
    G 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 30 0,70
    H 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,2 30 0,91
    I 1,5 0,9 - 0,5 2,9 1,25 3,0 30 1,5
    J 1,5 0,9 - - 2,9 1,66 3,0 30 1,2
    K 1,5 6 - - 14 1,25 3,0 30 0,9
    L 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 120 2,5
    M 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 3,0 180 2,8
    N 7 0,9 - - 14 1,25 3,0 180 3,5
    O 1,5 0,9 - - 2,9 1,25 2,5 120 1,7
    Tabelle 4 (Versuchsprogramm) (unterstrichene Varianten sind Gegenbeispiele)
    Stahlflachproduktvariante Korrosionsschutzüberzugsvariante Phosphatierungsvariante Reflexionsgrad Prozess Bedeckungsgrad vor WUF [%] Bedeckungsgrad nach WUF [%]
    0 g - 0,68 - 0 0
    1 g A 0,49 Walzprodukt 35 33
    2 g B 0,47 Walzprodukt 48 45
    3 g C 0,41 Walzprodukt 60 58
    4 g D 0,34 Walzprodukt 70 65
    5 g E 0,44 Walzprodukt 58 58
    6 g F 0,46 Walzprodukt 45 44
    7 g G 0,41 Walzprodukt 59 59
    8 g H 0,39 Walzprodukt 65 63
    9 g I 0,35 Walzprodukt 71 70
    10 g J 0,37 Walzprodukt 67 65
    11 g K 0,40 Walzprodukt 60 60
    12 a C 0,42 Walzprodukt 60 56
    13 a D 0,36 Walzprodukt 67 66
    14 g L 0,35 Blechzuschnitt 85 80
    15 g M 0,32 Blechzuschnitt 98 98
    16 a L 0,34 Blechzuschnitt 87 87
    17 a M 0,32 Blechzuschnitt 99 90
    18 g N 0,30 Blechzuschnitt 99 91
    19 g O 0,40 Blechzuschnitt 70 -
    Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)
    Angaben teilweise gerundet
    Warmumformvariante TOfen [°C] t Ofen [min.]
    I 920 5
    Tabelle 6 (Aufheizeigenschaften) (unterstrichene Varianten sind Gegenbeispiel)
    Stahlflachproduktvariante Warmumformvariante Produkt aus mittlerer Aufheizgeschwindigkeit und Blechdicke [K*mm/s] Aufheizgeschwindigkeit von 30 °C bis 700 °C [K/s] Aufheizgeschwindigkeit von 500 °C bis 700 °C [K/s] (Aufheizrate_phosphatiert - Aufheizrate_unphosphatiert) / Aufheizrate_unphospha-tiert,
    0 l 10,5 7,1 4,4 -
    1 l 17,4 11,7 7,8 0,6
    2 l 18,1 12,2 8,1 0,7
    3 l 20,2 13,7 9,2 0,9
    4 l 22,8 15,3 10,3 1,2
    5 l 19,1 12,9 8,6 0,8
    6 l 18,5 12,5 8,3 0,8
    7 l 20,2 13,7 9,2 0,9
    8 l 21,1 14,1 9,5 1,0
    9 l 22,5 15,1 10,2 1,1
    10 l 21,7 14,6 9,9 1,1
    11 l 20,7 13,9 9,5 1,0
    12 l 19,9 13,4 9,0 0,9
    13 l 22,0 14,9 10,0 1,1
    14 l 22,4 15,1 10,2 1,1
    15 l 23,5 15,8 10,7 1,2
    16 l 22,7 15,3 10,3 1,2
    17 l 23,5 15,8 10,7 1,2
    18 l 24,2 16,3 11,0 1,5
    19 Keine - - - -
  • Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Figuren näher erläutert.
    • Figur 1 zeigt schematisch einen Querschnitt des warmumgeformten Bauteils ohne vorherige Phosphatierung. Die Figur soll als Referenz dienen. Auf dem Stahlsubstrat (1) befindet sich eine Legierungsschicht (2) und auf der Legierungsschicht die Al-Basisschicht (3) mit den Si-reichen Phasen (4). Die Si-reichen Phasen grenzen aneinander und dadurch bildet sich ein 5 lagiger Schicht bestehend aus Al-Basisschicht / Schicht aus Si-reichen Phasen / Al-Basisschicht / Schicht aus Si-reichen Phasen / Al-Basisschicht. Auf dem 5 lagigen Aufbau befindet sich eine Oxidschicht (5).
