EP4520848A2 - Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen - Google Patents

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EP4520848A2
EP4520848A2 EP24218807.6A EP24218807A EP4520848A2 EP 4520848 A2 EP4520848 A2 EP 4520848A2 EP 24218807 A EP24218807 A EP 24218807A EP 4520848 A2 EP4520848 A2 EP 4520848A2
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EP
European Patent Office
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sheet metal
flat steel
temperature
steel product
metal part
Prior art date
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Pending
Application number
EP24218807.6A
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English (en)
French (fr)
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EP4520848A3 (de
Inventor
Janko Banik
Dirk Rosenstock
Cássia CASTRO MÜLLER
Thomas Gerber
Maria KÖYER
Sebastian STILLE
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/522—Temperature of the bath
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the invention relates to a flat steel product for hot forming and a method for producing such a flat steel product. Furthermore, the invention relates to a sheet metal part with improved properties and a method for producing such a sheet metal part from a flat steel product.
  • a “flat steel product” or a “sheet metal product” refers to rolled products, such as steel strips or sheets, from which "sheet metal blanks” (also called blanks) are cut for the production of, for example, car body components.
  • sheet metal blanks also called blanks
  • “Formed sheet metal parts” or “sheet metal components” of the type according to the invention are made from such sheet metal blanks, whereby the terms “formed sheet metal part” and “sheet metal component” are used synonymously here.
  • the microstructure was determined on longitudinal sections etched with 5% Nital (alcoholic nitric acid). The content of retained austenite was determined by X-ray diffraction.
  • the sheet metal part consists of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities, is composed of (in wt. %) 0.10 - 0.30% C, 0.5 - 2.0% Si, 0.5 - 2.4% Mn, 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.5% Cr, 0.01 - 0.1% P, and possibly further optional elements, in particular 0.005 - 0.1% Nb.
  • the sheet metal component comprises an anti-corrosive coating containing aluminum.
  • the task was to further develop a flat steel product for hot forming in such a way that, in combination with an aluminum-based anti-corrosive coating, improved processing properties of the hot-formed sheet metal part could be achieved. Furthermore, a process was to be specified for the practical production of such sheet metal parts.
  • a flat steel product for hot forming comprising a steel substrate made of steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in wt.%), consists of C: 0.50 - 0.50%, Si: 0.05 - 0.6%, Mn: 0.5 - 3.0%, Al: 0.10 - 1.0%, Note: 0.001 - 0.2%, T: 0.001 - 0.10% B: 0.0005 - 0.01% P: ⁇ 0.05%, S: ⁇ 0.02%, N: ⁇ 0.02%, Sn: ⁇ 0.05%, Ace: ⁇ 0.01% and optionally one or more of the elements "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in the following contents Cr: 0.01 - 1.0%, Cu: 0.01 - 0.2%, Mo: 0.002 - 0.3%, No: 0.01 - 0.5%, V: 0.001 - 0.3%, Approx: 0.0005 - 0.005%, W: 0.001 -1.00%
  • the steel substrate of the flat steel product according to the invention has an aluminum content of at least 0.10 wt.%, particularly preferably at least 0.11 wt.%, in particular at least 0.12 wt.%, preferably at least 0.140 wt.%, in particular at least 0.15 wt.%, preferably at least 0.16 wt.%.
  • the maximum aluminum content is 1.0 wt.%, in particular a maximum of 0.8 wt.%.
  • the aluminum content is at least 0.10 wt.%, particularly preferably at least 0.11 wt.%, in particular at least 0.12 wt.%, preferably at least 0.140 wt.%, in particular at least 0.15 wt.%, preferably at least 0.16 wt.%.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 0.50 wt.%, in particular a maximum of 0.35 wt.%, preferably a maximum of 0.25 wt.%, in particular a maximum of 0.24 wt.%.
  • the aluminum content is at least 0.50 wt.%, preferably at least 0.60 wt.%, preferably at least 0.70 wt.%.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 1.0 wt.%, in particular a maximum of 0.9 wt.%, preferably a maximum of 0.80 wt.%.
  • Al Aluminum
  • Al is known to be added as a deoxidizer in the production of steel. At least 0.01 wt.% Al is required to reliably bind the oxygen contained in the molten steel. In addition, Al can be used to bind undesirable, but unavoidable, N contents due to manufacturing processes. Relatively high aluminum contents have been avoided so far, as the Ac3 temperature also shifts upwards with increasing aluminum content. This has a negative impact on austenitization, which is important for hot forming. However, it has been shown that increased aluminum contents surprisingly lead to positive effects when combined with an aluminum-based corrosion protection coating.
  • iron diffuses from the steel substrate into the liquid corrosion protection coating.
  • iron-aluminide compounds with a higher density are formed via a multi-stage phase transformation (Fe2Al5 ⁇ Fe2Al ⁇ FeAl ⁇ Fe3Al).
  • the formation of such denser phases is associated with higher aluminum consumption than with less dense phases.
  • This locally higher aluminum consumption leads to the formation of pores (vacancies) in the resulting phase.
  • These pores preferably form in the transition region between the steel substrate and the corrosion protection coating, where the proportion of available aluminum is strongly influenced by the aluminum content of the steel substrate. In particular, an accumulation of pores in the form of a band can occur in the transition region.
  • the Al content is too high, especially at contents exceeding 1.0 wt% Al, there is a risk of Al oxides forming on the surface of a product made from steel alloyed according to the invention, which would impair the wetting behavior during hot-dip coating. Furthermore, higher Al contents promote the formation of non-metallic Al-based inclusions, which, as coarse inclusions, negatively impact crash behavior. Therefore, the Al content is preferably selected below the aforementioned upper limits.
  • the bending behavior of the sheet metal component is particularly supported by the niobium content ("Nb") of at least 0.001 wt.% according to the invention.
  • the niobium content is preferably at least 0.005 wt.%, in particular at least 0.010 wt.%, preferably at least 0.015 wt.%, particularly preferably at least 0.020 wt.%, in particular at least 0.024 wt.%, preferably at least 0.025 wt.%.
  • the specified niobium content leads, particularly in the process described below for producing a flat steel product for hot forming with a corrosion protection coating, to a distribution of niobium carbonitrides, which results in a particularly fine hardened microstructure during subsequent hot forming.
  • the coated flat steel product is kept for a certain time in a temperature range between 400 °C and 300 °C. In this temperature range, a certain diffusion rate of carbon still exists in the steel substrate, while the thermodynamic solubility is very low. Thus, carbon diffuses to lattice defects and accumulates there.
  • Lattice defects are caused in particular by dissolved niobium atoms, which, due to their significantly higher atomic volume, expand the atomic lattice and thus enlarge the tetrahedral and octahedral gaps in the atomic lattice, so that the local solubility of C is increased.
  • clusters of C and Nb form in the steel substrate, which then transform into very fine precipitates in the subsequent austenitizing step of hot forming and act as additional austenite nuclei. This results in a refined austenite microstructure with smaller austenite grains and thus also a refined hardening microstructure.
  • the refined ferritic microstructure in the interdiffusion layer helps reduce the tendency for crack initiation under bending loads.
  • the Nb content is a maximum of 0.2 wt.%.
  • the niobium content is preferably a maximum of 0.20 wt.%, in particular a maximum of 0.15 wt.%, preferably a maximum of 0.10 wt.%, in particular a maximum of 0.05 wt.%.
  • Al/Nb ratio of less than or equal to 1.6 wt.% for low manganese contents, for which the following applies: Al / Nb ⁇ 20 . 0 , which corresponds approximately to an atomic ratio of both elements ⁇ 6.
  • the ratio Al/Nb is preferably ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the ratio Al/Nb is preferably ⁇ 28.0, in particular ⁇ 26.0, preferably ⁇ 24.0, particularly preferably ⁇ 22.0, preferably ⁇ 20.0, in particular ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the ratio Al/Nb is ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • Carbon is present in the steel substrate of the flat steel product in concentrations of 0.50 - 0.50 wt.%. Such adjusted C contents contribute to the hardenability of the steel by delaying ferrite and bainite formation and stabilizing the residual austenite in the microstructure.
  • the carbon content can be adjusted to 0.45 wt.%, preferably to a maximum of 0.42 wt.%, particularly preferably to 0.40 wt.%, preferably to a maximum of 0.38 wt.%, and in particular to a maximum of 0.35 wt.%.
  • C contents of at least 0.32 wt.%, preferably 0.55 wt.%, in particular at least 0.34 wt.%, preferably at least 0.35 wt.% can be provided.
  • tensile strengths of the sheet metal part of at least 1700 MPa, in particular at least 1800 MPa, after hot press forming can be reliably achieved, subject to the further provisions of the invention.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product as well as the strength of the press-hardened product through solid solution strengthening. Silicon also enables the use of ferro-silicon-manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs. A hardening effect is already evident at a Si content of 0.05 wt.%. A significant increase in strength occurs at a Si content of at least 0.15 wt.%, and especially at least 0.20 wt.%. Si contents above 0.6 wt.% have a detrimental effect on the coating behavior, especially in Al-based coatings. Si contents of 0.50 wt.% or less, especially 0.50 wt.% or less, are preferred to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese acts as a hardening element by significantly retarding the formation of ferrite and bainite. At manganese contents below 0.4 wt. %, significant amounts of ferrite and bainite are formed during press hardening, even at very rapid cooling rates, which should be avoided. Mn contents of at least 0.5 wt. %, preferably at least 0.7 wt. %, in particular at least 0.8 wt. %, preferably at least 0.9 wt. %, in particular at least 1.00 wt. %, preferably at least 1.05 wt. %, and particularly preferably at least 1.10 wt.
  • Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0 wt. %, preferably a maximum of 2.5 wt. %.
  • Weldability, in particular, is severely limited, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6 wt%, and in particular to 1.30 wt%, and in particular to a maximum of 1.20 wt%.
  • Manganese contents of less than or equal to 1.6 wt% are also preferred for economic reasons.