    • Figur 2 zeigt schematisch das erfindungsgemäße, warmumgeformte Bauteil. Der Schichtaufbau zeigt ebenfalls die Legierungsschicht (2) auf dem Stahlsubstrat (1). Die Si-reichen Phasen (4) sind nicht miteinander verbunden und sind in der AI-Basisschicht (3) eingebettet. Auf der Oberfläche befindet sich eine Oxidschicht mit Phosphor (6).
    • Figur 5 zeigt ein REM-Bild der Oberfläche des erfindungsgemäßen Stahlfachprodukts in verschiedenen Vergrößerungen.

Claims (14)

  1. Phosphatiertes Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat und einen Korrosionsschutzüberzug, wobei das Stahlsubstrat neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus C: 0,04 % - 0,45 %, Mn: 0,5 % - 2,6 %, Si: 0,02 % - 1,2 %, Al: 0,02 - 1,0 %, P: ≤ 0,05 %, S: ≤ 0,02 %,
    sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente mit den Gehalten: Ti: 0,01 % - 0,08 %, Nb: 0,02 % - 0,08 %, B: 0,001 % - 0,005 %, Cr: 0,08 % bis zu 1,0 %, Mo: ≤ 0,5 %, Ni: ≤ 0,5 %, Cu: ≤ 0,2 %, V: ≤ 0,1 %
    besteht, und wobei der Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist, gekennzeichnet dadurch, dass der Reflexionsgrad R im Infrarotbereich ≤ 0,65 ist.
  2. Phosphatiertes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 gekennzeichnet dadurch, dass der Bedeckungsgrad mit Metallphosphaten auf der Oberfläche des Stahlflachproduktes mindestens 10 % beträgt.
  3. Phosphatiertes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 und/oder Anspruch 2 gekennzeichnet dadurch, dass die Legierungsschicht aus Fe: 35 % - 90 %, Si: 0,1 % - 10 %, optional bis zu 0,5 % Mg
    und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht und die Al-Basisschicht aus Si: 1,0 % - 15 %,
    und optional Fe: 1 % - 4 %, Mg: bis zu 0,7 %, Zn: bis zu 15 %
    und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  4. Verfahren zum Herstellen eines phosphatierten Stahlflachprodukts, umfassend die folgenden Schritte:
    a) Bereitstellen eines Stahlsubstrats mit der Zusammensetzung nach Anspruch 1,
    b) Schmelztauchbeschichten des Stahlsubstrats mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis, wobei der Korrosionsschutzüberzug eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist,
    c) Dressieren des Stahlflachproduktes,
    d) Optionales Reinigen des Stahlflachprodukts,
    e) Optionales Aktivieren des Stahlflachprodukts,
    f) Phosphatieren des Stahlflachprodukts mit einer Phosphatierungslösung,
    g) Optional alkalisches Reinigen des Stahlflachproduktes,
    h) Optional Beölen des Stahlflachprodukts.
  5. Verfahren nach Anspruch 4 gekennzeichnet dadurch, dass der pH-Wert der Phosphatierungslösung mindestens gleich 2 und maximal 3,5 beträgt.
  6. Verfahren nach Anspruch 4 und/oder 5 gekennzeichnet dadurch, dass die Summe der Zinkkonzentration und der Nickelkonzentration in der Phosphatierungslösung mindestens 2,4 g/l beträgt.
  7. Verfahren nach Anspruch 4 bis 6 gekennzeichnet dadurch, dass die Kupferkonzentration in der Phosphatierungslösung mindestens 0,01 g/l beträgt.
  8. Das erhaltene warmumgeformte Bauteil umfassend ein Stahlflachsubstrat mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einem Korrosionsschutzüberzug, wobei der Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist, ist gekennzeichnet dadurch, dass der Bedeckungsgrad mit Metallphosphaten auf der Oberfläche mindestens 10 % beträgt.
  9. Warmumgeformtes Bauteil nach Anspruch 8 dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus Fe: 35 % - 90 %, Si: 0,1 % - 10 %, optional bis zu 0,5 % Mg,
    und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 % beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht und die AI-Basisschicht siliziumarme und siliziumreiche Phasen umfasst, wobei für die Siliziumgehalte in den Phasen im Verhältnis zum Mittelwert des Siliziumgehaltes in de AI-Basisschicht Sial gilt: Si arm < 0,8 ∗ Si al ‾
    Figure imgb0007
     Si reich > 1,2 ∗ Si al ‾
    Figure imgb0008
  10. Warmumgeformtes Bauteil nach einem der Ansprüche 8 bis 9 gekennzeichnet dadurch, dass die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet sind und/oder die siliziumreichen Phasen eine Durchgängigkeit von höchstens 90 % aufweisen und insbesondere von siliziumarmen Gebieten begrenzt sind.
  11. Verfahren zum Herstellen eines warmumgeformten Bauteils, umfassend die folgenden Schritte:
    a) Bereitstellen eines Stahlflachprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 3;
    b) Optionales Abteilen eine Blechzuschnittes aus dem Stahlflachprodukt und optionales Weiterverarbeiten;
    c) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt d)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    d) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s beträgt;
    e) 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 TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
    f) Entnehmen des auf die Zieltemperatur abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
  12. Verfahren nach Anspruch 11 gekennzeichnet dadurch, dass in Schritt c) in dem Temperaturbereich 30 °C bis 700 °C das Produkt aus mittlere Aufheizgeschwindigkeit und Blechdicke größer gleich 12 (K*mm)/s ist.
  13. Verfahren einem der Ansprüche 11 bis 12 gekennzeichnet dadurch, dass die mittlere Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich 500 °C bis 750 °C geringer ist als die mittlere Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich 30 °C bis 700 °C.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, gekennzeichnet dadurch, dass nach dem Warmumformen ein Phosphatierungsschritt mit einer optionalen vorherigen Aktivierung folgt.
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Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04254587A (ja) * 1991-02-04 1992-09-09 Nippon Parkerizing Co Ltd アルミニウム系金属板のプレス成形前処理方法及び塗装前処理方法
JP2007291441A (ja) * 2006-04-25 2007-11-08 Nippon Steel Corp 成形部の塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材およびその熱間プレス方法
WO2012120081A2 (de) 2011-03-08 2012-09-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt und verfahren zum herstellen eines stahlflachprodukts
WO2015036151A1 (de) 2013-09-13 2015-03-19 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum herstellen eines mit einem metallischen, vor korrosion schützenden überzug versehenen stahlbauteils und stahlbauteil
US20180044774A1 (en) * 2015-02-19 2018-02-15 Arcelormittal Method of producing a phosphatable part from a sheet coated with an aluminum-based coating and a zinc coating
US20200165712A1 (en) * 2017-02-28 2020-05-28 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for producing a hot-formed coated steel product
CN111424212A (zh) * 2020-05-11 2020-07-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度1800MPa级镀铝钢板及其制造方法及热成形零部件
US20220090250A1 (en) * 2019-01-04 2022-03-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Aluminum-based coating for flat steel products for press mold hardening components, and method for producing same
CN115443350A (zh) * 2020-05-18 2022-12-06 日本制铁株式会社 Al镀覆热冲压钢材

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04254587A (ja) * 1991-02-04 1992-09-09 Nippon Parkerizing Co Ltd アルミニウム系金属板のプレス成形前処理方法及び塗装前処理方法
JP2007291441A (ja) * 2006-04-25 2007-11-08 Nippon Steel Corp 成形部の塗装後耐食性に優れた高強度自動車部材およびその熱間プレス方法
WO2012120081A2 (de) 2011-03-08 2012-09-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt und verfahren zum herstellen eines stahlflachprodukts
WO2015036151A1 (de) 2013-09-13 2015-03-19 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum herstellen eines mit einem metallischen, vor korrosion schützenden überzug versehenen stahlbauteils und stahlbauteil
US20180044774A1 (en) * 2015-02-19 2018-02-15 Arcelormittal Method of producing a phosphatable part from a sheet coated with an aluminum-based coating and a zinc coating
US20200165712A1 (en) * 2017-02-28 2020-05-28 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for producing a hot-formed coated steel product
US20220090250A1 (en) * 2019-01-04 2022-03-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Aluminum-based coating for flat steel products for press mold hardening components, and method for producing same
CN111424212A (zh) * 2020-05-11 2020-07-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度1800MPa级镀铝钢板及其制造方法及热成形零部件
CN115443350A (zh) * 2020-05-18 2022-12-06 日本制铁株式会社 Al镀覆热冲压钢材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
SCHNEIDER ET AL., ASC APPL. MATER INTERFACES, 2013, pages 4224 - 4232

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