  • Titanium is a microalloying element that is added to contribute to grain refinement. At least 0.001 wt.% Ti, in particular at least 0.004 wt.%, and preferably at least 0.010 wt.% Ti, should be added to ensure sufficient availability. Above 0.10 wt.% Ti, cold rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why higher Ti contents should be avoided. To improve cold rollability, the Ti content can preferably be limited to 0.08 wt.%, in particular to 0.038 wt.%, particularly preferably to 0.020 wt.%, and especially 0.015 wt.%. Titanium also has the effect of binding nitrogen, thus enabling boron to exert its strong ferrite-inhibiting effect. Therefore, in a preferred embodiment, the titanium content is more than 3.42 times the nitrogen content to achieve sufficient nitrogen binding.
  • B Boron
  • a significant effect on hardenability occurs at contents of at least 0.0005 wt.%, preferably at least 0.0007 wt.%, in particular at least 0.0010 wt.%, in particular at least 0.0020 wt.%.
  • the boron content is limited to a maximum of 0.01 wt.%, preferably a maximum of 0.0100 wt.%, preferably a maximum of 0.0050 wt.%, in particular a maximum of 0.0035 wt.%, in particular a maximum of 0.0050 wt.%, preferably a maximum of 0.0025 wt.%.
  • Phosphorus (“P”) and sulfur (“S”) are elements that are introduced into steel as impurities through iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelmaking process.
  • the P and S contents should be kept as low as possible, since mechanical properties such as notch impact energy deteriorate with increasing P and S contents.
  • embrittlement of the martensite begins to occur, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.03 wt.%, in particular a maximum of 0.02 wt.%.
  • the S content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.02 wt.%, preferably a maximum of 0.0010 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • Nitrogen is also present in small amounts as an impurity in steel due to the steelmaking process.
  • the N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02 wt.%. Nitrogen is particularly harmful to alloys containing boron, as it inhibits the transformation-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides. Therefore, the nitrogen content in this case should preferably not exceed 0.010 wt.%, and in particular not exceed 0.007 wt.%.
  • Sn tin
  • As arsenic
  • Sn content is a maximum of 0.05 wt.%, preferably a maximum of 0.02 wt.%.
  • As content is a maximum of 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • Chromium, copper, molybdenum, nickel, vanadium, calcium and tungsten can optionally be alloyed to the steel of a flat steel product according to the invention, either individually or in combination with one another.
  • the Cr content of the steel or the steel substrate is limited to a maximum of 1.0 wt.%, preferably a maximum of 0.80 wt.%, in particular a maximum of 0.75 wt.%, preferably a maximum of 0.50 wt.%, in particular a maximum of 0.50 wt.%.
  • Vanadium (V) can optionally be added in amounts of 0.001–1.0 wt.%.
  • the vanadium content is preferably a maximum of 0.3 wt.%. For cost reasons, a maximum of 0.2 wt.% vanadium is added.
  • Molybdenum can be optionally added to improve process stability, as it significantly slows ferrite formation. Starting at concentrations of 0.002 wt.%, dynamic molybdenum-carbon clusters form, extending to ultrafine molybdenum carbides at the grain boundaries. which significantly slow the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. Molybdenum also reduces the grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite.
  • the Mo content is preferably at least 0.004 wt.%, in particular at least 0.01 wt.%. Due to the high costs associated with a molybdenum alloy, the content should be at most 0.3 wt.%, in particular at most 0.10 wt.%, and preferably at most 0.08 wt.%.
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be added to the alloy to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive influence on hot rollability, particularly when the steel contains copper. Copper impairs hot rollability. To counteract the negative influence of copper on hot rollability, 0.01 wt.% nickel can be added to the steel; the Ni content is preferably at least 0.015 wt.%, more preferably at least 0.020 wt.%. For economic reasons, the nickel content should be limited to a maximum of 0.5 wt.%, in particular a maximum of 0.20 wt.%. The Ni content is preferably a maximum of 0.10 wt.%.
  • a flat steel product according to the invention can optionally contain at least 0.0005 wt.% Ca, in particular at least 0.0010 wt.%, preferably at least 0.0020 wt.%.
  • the maximum Ca content is 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.007 wt.%, preferably a maximum of 0.005 wt.%.
  • Tungsten (W) can optionally be added to the alloy in concentrations of 0.001–1.0 wt.% to slow ferrite formation. A positive effect on hardenability is already achieved at W contents of at least 0.001 wt.%. For cost reasons, a maximum of 1.0 wt.% tungsten is added.
  • the sum of the Mn content and the Cr content (“Mn+Cr”) is more than 0.7 wt.%, in particular more than 0.8 wt.%, preferably more than 1.1 wt.%. Below a minimum sum of both elements, their necessary transformation-inhibiting effect is lost. Irrespective of this, the sum of the Mn content and the Cr content is less than 3.5 wt.%, preferably less than 2.5 wt.%, in particular less than 2.0 wt.%, particularly preferably less than 1.5 wt.%. The upper limit values for both elements arise from ensuring coating performance and ensuring adequate welding behavior.
  • the flat steel product preferably comprises a corrosion protection coating to protect the steel substrate from oxidation and corrosion during hot forming and during use of the produced steel component.
  • the flat steel product preferably comprises an aluminum-based anti-corrosive coating.
  • the anti-corrosive coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two large, opposing surfaces of the flat steel product are referred to as the two sides of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are referred to as the edges.
  • 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 consisting of up to 15 wt.% Si, preferably more than 1.0 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, and optionally up to 15 wt.% Zn, preferably up to 10 wt.% Zn, and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, with the remainder being aluminum.
  • the Si content of the melt is 1.0 - 3.5 wt.% or 5-15 wt.%, in particular 7 - 12 wt.%, in particular 8 - 10 wt.%.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt comprises 0.1 - 1.0 wt.% Mg, in particular 0.1 - 0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.01 wt.% Ca.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer is essentially formed from aluminum and iron.
  • the remaining elements from the steel substrate or the melt composition do not accumulate significantly in the alloy layer.
  • the alloy layer preferably consists of 35-60 wt.% Fe, preferably ⁇ -iron, optional further constituents whose total contents are limited to a maximum of 5.0 wt.%, preferably 2.0%, and the remainder aluminum, with the Al content preferably increasing towards the surface.
  • the optional further constituents include in particular the remaining constituents of the melt (i.e. silicon and optionally alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining portions of the steel substrate in addition to iron.
  • the Al base layer lies on top of the alloy layer and directly adjoins it.
  • the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt of the molten bath. This means that it consists of 0.1–15 wt.% Si, optionally 2–4 wt.% Fe, optionally up to 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 15 wt.% Zn, preferably up to 10 wt.% Zn, and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, with the remainder being aluminum.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals comprises 0.1 - 1.0 wt.% Mg, in particular 0.1 - 0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the Al base layer can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • the Si content in the alloy layer is lower than the Si content in the Al base layer.
  • the corrosion protection coating preferably has a thickness of 5 - 60 ⁇ m, in particular 10 - 40 ⁇ m.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is in particular 30 ⁇ 360 g m 2 with corrosion protection coatings on both sides or 15 ⁇ 180 g m 2 in the one-sided variant.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is preferably 100 ⁇ 200 g m 2 for double-sided coatings or 50 ⁇ 100 g m 2 for one-sided coatings.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is particularly preferred 120 ⁇ 180 g m 2 for double-sided coatings or 60 ⁇ 90 g m 2 for one-sided covers.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 20 ⁇ m, more preferably less than 16 ⁇ m, in particular less than 12 ⁇ m, particularly preferably less than 10 ⁇ m, preferably less than 8 ⁇ m, in particular less than 5 ⁇ m.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference between the thicknesses of the anti-corrosive coating and the alloy layer.
  • the thickness of the Al base layer is preferably at least 1 ⁇ m, even with thin anti-corrosive coatings.
  • the flat steel product comprises an oxide layer arranged on the corrosion protection coating.
  • the oxide layer is located in particular on the aluminum base layer and preferably forms the outer edge of the corrosion protection coating.
  • the oxide layer consists in particular of more than 80 wt.% oxides, with the majority of the oxides (i.e., more than 50 wt.% of the oxides) being aluminum oxide.
  • hydroxides and/or magnesium oxide are present in the oxide layer, alone or as a mixture.
  • the remainder of the oxide layer not occupied by the oxides and optionally present hydroxides consists of silicon, aluminum, iron, and/or magnesium in metallic form.
  • zinc oxide components are also present in the oxide layer.
  • the oxide layer of the flat steel product has a thickness greater than 50 nm.
  • the thickness of the oxide layer is a maximum of 500 nm.
  • the flat steel product includes a zinc-based corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two large, opposing surfaces of the flat steel product are referred to as the two sides.
  • the narrow surfaces are referred to as the edges.
  • Such a zinc-based corrosion protection coating preferably comprises 0.2-6.0 wt.% Al, 0.1-10.0 wt.% Mg, optionally 0.1-40 wt.% manganese or copper, optionally 0.1-10.0 wt.% cerium, optionally at most 0.2 wt.% other elements, unavoidable impurities, and the remainder zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0 wt.%, preferably a maximum of 1.5 wt.%.
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0 wt.%, preferably a maximum of 1.0 wt.%.
  • the corrosion protection coating can be applied by hot-dip coating, by physical vapor deposition, or by electrolytic processes.
  • a further developed flat steel product preferably has a high uniform elongation Ag of at least 10.0%, in particular at least 11.0%, preferably at least 11.5%, in particular at least 12.0%.
  • the yield strength of a specially designed flat steel product exhibits a continuous curve or only a slight degree of variation.
  • continuous curve means that there is no pronounced yield strength.
  • a yield strength with a continuous curve can also be referred to as a proof strength Rp0.2.
  • Particularly good ageing resistance can be achieved with flat steel products for which the difference ⁇ Re is not more than 25 MPa.
  • a specially developed flat steel product has an elongation at break A80 of at least 15%, in particular at least 18%, preferably at least 19%, particularly preferably at least 20%.
  • the flat steel product has fine precipitates in the structure, particularly in the form of niobium carbonitrides and/or titanium carbonitrides.
  • fine precipitates are defined as all precipitates with a diameter of less than 30 nm.
  • the remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the fine precipitates in the structure are rounded precipitates with a diameter of up to 20 nm.
  • the diameter is at least 2 nm.
  • the diameter is a maximum of 15 nm, in particular a maximum of 12 nm.
  • the flat steel product has a largely fine precipitates in its microstructure.
  • largely fine precipitates means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates are fine precipitates. This means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates have a diameter of less than 30 nm.
  • the density of the fine precipitates is at least 0.018 per 100 nm 2 , preferably at least 0.020 per 100 nm 2 .
  • the fine precipitates result in a particularly fine microstructure with small grain diameters.
  • This fine microstructure makes the material more homogeneous. This results in improved mechanical properties, particularly reduced crack susceptibility, resulting in improved flexural properties and higher elongation at fracture. This also results in improved toughness with more pronounced necking behavior.
  • the precipitates in the flat steel product and the formed sheet metal part are determined using electron-optical and X-ray images (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the technical literature as "carbon extraction replicas").
  • the carbon extraction replicas are created from longitudinal sections (20 x 30 mm).
  • the measurement resolution is between 10,000 and 200,000 times.
  • the precipitates can be divided into coarse and fine precipitates. Fine precipitates are all precipitates with a diameter of less than 30 nm. The remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the proportion of fine precipitates to the total number of precipitates in the measurement field and the total number of fine precipitates in the measurement field are determined by simple counting. For the fine precipitates, the mean diameter is also calculated using computer-assisted image analysis.
  • the flat steel product is, in particular, further developed such that it has regions of different thicknesses.
  • the method described below for producing a shaped sheet metal part is preferably further developed such that such a flat steel product with regions of different thicknesses is used.
  • the shaped sheet metal part explained below is further developed such that it has regions of different thicknesses.
  • Areas of varying thickness have the advantage of allowing specific areas of the final sheet metal part (see below) to be reinforced. This makes it possible to design those sections subject to particular stresses (e.g., during a crash) with increased rigidity, while making other sections thinner to reduce the weight of the component. The result is a weight-optimized component with targeted reinforcements in areas subject to high stress.
  • the method according to the invention for producing a flat steel product for hot forming with a corrosion protection coating comprises the following steps: a) Providing a slab or a thin slab made of steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in % by weight), consists of C: 0.30 - 0.50%, Si: 0.05 - 0.6%, Mn: 0.5 - 3.0%, Al: 0.10-1.0%, Note: 0.001 - 0.2%, T: 0.001 - 0.10% B: 0.0005 - 0.01% P: ⁇ 0.03%, S: ⁇ 0.02%, N: ⁇ 0.02%, Sn: ⁇ 0.03% Ace: ⁇ 0.01% and optionally one or more of the elements "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in the following contents Cr: 0.01 - 1.0%, Cu: 0.01 - 0.2%, Mo: 0.002 - 0.3%, No: 0.01 - 0.5% V: 0.001 - 0.3% Approx: 0.0005
  • a semi-finished product composed according to the alloy specified for the flat steel product according to the invention is provided.
  • This can be a slab produced by conventional continuous slab casting or by thin slab casting.
  • step b) the semi-finished product is thoroughly heated at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C. If the semi-finished product has cooled down after casting, it is first reheated to 1100 - 1400 °C for thorough heating.
  • the thorough heating temperature should at least 1100 °C to ensure good formability for the subsequent rolling process.
  • the soaking temperature should not exceed 1400 °C to avoid the presence of molten phases in the semi-finished product.
  • the semi-finished product is pre-rolled into an intermediate product.
  • Thin slabs are not usually subjected to pre-rolling.
  • Thick slabs to be rolled into hot strip can be pre-rolled if required.
  • the temperature of the intermediate product (T2) at the end of pre-rolling should be at least 1000 °C to ensure that the intermediate product retains sufficient heat for the subsequent finish-rolling step.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of pre-rolling should not exceed 1200 °C.
  • step d) the slab or thin slab, or if step c) has been performed, the intermediate product, is rolled into a hot-rolled flat steel product.
  • step c) the intermediate product is typically finish-rolled immediately after rough rolling. Typically, finish rolling begins no later than 90 seconds after the end of rough rolling.
  • the slab, the thin slab, or, if step c) has been performed, the intermediate product are rolled to a final rolling temperature (T3).
  • the final rolling temperature i.e., the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750–1000 °C. At finish rolling temperatures below 750 °C, the amount of free vanadium decreases because larger amounts of vanadium carbides are precipitated.
  • the vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average grain size of 30 nm or more and are not dissolved in subsequent annealing processes, such as those performed prior to hot-dip coating.
  • the final rolling temperature is limited to a maximum of 1000 °C to prevent coarsening of the austenite grains. Furthermore, final rolling temperatures of a maximum of 1000 °C are relevant for the process to achieve coiling temperatures (T4) below 700 °C.
  • Hot rolling of the steel flat product can be performed as continuous hot strip rolling or reversing rolling.
  • step e) provides for an optional coiling of the hot-rolled steel flat product.
  • the hot strip is heated to a coiling temperature (T4) within less than 50 seconds after hot rolling. cooled.
  • the cooling medium used can be water, air, or a combination of both.
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 700 °C to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, there is no lower limit on the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 500 °C have proven favorable for cold rolling.
  • the coiled hot strip is then cooled to room temperature in air using the conventional method.
  • step f the hot-rolled flat steel product is optionally descaled in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
  • the scale-cleaned hot-rolled flat steel product can optionally be subjected to cold rolling before annealing in step g), for example, to meet higher thickness tolerance requirements for the flat steel product.
  • the cold rolling degree (KWG) should be at least 30% to inject sufficient deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization.
  • the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a hot strip thickness of d.
  • the flat steel product after cold rolling is also commonly referred to as cold strip.
  • the cold rolling degree can, in principle, assume very high values of over 90%. However, cold rolling degrees of no more than 80% have proven to be beneficial in preventing strip breakage.
  • the flat steel product undergoes an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650–900 °C.
  • T5 annealing temperatures
  • the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 seconds and then held at the annealing temperature for 30 to 600 seconds.
  • the annealing temperature is at least 650 °C, preferably at least 720 °C. Annealing temperatures above 900 °C are undesirable for economic reasons.
  • step i) the flat steel product is cooled after annealing to an immersion temperature (T6) to prepare it for subsequent coating treatment.
  • the immersion temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the molten bath.
  • the immersion temperature is 600-800 °C, preferably at least 650 °C, more preferably at least 670 °C, and most preferably at most 700 °C.
  • the cooling time of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the immersion temperature T6 is preferably 10 - 180 s.
  • the immersion temperature T6 deviates from the temperature of the molten bath T7 by no more than 30 K, in particular no more than 20 K, preferably no more than 10 K.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment in step j).
  • the coating treatment is preferably carried out by continuous hot-dip coating.
  • the coating can be applied to just one side, both sides, or all sides of the flat steel product.
  • the coating treatment is preferably carried out as a hot-dip coating process, in particular as a continuous process.
  • the flat steel product usually comes into contact with the molten bath on all sides, so that it is coated on all sides.
  • the molten bath which contains the alloy to be applied to the flat steel product in liquid form, typically has a temperature (T7) of 660–800 °C, preferably 680–740 °C.
  • Aluminum-based alloys have proven particularly suitable for coating ageing-resistant flat steel products with a corrosion-protective coating.
  • the molten bath contains up to 15 wt.% Si, preferably more than 1.0%, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0% wt.% alkali or alkaline earth metals, and optionally up to 15 wt.% Zn, preferably up to 10 wt.% Zn and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • the Si content of the melt is 1.0-3.5 wt.% or 7-12 wt.%, in particular 8-10 wt.%.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt comprises 0.1-1.0 wt.% Mg, in particular 0.1-0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.01 wt.% Ca.
  • a first cooling time t mT in the temperature range between 600 °C and 450 °C is more than 5 s, preferably more than 10 s, in particular more than 14 s
  • a second cooling time t nT in the temperature range between 400 °C and 300 °C is more than 4 s, preferably more than 8 s, in particular more than 12 s.
  • the first cooling time t mT can be achieved in the temperature range between 600 °C and 450 °C (medium temperature range mT) by slow, continuous cooling or by holding the product at a temperature for a certain time within this temperature range. Intermediate heating is even possible.
  • the important thing is that the flat steel product remains in the temperature range between 600 °C and 450 °C for at least the cooling time t mT .
  • this temperature range on the one hand, there is a significant diffusion rate of iron into aluminum and, on the other hand, the diffusion of aluminum into steel is inhibited because the temperature is below half the melting temperature of steel. This allows diffusion of iron into the corrosion protection coating without strong diffusion of aluminum into the steel substrate.
  • the diffusion of iron into the corrosion protection coating has several advantages: Firstly, it delays the melting of the corrosion protection coating during austenitizing prior to press hardening. Secondly, it homogenizes the thermal expansion coefficients of the corrosion protection coating and the substrate. This means that the transition area between the substrate and surface thermal expansion coefficients becomes wider, which reduces thermal stresses during reheating.
  • the diffusion of aluminum into the steel substrate would have significant disadvantages: Due to the very high affinity of aluminum to nitrogen, a high aluminum content can lead to nitrogen dissolving from fine precipitates, such as niobium carbonitrides or titanium carbonitrides, and instead, coarse precipitates, such as aluminum nitrides, forming preferentially at the grain boundaries. These would impair crash performance and reduce the bending angle. Furthermore, this destabilizes the fine precipitates (e.g., the niobium-containing Precipitations) in the uppermost substrate area, which are important for many preferred properties.
  • fine precipitates e.g., the niobium-containing Precipitations
  • the iron concentration in the transition boundary layer increases to such an extent that the activity of aluminum in the coating directly at the substrate boundary is further reduced. This then leads to an even further reduced aluminum uptake into the substrate during austenitization before press hardening, with the associated advantages described above.
  • the second cooling time t nT in the temperature range between 400 °C and 300 °C can also be achieved by slow, continuous cooling or by holding at a temperature within this temperature range for a certain period of time. Intermediate heating is even possible. The only important thing is that the flat steel product remains in the temperature range between 400 °C and 300 °C for at least the cooling time t nT .
  • transition carbides very fine iron carbides (so-called transition carbides) are also formed, which in turn dissolve very quickly during austenitizing and lead to additional austenite nuclei and thus an even finer austenite structure and thus also a hardening structure.
  • the coated flat steel product can optionally be subjected to skin passing with a skin passing degree of up to 2% to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • the invention further relates to a sheet metal part formed from a flat steel product comprising a steel substrate as described above and a corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating has the advantage of preventing scale formation during austenitization during hot forming. Furthermore, such a corrosion protection coating protects the formed sheet metal part against corrosion.
  • the sheet metal part preferably comprises an aluminum-based corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating of the sheet metal part preferably comprises an alloy layer and an aluminum base layer.
  • the alloy layer is often also referred to as an interdiffusion layer.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 30 ⁇ m, particularly preferably less than 20 ⁇ m, in particular less than 16 ⁇ m, and particularly preferably less than 12 ⁇ m.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference between the thicknesses of the anti-corrosive coating and the alloy layer.
  • the alloy layer lies directly on the steel substrate.
  • the alloy layer of the sheet metal part preferably consists of 35–90 wt.% Fe, 0.1–10 wt.% Si, optionally up to 0.5 wt.% Mg, and optional additional components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, with the remainder being aluminum. Due to the further diffusion of iron into the alloy layer, the Si and Mg contents are correspondingly lower than their respective contents in the melt of the molten bath.
  • the alloy layer preferably has a ferritic structure.
  • the Al base layer of the sheet metal part lies on top of the alloy layer of the steel component and is directly adjacent to it.
  • the Al base layer of the steel component preferably consists of 35-55 wt.% Fe, 0.4-10 wt.% Si, optionally up to 0.5 wt.% Mg, and optionally further Components whose total contents are limited to a maximum of 2.0% by weight, and the remainder being aluminium.
  • the Al base layer can have a homogeneous element distribution, with local element contents varying by no more than 10%.
  • Preferred variants of the Al base layer have silicon-poor phases and silicon-rich phases. Silicon-poor phases are regions whose average Si content is at least 20% lower than the average Si content of the Al base layer. Silicon-rich phases are regions whose average Si content is at least 20% higher than the average Si content of the Al base layer.
  • the silicon-rich phases are arranged within the silicon-poor phase.
  • the silicon-rich phases form at least a 40% continuous layer bordered by silicon-poor regions.
  • the silicon-rich phases are arranged in island-like patterns within the silicon-poor phase.
  • island-shaped means an arrangement in which discrete, unconnected areas are enclosed by another material - i.e., "islands” of a particular material are located within another material.
  • the steel component comprises an oxide layer arranged on the corrosion protection coating.
  • the oxide layer is located in particular on the Al base layer and preferably forms the outer edge of the corrosion protection coating.
  • the oxide layer of the steel component consists, in particular, of more than 80 wt.% oxides, with the majority of the oxides (i.e., more than 50 wt.% of the oxides) being aluminum oxide.
  • the majority of the oxides i.e., more than 50 wt.% of the oxides
  • aluminum oxide in addition to aluminum oxide, hydroxides and/or magnesium oxide are present in the oxide layer, alone or as a mixture.
  • the remainder of the oxide layer not occupied by the oxides and optionally present hydroxides consists of silicon, aluminum, iron, and/or magnesium in metallic form.
  • the oxide layer preferably has a thickness of at least 50 nm, in particular of at least 100 nm. Furthermore, the thickness is a maximum of 4 ⁇ m, in particular a maximum of 2 ⁇ m.
  • the sheet metal part includes a zinc-based anti-corrosion coating.
  • Such a zinc-based corrosion protection coating preferably comprises up to 80 wt.% Fe, 0.2 - 6.0 wt.% Al, 0.1 - 10.0 wt.% Mg, optionally 0.1 - 40 wt.% manganese or copper, optionally 0.1 - 10.0 wt.% cerium, optionally at most 0.2 wt.% other elements, unavoidable impurities, and the remainder zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0 wt.%, preferably a maximum of 1.5 wt.%.
  • the Fe content, which results from diffusion, is preferably more than 20 wt.%, in particular more than 30 wt.
  • the Fe content is in particular a maximum of 70 wt.%, in particular a maximum of 60 wt.%
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0 wt.%, preferably a maximum of 1.0 wt.%.
  • the corrosion protection coating can be applied by hot-dip coating, by physical vapor deposition or by electrolytic processes.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a microstructure with at least partially more than 80% martensite and/or lower bainite, preferably at least partially more than 90% martensite and/or lower bainite, in particular at least partially more than 95%, particularly preferably at least partially more than 98%.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a microstructure with at least partially more than 80% martensite, preferably at least partially more than 90% martensite, in particular at least partially more than 95%, particularly preferably at least partially more than 98%.
  • “partially having” is to be understood as meaning that there are regions of the sheet metal part that have the mentioned microstructure.
  • the high martensite content allows very high tensile strengths and yield points to be achieved.
  • the former austenite grains of the martensite have an average grain diameter of less than 14 ⁇ m, in particular less than 12 ⁇ m, preferably less than 10 ⁇ m.
  • the fine microstructure makes it more homogeneous. This results in an improvement in the mechanical properties, in particular, a lower crack susceptibility and thus improved bending properties and higher elongation at fracture.
  • the sheet metal part has at least partially a yield strength of at least 950 MPa, in particular at least 1100 MPa, in particular at least 1200 MPa, preferably at least 1500 MPa, particularly preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1500 MPa.
  • the sheet metal part has at least partially a tensile strength of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa, preferably at least 1500 MPa, preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1600 MPa, preferably 1700 MPa, particularly preferably 1800 MPa.
  • the sheet metal part has at least partially an elongation at break A80 of at least 3.5%, in particular at least 4%, in particular at least 4.5%, preferably at least 5%, particularly preferably at least 6%.
  • the sheet metal part can at least partially have a bending angle of at least 30°, in particular at least 40°, particularly preferably at least 45°, particularly preferably at least 50°.
  • the bending angle here is understood to be the bending angle corrected for the sheet thickness.
  • partially exhibit means that there are areas of the sheet metal part that exhibit the stated mechanical property. In addition, there may also be areas of the sheet metal part whose mechanical properties are below the limit value. The sheet metal part therefore exhibits the stated mechanical property in sections or regions. This is because different areas of the sheet metal part can undergo different heat treatments. For example, individual areas can be cooled more quickly than others, which means that more martensite, for example, forms in the faster-cooled areas. This means that different mechanical properties also arise in the different areas. The same applies to the Vickers hardness explained below.
  • the sheet metal part has, at least in part, a yield strength ratio (ratio of yield strength to tensile strength) of at least 60% and at most 85%.
  • the yield strength ratio is at least 65%, in particular at least 70%.
  • the sheet metal part has fine precipitations in the structure, in particular in the form of niobium carbonitrides and/or titanium carbonitrides.
  • fine precipitates are defined as all precipitates with a diameter of less than 30 nm.
  • the remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the average diameter of the fine precipitates is a maximum of 11 nm, preferably a maximum of 10 nm, in particular a maximum of 8 nm, preferably a maximum of 6 nm.
  • the sheet metal part has largely fine precipitates in its structure.
  • largely fine precipitates means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates are fine precipitates. This means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates have a diameter of less than 30 nm.
  • the fine precipitates result in a particularly fine microstructure with small grain diameters.
  • This fine microstructure makes the material more homogeneous. This results in improved mechanical properties, particularly reduced crack susceptibility, resulting in improved flexural properties and higher elongation at fracture. This also results in improved toughness with more pronounced necking behavior.
  • the Vickers hardness is qualitatively the resistance to penetration of a test specimen and thus the resistance to plastic deformation.
  • the characterization by means of Vickers hardness has the The advantage is that the Vickers hardness can also be determined for smaller component sections. This allows for the targeted examination of individual areas of the component where tensile tests are not possible due to their geometry (e.g., curved workpieces or areas with varying sheet thickness).
  • Vickers hardness is determined according to DIN EN ISO 6507 (2018.07).
  • the value "1" refers to the test force in kiloponds (kp), i.e., 1 kp in this case.
  • kp kiloponds
  • the actual mechanical properties of the sheet metal part are determined by first cathodically coating the part with dip paint or subjecting it to an analogous heat treatment.
  • Cathodic dip painting is generally carried out for corresponding components in the automotive industry.
  • the components are first coated in an aqueous solution. This coating is then baked in a heat treatment.
  • the sheet metal parts are heated to 170°C and held at this temperature for 20 minutes.
  • the components are then cooled to room temperature in ambient air.
  • the mechanical properties are to be understood as being present on a component with a cathodic dip coating or on a component that, after forming, was subjected to a heat treatment analogous to a cathodic dip coating.
  • the heat treatment of cathodic dip coating varies slightly. Temperatures of 165°C–180°C and holding times of 12–30 minutes are common. However, the changes in mechanical properties due to these variations (165°C–180°C; 12–30 minutes) are negligible.
  • the sheet metal part comprises a cathodic dip coating.
  • a further developed variant of the sheet metal part is characterized in that the corrosion protection coating is an aluminum-based corrosion protection coating and the sheet metal part comprises an alloy layer and an Al base layer.
  • the Nb content in the alloy layer is greater than 0.010 wt.%, preferably greater than 0.015 wt.%, in particular greater than 0.018 wt.%.
  • the sheet metal part according to the invention is preferably a component for a land vehicle, marine vehicle, or aircraft. It is particularly preferably an automotive part, in particular a body part.
  • the component is preferably a B-pillar, side member, A-pillar, sill, or cross member.
  • a blank which consists of a steel suitably composed in accordance with the above explanations (working step a)), which is then heated in a manner known per se such that the AC3 temperature of the blank is at least partially exceeded and the temperature T Einlg of the blank when inserted into a forming tool intended for hot press forming (working step c)) is at least partially above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C.
  • the temperature T Einlg of the blank during insertion at least partially exceeds 600°C.
  • the temperature T Einlg of the blank during insertion is at least partially, in particular completely, in the range 600°C to 850°C, in order to ensure good formability and sufficient hardenability.
  • partially exceeding a temperature means that at least 30%, in particular at least 60%, of the volume of the blank, preferably the entire blank, exceeds a corresponding temperature.
  • at least 30% of the blank has an austenitic microstructure, i.e.
  • the transformation from a ferritic to an austenitic microstructure does not have to be complete when it is placed in the forming tool.
  • up to 70% of the volume of the blank when it is placed in the forming tool can consist of other microstructure components, such as tempered bainite, tempered martensite and/or non- or partially recrystallized ferrite.
  • certain areas of the blank can be kept at a lower temperature than others during heating.
  • the heat can be specifically 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 obtained 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 heating the blank completely in step b).
  • the average heating rate r furnace of the sheet blank during heating in step b) is at least 5 K/s, preferably at least 5 K/s, in particular at least 6 K/s, preferably at least 8 K/s, in particular at least 10 K/s, preferably 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 standardized average heating ⁇ norm is at least 5 Kmm/s, in particular at least 8 Kmm/s, preferably at least 10 Kmm/s.
  • the maximum standardized average heating is 15 Kmm/s, in particular a maximum of 14 Kmm/s, preferably a maximum of 15 Kmm/s.
  • the average heating ⁇ is the product of the average heating rate in Kelvin per second from 30 °C to 700 °C and the sheet thickness in millimeters.
  • the heating takes place in a furnace with a furnace temperature T furnace of at least Ac3 + 10 K, preferably at least 850 °C, preferably at least 880 °C, particularly preferably at least 900 °C, in particular at least 920 °C, and at most 1000 °C, preferably at most 950 °C, particularly preferably at most 950 °C.
  • the dew point of the furnace atmosphere in the furnace is preferably at least -20 °C, preferably at least -15 °C, in particular at least -5 °C, particularly preferably at least 0 °C and at most +25 °C, preferably at most +20 °C, in particular at most +15 °C.
  • the heating in step b) is carried out stepwise in areas with different temperatures.
  • the heating takes place in a roller hearth furnace with different heating zones.
  • the heating takes place in a first heating zone with 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 950 °C.
  • the total time in the furnace t furnace which is made up of a heating time and a holding time, is preferably at least 2 minutes, in particular at least 5 minutes, preferably at least 4 minutes for both variants (constant furnace temperature, step-by-step 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 of ensuring uniform austenitization of the sheet metal blank. 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 hot, and transported into the forming tool so quickly that its temperature upon arrival in the tool is at least partially above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C, preferably above 600°C, in particular above 650°C, particularly preferably above 700°C.
  • Ms here denotes 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 c) the transfer of the austenitized blank from the heating device used to the forming tool is completed within preferably a maximum of 20 seconds, in particular within a maximum of 15 seconds. Such rapid transport is necessary to avoid excessive cooling prior to forming.
  • the tool When inserting the blank, 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 also have a temperature slightly below room temperature when inserting the blank, for example if the cooling water used is slightly colder (e.g. 15°C).
  • the tool therefore has a temperature of between 10°C and 200°C when the blank is inserted.
  • the tool can be tempered at least in some areas to a temperature TWZ 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 needs to be ensured that the tool temperature twz is below the desired target temperature T Ziel .
  • the residence time in the tool twz is preferably at least 2 s, in particular at least 5 s, particularly preferably at least 5 s.
  • the maximum residence time in the tool is preferably 25 s, in particular a maximum of 20 s, preferably a maximum of 10 s.
  • 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.
  • AC1[°C] (739 wt% - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni + 20*%V )[°C/wt%]
  • AC3[°C] (902 wt% - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°C/wt%] to be calculated, where %C denotes the C content, %Si the Si content, %Mn the Mn content, %Cr the Cr content, %Mo the Mo content, %Ni the Ni content and +%V the vanadium content of the respective steel ( Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10 ).
  • the blank is not only formed into the sheet metal part, but simultaneously quenched to the target temperature.
  • the cooling rate in the tool to the target temperature is in particular at least 20 K/s, preferably at least 30 K/s, in particular at least 50 K/s, and in special designs at least 100 K/s.
  • the sheet metal part is cooled to a cooling temperature T AB of less than 100 °C within a cooling time t AB of 0.5 to 600 s. This is usually done by air cooling.
  • Figure 1 shows a grain representation of the reconstructed austenite.
  • the slabs were first rough-rolled to an intermediate product with a thickness of 40 mm, whereby the intermediate products, which in hot strip rolling can also be referred to as pre-strips, each had an intermediate product temperature T2 at the end of the rough-rolling phase.
  • the pre-strips were fed to the finish rolling immediately after rough-rolling so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the initial rolling temperature for the finish rolling phase.
  • the pre-strips were rolled out to hot strips with a final thickness of 5 - 7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2 , cooled to the respective coiler temperature and wound into coils at the respective coiler temperature T4 and then cooled in still air.
  • the hot-rolled strips were descaled conventionally by pickling before being subjected to cold rolling with the cold rolling grades specified in Table 2.
  • the cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to a respective annealing temperature T5 and held at annealing temperature for 100 s each before being cooled to their respective immersion temperature T6 at a cooling rate of 1 K/s.
  • the cold-rolled strips were passed through a molten coating bath at temperature T7 at their respective immersion temperature T6.
  • the composition of the coating bath is given in Table 3.
  • the coated strips were blown off conventionally, creating overlays with varying layer thicknesses (see Table 3).
  • the strips were first cooled to 600 °C at an average cooling rate of 10-15 K/s.
  • the strips were cooled for the cooling times T mT and T nT specified in Table 2. Between 450 °C and 400 °C and below 220 °C, the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 15 K/s.
  • Table 4 shows which steel variant (see Table 1) was combined with which process variant (see Table 2) and which coating (see Table 3) .
  • the thickness of the steel strips produced was between 1.4 mm and 1.7 mm in all tests.
  • the following material properties were determined during the tensile test: the type of yield point, which is designated Re for a pronounced yield point and Rp for a continuous yield point, and for a continuous yield point the value for the proof stress Rp0.2, for a pronounced yield point the values for the lower yield point ReL, the upper yield point ReH and the difference between the upper and lower yield points ⁇ Re, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation at break A80. All specimens exhibit a continuous yield strength Rp and a uniform elongation Ag of at least 11.5%. Therefore, the yield strength Rp0.2 is specified for all specimens.
  • Table 4 also lists the properties of the fine precipitates in the microstructure of the flat steel product.
  • These precipitates are niobium carbonitride and titanium carbonitride, both of which contribute to grain refinement.
  • the precipitates are determined using electron-optical and X-ray images (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the technical literature as "carbon extraction replicas").
  • the carbon extraction replicas were created from longitudinal sections (20 x 30 mm). The magnification during the measurement ranges between 10,000 and 200,000 times. Based on these images, the precipitates can be divided into coarse and fine precipitates. All precipitates with a diameter of less than 30 nm are referred to as fine precipitates. The remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the proportion of fine precipitates to the total number of precipitates in the measurement field is determined by simple counting.
  • the average diameter of the fine precipitates is also calculated using computer-assisted image analysis. In the samples according to the invention, the proportion of fine precipitates is more than 90%.
  • the average diameter of the fine precipitates is also less than 12 nm.
  • Blanks were cut from the steel strips produced in this way and used for further tests.
  • sheet metal part samples 1 - 8 in the form of 200 x 300 mm 2 plates were hot-pressed from the respective blanks.
  • the blanks were heated in a heating device, for example, in a conventional heating furnace, from room temperature at an average heating rate r furnace (between 30 °C and 700 °C) in a furnace with a furnace temperature T furnace .
  • the total duration in the furnace, which includes heating and holding, is designated t furnace .
  • the dew point of the furnace atmosphere was -5 °C in all cases.
  • the blanks were then removed from the heating device and placed in a forming tool having a temperature T wz .
  • the transfer time t trans comprising removal from the heating device, transport to the tool, and insertion into the tool, was between 5 and 14 s.
  • the temperature T einlg of the blanks upon insertion into the forming tool was above the respective martensite start temperature +100 °C in all cases.
  • the blanks were formed into the respective sheet metal parts in the forming tool, with the sheet metal parts being cooled in the tool at a cooling rate rwz.
  • the residence time in the tool is designated twz.
  • Table 5 shows the parameters mentioned for different variants, where "RT" abbreviates room temperature.
  • Table 5 shows very different variants for the forming process. While variant II, for example, results in almost complete formation of a martensitic microstructure, the comparatively slow cooling of variant X with the high tool temperature T WZ leads to a modified microstructure formation with high ferrite contents, which results in a higher elongation at fracture A80.
  • Table 6 summarizes the overall results for the obtained sheet metal parts.
  • the first columns indicate the sample number, the steel grade according to Table 1, the process variant according to Table 2, the coating according to Table 2 , and the hot forming variant according to Table 5.
  • the following columns show the yield strength Rp02, the tensile strength Rm, the ratio of yield strength to tensile strength (yield strength ratio), and the elongation at break A80. These values were determined according to DIN EN ISO 6892-1 specimen shape 2 (Appendix B Table B1) on specimens transverse to the rolling direction. The determined bending angle was determined according to VDA standard 238-100 with a bending axis transverse to the rolling direction.
  • the determined bending angle is calculated from the punch travel using the formula specified in the standard (the determined bending angle (also referred to as the maximum bending angle) is the bending angle at which the force in the bending test is at its maximum).
  • the determined bending angle is given in Table 7. To determine the corrected bending angle, these numerical values must be multiplied by the square root of the sheet thickness, which is given in Table 4. Table 7 also shows the Vickers hardness HV1. This was determined in accordance with DIN EN ISO 6507 (2018.07).
  • the mechanical properties in Table 6 were determined after a cathodic dip coating was applied to the formed sheet metal part. During this coating process, the sheet metal parts were heated to 170 °C and held at this temperature for 20 minutes. The components were then cooled to room temperature in ambient air.
  • microstructural properties of the sheet metal part are listed in Table 7.
  • the microstructural fractions are given in area %. All examples according to the invention have a martensite content of more than 90%.
  • Table 7 also lists the properties of the fine precipitates in the microstructure. These precipitates are niobium carbonitride and titanium carbonitride, both of which contribute to grain refinement.
  • the precipitates are determined using electron-optical and X-ray images (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the literature as "carbon extraction replicas"). The carbon extraction replicas were created from longitudinal sections (20 x 30 mm). The magnification during the measurement ranges between 10,000 and 200,000 times. Based on these images, the precipitates can be divided into coarse and fine precipitates. All precipitates with a diameter of less than 30 nm are referred to as fine precipitates. The remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the proportion of fine precipitates to the total number of precipitates in the measurement field is determined by simple counting.
  • the average diameter of the fine precipitates is also calculated using computer-assisted image analysis.
  • the proportion of fine precipitates is more than 90%.
  • the average diameter of the fine precipitates is also less than 11 nm.
  • Figure 1 a corresponding reconstruction of the austenite.
  • the average diameter of the former austenite grains is 7.5 ⁇ m.
  • the average grain diameter of the former austenite grains is below 14 ⁇ m.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung, ein umgeformtes Blechformteil und jeweils Verfahren zu deren Herstellung, wobei das Stahlflachprodukt und das Blechformteil insbesondere in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis verbesserte Eigenschaften aufweisen.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachproduktes. Weiterhin betrifft die Erfindung ein Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils aus einem Stahlflachprodukt.
  • Wenn nachfolgend von einem "Stahlflachprodukt" oder auch von einem "Blechprodukt" die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen "Blechzuschnitte" (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. "Blechformteile" oder "Blechbauteile" der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
  • Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%").
  • Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6892-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) (Stand 2020-06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 für das Kraftmaximum ermittelt.
  • Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 5% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenitwurde röntgendiffraktometrisch bestimmt.
  • Aus der WO 2019/223854 A1 sind ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa besitzt. Das Blechformteil besteht dabei aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,10 - 0,30 % C, 0,5 - 2,0 % Si, 0,5 - 2,4 % Mn, 0,01 - 0,2% Al, 0,005 - 1,5 % Cr, 0,01 - 0,1% P und gegebenenfalls weiteren optionalen Elementen, insbesondere 0,005 - 0,1% Nb, zusammengesetzt ist. Zudem umfasst das Blechbauteil einen Korrosionsschutzüberzug, der Aluminium enthält.
  • Aus der EP 2 553 133 B1 ist ebenfalls ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt.
  • Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung so weiterzuentwickeln, dass in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis verbesserte Verarbeitungseigenschaften des warmumgeformten Blechformteils erreicht werden. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich derartige Blechformteile praxisgerecht herstellen lassen.
  • Die Erfindung löst diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,50 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10 - 1,0 %,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %
    B: 0,0005 - 0,01 %
    P: ≤ 0,05 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,05 %,
    As: ≤ 0,01 %
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %,
    V: 0,001 - 0,3 %,
    Ca: 0,0005 - 0,005 %,
    W: 0,001 -1,00 %
    besteht.
  • Gegenüber bekannten Stahlflachprodukten weist das Stahlsubstrat des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes einen Aluminium-Gehalt auf, der mindestens 0,10 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,12 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,140 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-% beträgt. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,8 Gew.-% beträgt.
  • Bei einer ersten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens 0,10 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,12 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,140 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere maximal 0,24 Gew.-%.
  • Bei einer zweiten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens 0,50 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,60 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,70 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,9 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%.
  • Aluminium ("Al") wird bei der Erzeugung von Stahl bekanntermaßen als Desoxidationsmittel hinzugegeben. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs werden mindestens 0,01 Gew.-% Al benötigt. Al kann darüber hinaus zusätzlich zur Abbindung von unerwünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Gehalten an N verwendet werden. Vergleichsweise hohe Aluminium-Gehalte wurden bislang vermieden, da sich mit dem Aluminium-Gehalt auch die Ac3-Temperatur nach oben verschiebt. Dies wirkt sich negativ auf die, für die Warmumformung wichtige, Austenitisierung aus. Es hat sich jedoch gezeigt, dass erhöhte Aluminium-Gehalte überraschenderweise zu positiven Effekten führen in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis.
  • Beim Beschichten des Stahlflachproduktes mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis und beim nachfolgenden Warmumformen von hiervon abgeteilten Blechzuschnitten zu Blechformteilen kommt es zu einer Diffusion von Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Korrosionsschutzüberzug. In der Interdiffusionszone werden dabei Eisen-Aluminidverbindungen mit höherer Dichte über eine mehrstufige Phasentransformation (Fe2Al5→Fe2Al→FeAl→Fe3Al) gebildet. Die Ausbildung von solchen dichteren Phasen ist mit einem höheren Aluminiumverbrauch als bei weniger dichten Phasen verbunden. Dieser lokal höhere Aluminiumverbrauch führt zur Entstehung von Poren (Leerstellen) in der erhaltenen Phase. Bevorzugt bilden sich diese Poren im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug, wo der Anteil des zur Verfügung stehenden Aluminiums stark durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates geprägt ist. Es kann insbesondere zu einer Ansammlung von Poren in Form eines Bandes im Übergangsbereich kommen.
  • Solche Poren und insbesondere ein Band von Poren verursachen vielfältige Probleme:
    • Durch die Poren ist die mechanische Integrität in diesem Bereich reduziert. Es kann schneller zu Schichtablösung bei korrosiver Beanspruchung kommen. Zudem reduziert sich die übertragbare Kraft an der Verbindungsstelle zweier Bauteile nach Verkleben oder Verschweißen.
    • Die Poren führen zu veränderten Strombahnen im Material beim Widerstandpunktschweißen, die die Schweißeignung negativ beeinflussen und so den Schweißbereich reduzieren.
    • Bereits die Poren selbst erleichtern die Risseinleitung und Rissausbreitung beim statischen und dynamischen Biegen.
  • Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes ("Al") im Stahlsubstrat auf die beschriebenen Untergrenzen und darüber hinaus eine deutliche Reduzierung der Porenbildung bei der Beschichtung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis und der nachfolgenden Warmumformung erreicht werden kann. Insbesondere im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug kann der lokal höhere Aluminiumverbrauch bei der Bildung dichterer Eisen-Aluminidverbindungen zumindest teilweise durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates kompensiert werden, so dass die Bildung von Poren, insbesondere eines Bandes aus Poren, unterdrückt wird.
  • Bei einem zu hohen Al-Gehalt, insbesondere bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew-% Al, besteht die Gefahr, dass sich an der Oberfläche eines aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Produkts Al-Oxide bilden, die das Benetzungsverhalten beim Schmelztauchbeschichten verschlechtern würden. Zudem wird bei höheren Al-Gehalten die Bildung von nichtmetallischen Al-basierten Einschlüssen begünstigt, die als grobe Einschlüsse das Crashverhalten negativ beeinflussen. Daher wird der Al-Gehalt bevorzugt unterhalb der bereits genannten Obergrenzen gewählt.
  • Unterstützt wird dabei insbesondere das Biegeverhalten des Blechbauteils durch den erfindungsgemäßen Niob-Gehalt ("Nb") von mindestens 0,001 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Niob-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,024 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,025 Gew.-%.
  • Der angegebene Niob-Gehalt führt insbesondere bei dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug zu einer Verteilung von Niobkarbonitriden, die beim anschließenden Warmumformen zu einem besonders feinen Härtungsgefüge führt. Während des Abkühlens nach dem Schmelztauchbeschichten wird das beschichtete Stahlflachprodukt für eine gewisse Zeit in einem Temperaturbereich von 400 °C und 300 °C gehalten. In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort. Gitterstörungen werden insbesondere durch gelöste Niob-Atome verursacht, die durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter aufweiten und somit die Tetraeder- und Oktaederlücken im Atomgitter vergrößern, so dass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Folglich ergeben sich Cluster von C und Nb im Stahlsubstrat, welche sich dann im nachfolgenden Austenitisierungsschritt der Warmumfomung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenitgefüge mit kleineren Austenitkörnern und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge.
  • Dies betrifft insbesondere auch die sich in der Warmumformung ausbildende ferritische Interdiffusionsschicht. Das verfeinerte ferritische Gefüge in der Interdiffusionsschicht unterstützt die Reduzierung der Risseinleitungstendenzen unter Biegebelastungen.
  • Ein zu hoher Nb-Gehalt führt allerdings zu einer verschlechterten Rekristallisierbarkeit. Daher beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,2 Gew.-%. Weiterhin bevorzugt beträgt der Niob-Gehalt maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%.
  • Aluminium und Niob haben beide einen Einfluss auf die Kornfeinung bei der Austenitisierung im Warmumformprozess. Es hat sich herausgestellt, dass Al neben Nb insbesondere das Kornwachstum bei erhöhten Temperaturen im Austenit (beispielsweise bei über 1200 °C) über eine verhältnismäßig frühe, d.h. bei relativ hohen Temperaturen stattfindende, Bildung von AIN verfeinert. Die Bildung von AIN ist gegenüber der Bildung von NbN bzw. NbC thermodynamisch begünstigt. Die Ausscheidung von AIN wirkt hier kornfeinend im Austenit und somit zähigkeitsverbessernd. Steigende Al/Nb-Verhältnisse verbessern diesen Effekt. Daher gilt optional für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt: 1 ≤ Al / Nb
    Figure imgb0001
     bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb >_ 2, insbesondere >_ 3. Gleichzeitig führt ein zu großes Verhältnis von Al/Nb, dass die AIN-Bildung nicht mehr so vorteilhaft fein erfolgt, sondern zunehmend gröbere AIN-Partikel auftreten, was den Kornfeinungseffekt wieder schmälert. Es hat sich gezeigt, dass dieser Effekt bei niedrigen Mangan-Gehalten früher auftritt als bei höheren Mangan-Gehalten, da mit steigendem Mangan-Gehalt die AC3-Temperatur abnimmt. Daher ist es vorteilhaft, optional bei niedrigen Mangan-Gehalten von kleiner gleich 1,6 Gew.-% ein Verhältnis von AI/Nb einzustellen für das gilt: Al / Nb ≤ 20 . 0 ,
    Figure imgb0002
     was etwa einem atomaren Verhältnis beider Elemente ≤ 6 entspricht. Bevorzugt ist für Mn≤1,6 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Bei höheren Mangan-Gehalten von Mn ≥ 1,7 Gew.-% sind dagegen auch höhere Verhältnisse möglich. Daher ist es vorteilhaft, optional bei höheren Mangan-Gehalten von 1,7 Gew.-% oder mehr ein Verhältnis von AI/Nb einzustellen für das gilt: Al / Nb ≤ 30 . 0 ,
    Figure imgb0003
  • Bevorzugt ist für Mn ≥ 1,7 Gew.-% das Verhältnis AI/Nb ≤ 28.0, insbesondere ≤ 26.0, bevorzugt ≤ 24.0, besonders bevorzugt ≤ 22.0, bevorzugt ≤ 20.0, insbesondere ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere <10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Unabhängig vom Mangan-Gehalt ist es also optional bevorzugt ein Verhältnis von AI/Nb einzustellen für das gilt: Al / Nb ≤ 20 . 0 ,
    Figure imgb0004
  • Bevorzugt ist das Verhältnis AI/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤ 10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Kohlenstoff ("C") ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,50 - 0,50 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren.
  • Durch hohe C-Gehalte kann allerdings die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt auf 0,45 Gew.-% bevorzugt auf höchstens 0,42 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,40 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,38 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-% eingestellt werden.
  • Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können, können C-Gehalte von mindestens 0,32 Gew.-%, bevorzugt 0,55 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,34 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,35 Gew.-% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestigkeiten des Blechformteils von mindestens 1700 MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa nach Warmpressformen sicher erreichen.
  • Silizium ("Si") wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0,15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,6 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,50 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,50 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
  • Mangan ("Mn") wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,4 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,7 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,8 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere von mindestens 1,00 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 1,05 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 1,10 Gew.-%, sind vorteilhaft, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,5 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 1,20 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
  • Titan ("Ti") ist ein Mikrolegierungselement, welches hinzulegiert wird, um zur Kornfeinung beizutragen, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,004 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,10 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,08 Gew.-%, insbesondere auf 0,038 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,020 Gew.-%, insbesondere 0,015 Gew.-% beschränkt sein. Titan hat zudem den Effekt, Stickstoff abzubinden und es so Bor es zu ermöglichen, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Daher beträgt bei einer bevorzugten Weiterbildung der Titan-Gehalt mehr als das 3,42-fache des Stickstoffgehaltes, um eine ausreichende Abbindung von Stickstoff zu erreichen.
  • Bor ("B") wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0007 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0050 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0025 Gew.-% beschränkt.
  • Phosphor ("P") und Schwefel ("S") sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,05 Gew.-% tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,03 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, begrenzt.
  • Stickstoff ("N") ist ebenfalls aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl als Verunreinigungen vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.
  • Weitere typische Verunreinigungen sind Zinn ("Sn") und Arsen ("As"). Der Sn-Gehalt beträgt maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As-Gehalt beträgt maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.
  • Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn und As können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an diesen "unvermeidbaren Verunreinigungen" in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca und W, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweiligen Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen" gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist.
  • Chrom, Kupfer, Molybdän, Nickel, Vanadium, Calzium und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden.
  • Chrom ("Cr") unterdrückt die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten Abkühlung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige Martensitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird.
  • Diese genannten Effekte stellen sich ab einem Gehalt von 0,01 Gew.-% ein, wobei sich ein Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,15 Gew.-% in der Praxis für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines des Stahlsubstrates auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,50 Gew.-% beschränkt.
  • Vanadium (V) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% hinzulegiert werden. Bevorzugt beträgt der Vanadium-Gehalt maximal 0,3 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 0,2 Gew.-% Vanadium hinzulegiert.
  • Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Bei einem zu hohen Cu-Gehalt verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,10 Gew.-% beschränkt ist.
  • Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Bevorzugt beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,004 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-%. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,08 Gew.-% betragen.
  • Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,015 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,20 Gew.-%, beschränkt bleiben. Bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt maximal 0,10 Gew.-%.
  • Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen, insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional mindestens 0,0005 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0020 Gew.-% enthalten. Der maximale Ca-Gehalt beträgt 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,005 Gew.-%. Bei zu hohen Ca-Gehalten wächst die Wahrscheinlichkeit, dass sich nichtmetallische Einschlüsse unter Beteiligung von Ca bilden, die den Reinheitsgrad des Stahles und auch seine Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Gew-%, vorzugsweise höchstens 0,005 Gew-%, insbesondere höchstens 0,002 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,001 Gew.-% eingehalten werden.
  • Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert.
  • Bei bevorzugten Weiterbildungen beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes ("Mn+Cr") mehr als 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,8 Gew.-%, bevorzugt mehr als 1,1 Gew.-%. Unterhalb einer Mindestsumme beider Elemente geht deren notwendige umwandlungshemmende Wirkung verloren. Unabhängig davon beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes weniger als 3,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 2,5 Gew.-%, insbesondere weniger als 2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-%. Die oberen Grenzwerte beider Elemente entstehen durch die Sicherstellung der Beschichtungsperformance und zur Gewährleistung ausreichenden Schweißverhaltens.
  • Die vorstehenden Erläuterungen zu Elementgehalten und deren bevorzugten Grenzen gelten entsprechend für das im Folgenden beschriebene Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes, für das Blechformteil und für das Verfahren zur Herstellung eines Blechformteiles.
  • Das Stahlflachprodukt umfasst bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug, um das Stahlsubstrat beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Stahlbauteils vor Oxidation und Korrosion zu schützen.
  • Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Stahlflachprodukt bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten des Stahlflachproduktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige Schmelze geführt, die aus bis 15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  • Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0 - 3,5 Gew.-% oder 5-15 Gew.-%, insbesondere 7 - 12 Gew.-%, insbesondere 8 - 10 Gew.-%.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist.
  • Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt α-Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium, wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
  • Die AI-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der AI-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0,1 - 15 Gew.-% Si, optional 2 - 4 Gew.-% Fe, optional zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
  • Bei einer bevorzugten Variante der AI-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt in der Legierungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht.
  • Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5 - 60 µm, insbesondere von 10 - 40 µm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 − 360 g m 2
    Figure imgb0005
     bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15 − 180 g m 2
    Figure imgb0006
     bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100 − 200 g m 2
    Figure imgb0007
     bei beidseitigen Überzügen bzw. 50 − 100 g m 2
    Figure imgb0008
     für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120 − 180 g m 2
    Figure imgb0009
     bei beidseitigen Überzügen bzw. 60 − 90 g m 2
    Figure imgb0010
     für einseitige Überzüge.
  • Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 µm, besonders bevorzugt kleiner 16 µm, insbesondere kleiner 12 µm, besonders bevorzugt kleiner 10 µm, bevorzugt kleiner 8 µm, insbesondere kleiner 5 µm. Die Dicke der AI-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt beträgt die Dicke der Al-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens 1 µm.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlflachprodukt eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
  • Die Oxidschicht besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d. h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform mit Zink als Bestandteil der AI-Basisschicht sind auch Zinkoxidbestanddteile in der Oxidschicht vorhanden.
  • Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50 nm. insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.
  • Bei einer alternativen Ausgestaltung umfasst das Stahlflachprodukt einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt 0,2 - 6,0 Gew.-% Al, 0,1 - 10,0 Gew.-% Mg, optional 0,1 - 40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0,1 - 10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigung und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
  • Ein weitergebildetes Stahlflachprodukt weist bevorzugt eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10,0%, insbesondere mindestens 11,0 %, bevorzugt mindestens 11,5%, insbesondere mindestens 12,0% auf.
  • Weiterhin weist die Streckgrenze eines besonders ausgebildeten Stahlflachprodukts einen kontinuierlichen Verlauf oder nur eine geringe Ausprägung auf. Kontinuierlicher Verlauf bedeutet im Sinne der Anmeldung, dass keine ausgeprägte Streckgrenze vorliegt. Eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf kann auch als Dehngrenze Rp0,2 bezeichnet werden. Unter einer Streckgrenze mit geringer Ausprägung wird vorliegend eine ausgeprägte Streckgrenze verstanden, bei welcher die Differenz ΔRe zwischen oberem Streckgrenzenwert ReH und unterem Streckgrenzenwert ReL höchstens 45 MPa beträgt. Es gilt: ΔRe = (ReH - ReL) ≤ 45 MPa mit ReH = obere Streckgrenze in MPa und ReL = untere Streckgrenze in MPa.
  • Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen, für die die Differenz ΔRe höchstens 25 MPa beträgt.
  • Ein speziell weitergebildetes Stahlflachprodukt weist eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, insbesondere mindestens 18 %, bevorzugt mindestens 19 %, besonders bevorzugt mindestens 20 % auf.
  • Bei einer bevorzugen Ausführungsvarianten weist das Stahlflachprodukt feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, auf.
  • Unter feinen Ausscheidungen werden im Sinne dieser Anmeldung alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet.
  • Bei einer bevorzugten Ausgestaltung sind die feinen Ausscheidungen im Gefüge rundliche Ausscheidungen mit einem Durchmesser von bis zu 20nm sind. Insbesondere beträgt der Durchmesser mindestens 2 nm. Weiterhin bevorzugt beträgt der Durchmesser maximal 15 nm, insbesondere maximal 12 nm.
  • Bei einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung weist das Stahlflachprodukt weitgehend feine Ausscheidungen im Gefüge auf. Im Sinne dieser Anmeldung ist unter weitgehend feinen Ausscheidungen zu verstehen, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen feine Ausscheidungen sind. Das heißt, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen einen Durchmesser haben, der kleiner ist als 30 nm.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die Dichte der feinen Ausscheidungen mindestens 0,018 pro 100 nm2, bevorzugt mindestens 0,020 pro 100 nm2.
  • Die feinen Ausscheidungen bedingen ein besonders feines Gefüge mit kleinen Korndurchmessern. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung. Hierdurch stellt sich auch eine bessere Zähigkeit mit ausgeprägterem Brucheinschnürverhalten ein.
  • Die Ausscheidungen beim Stahlflachprodukt und beim Blechformteil (siehe unten) werden mit Hilfe von elektronenoptischen und Röntgen-Aufnahmen (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als "carbon extraction replicas") bestimmt. Hergestellt werden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen (20x30mm). Die Auflösung der Messung liegt zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lassen sich die Ausscheidungen in grobe und feine Ausscheidungen unterteilen. Als feine Ausscheidungen werden alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet. Durch einfaches Auszählen wird der Anteil von feinen Ausscheidungen an der Gesamtzahl an Ausscheidungen im Messfeld und die Gesamtzahl von feinen Ausscheidungen im Messfeld ermittelt. Für die feinen Ausscheidungen wird zudem mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser berechnet.
  • Das Stahlflachprodukt ist insbesondere derart weitergebildet, dass es Bereiche unterschiedlicher Dicke aufweist. Ebenso ist das nachstehend beschriebene Verfahren zur Herstellung eines Blechformteils bevorzugt so weitergebildet, dass ein solches Stahlflachprodukt mit Bereichen unterschiedlicher Dicke verwendet wird. Weiterhin ist das nachstehend erläuterte Blechformteil derart weitergebildet, dass es Bereiche unterschiedlicher Dicke aufweist.
  • Bereiche unterschiedlicher Dicke des Stahlflachproduktes (sogenannte "tailored blanks") können auf verschiedene Arten erzeugt werden:
    • Durch spezielle Kaltwalzstiche, bei denen einzelne Bereiche stärker oder häufiger gewalzt werden, ergibt sich in diesen Bereichen eine geringere Materialstärke und damit eine geringere Dicke (sogenannte "Tailor Rolled Blanks").
    • Durch Aneinanderschweißen (typischerweise mittels Laserschweißen) werden Blechzuschnitte unterschiedlicher Dicke oder/und unterschiedlichem Material miteinander verbunden, um einen zusammenhängenden Blechzuschnitt mit Bereichen unterschiedlicher Dicke zu erreichen (sogenannte "Tailor Welded Blanks").
    • Mittels Widerstandspunktschweißen oder Laserschweißen werden Flicken (sogenannte "Patches") auf einen bestehenden Blechzuschnitt aufgebracht, um diesen bereichsweise aufzudicken. Alternativ können die Flicken auch mittels Strukturklebstoffen aufgebracht werden.
  • Bereiche unterschiedlicher Dicke haben den Vorteil, dass gezielt einzelne Gebiete des finalen Blechformteils (siehe unten) verstärkt werden können. Auf diese Weise ist es möglich diejenigen Partien, die besondere Belastungen erfahren (beispielsweise während eines Crashes), entsprechend stabil auszugestalten, während andere Partien dünner ausgestaltet werden, um das Gewicht des Bauteils zu reduzieren. Es resultiert also ein gewichtsoptimiertes Bauteil, das gezielte Verstärkungen in den Bereichen hoher Belastungen aufweist.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,30 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10-1,0%,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %
    B: 0,0005 - 0,01%
    P: ≤ 0,03 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,03 %
    As: ≤ 0,01 %
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %
    V: 0,001 - 0,3%
    Ca: 0,0005 - 0,005 %
    W: 0,001 -1,00 %
    besteht;
    b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
    c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
    d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
    e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
    f) optionales Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
    g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
    h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
    i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800 °C, bevorzugt 670 - 800 °C beträgt;
    j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800 °C, bevorzugt 680 - 740 °C;
    k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10 s, insbesondere mehr als 14 s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8 s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
    l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
  • In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.
  • In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400 °C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
  • Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen.
  • In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt typischerweise unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750 °C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten, durchgeführt, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000 °C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700 °C.
  • Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt optional in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
  • Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen ΔdKW durch die Warmbanddicke d verstanden: KWG = Δ dKW / d
    Figure imgb0011
     mit ΔdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme ΔdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen.
  • In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650 - 900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C. Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.
  • In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Eintauchtemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Eintauchtemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads abgestimmt. Die Eintauchtemperatur beträgt 600 - 800 °C, bevorzugt mindestens 650°C, besonders bevorzugt mindestens 670 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C.
  • Für eine besonders homogene Grenzschichtausbildung ist es wichtig, dass genügend thermische Energie in der Grenzschicht zwischen Stahlsubstrat und Aluminiumschmelze vorliegt. Dies ist bei tieferen Temperaturen als 600 °C nicht der Fall, so dass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen kann. Ab den bevorzugten Eintauchtemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, so dass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Eintauchtemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s. insbesondere weicht die Eintauchtemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10 K ab.
  • Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als chmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, so dass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660 - 800 °C, bevorzugt 680 - 740 °C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen. In einem solchen Fall enthält das Schmelzbad bis 15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0%, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0-3,5 Gew.-% oder 7-12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 5s, bevorzugt mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s und eine zweite Abkühldauer tnT beträgt im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 4s, bevorzugt mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.
  • Dabei kann die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C bleibt. In diesem Temperaturbereich liegt zum einen eine signifikante Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium vor und zum anderen ist die Diffusion von Aluminium in Stahl gehemmt, da die Temperatur unter der halben Schmelztemperatur von Stahl liegt. Dies ermöglicht eine Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug ohne starke Diffusion von Aluminium in das Stahlsubstrat.
  • Die Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug hat gleich mehrere Vorteile: Zum einen wird das Aufschmelzen des Korrosionsschutzüberzugs beim Austenitisieren vor dem Presshärten verzögert. Zum anderem kommt zu einer Homogenisierung der Wärmeausdehnungskoeffizienten von Korrosionsschutzüberzug und Substrat. Das heißt der Übergangsbereich zwischen Wärmeausdehnungskoeffizient Substrat und Oberfläche wird breiter, was die thermischen Spannungen beim Wiederaufheizen reduziert.
  • Gleichzeitig hätte das Eindiffundieren von Aluminium in das Stahlsubstrat erhebliche Nachteile: Durch die sehr hohe Affinität von Aluminium zu Stickstoff kann ein hoher Aluminium-Gehalt dazu führen, dass sich Stickstoff aus feinen Ausscheidungen, wie Niobkarbonitriden oder Titankarbonitriden löst und sich stattdessen grobe Ausscheidungen, wie Aluminiumnitride, bevorzugt auf den Korngrenzen bilden. Diese würden die Crashperformance verschlechtern wie auch den Biegewinkel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Niobhaltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche wichtig für viele bevorzugte Eigenschaften sind. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perlit/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von Al in der Randschicht des Stahlsubstrats führen. Dies sollte ebenfalls zur Verbesserung der Crash- und Biegeperformance verhindert werden. Diese Nachteile des Eindiffundierens von Aluminium in das Stahlsubstrat werden durch Hemmung daher reduziert oder vermieden.
  • Durch die bevorzugte erste Abkühldauer tmT (14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht soweit zu, dass sich dadurch die Aktivität von Aluminium im Überzug direkt an der Substratgrenze weiter verringert. Dies führt dann zu einer noch weiter verringerten Aluminiumaufnahme ins Substrat bei der Austenitisierung vor dem Presshärten mit den damit verbundenen oben beschriebenen Vorteilen.
  • Die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) kann ebenfalls realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C bleibt.
  • In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort, z.B. zu gelösten Nb-Atomen. Diese weiten durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter auf und vergrößern somit die Tetraeder und Oktaederlücken im Atomgitter, so dass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Dadurch ergeben sich Cluster von C und Nb, welche sich dann im Austenitisierungsschritt der Warmumformung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und zu einem verfeinerten Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge, sowie einer Reduktion des freien Wasserstoffgehalts führen.
  • Bei der bevorzugten Haltezeit von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisenkarbide (sogenannte Übergangskarbide), welche sich beim Austenitisieren wiederum sehr schnell auflösen und zu zusätzlichen Austenitkeimen und somit einem noch feineren Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge führen.
  • Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2 % unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
  • Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein zuvor erläutertes Stahlsubstrat und einen Korrosionsschutzüberzug. Der Korrosionsschutzüberzug hat den Vorteil, dass er Zunderbildung verhindert während der Austenitisierung beim Warmumformen. Weiterhin schützt ein solcher Korrosionsschutzüberzug das geformte Blechformteil gegen Korrosion.
  • Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Blechformteil bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blechformteils eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht. Beim Blechformteil wird die Legierungsschicht auch häufig als Interdiffusionsschicht bezeichnet.
  • Die Dicke des Korrosionsschutzüberzuges beträgt bevorzugt mindestens 10 µm, besonders bevorzugt mindestens 20 µm, insbesondere mindestens 30 µm.
  • Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 30 µm, besonders bevorzugt kleiner 20 µm, insbesondere kleiner 16 µm, besonders bevorzugt kleiner 12 µm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht.
  • Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35 - 90 Gew.-% Fe, 0,1 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Durch das weitere Eindiffundieren von Eisen in die Legierungsschicht sind die Anteile von Si und Mg entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades.
  • Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
  • Die AI-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Stahlbauteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die AI-Basisschicht des Stahlbauteils aus 35 - 55 Gew.-% Fe, 0,4 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
  • Die AI-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10 % variieren. Bevorzugte Varianten der AI-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % weniger beträgt als der mittlere Si-Gehalt der AI-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.
  • Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen mindestens eine 40% durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.
  • Unter "inselförmig" wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also "Inseln" eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlbauteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der AI-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
  • Die Oxidschicht des Stahlbauteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
  • Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 µm, insbesondere maximal 2 µm.
  • Bei einer speziellen Ausgestaltung umfasst das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt bis zu 80 Gew.-% Fe, 0,2 - 6,0 Gew.-% Al, 0,1 - 10,0 Gew.-% Mg, optional 0,1 - 40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0,1 - 10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigungen und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Fe-Gehalt, der durch Eindiffundieren zustande kommt, beträgt bevorzugt mehr als 20 Gew.-%, insbesondere mehr als 30 Gew.-%. Zudem beträgt der Fe-Gehalt insbesondere maximal 70 Gew-%, insbesondere maximal 60 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
  • Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit und/oder unteren Bainit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90 % Martensit und/oder unteren Bainit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95 %, besonders bevorzugt zumindest teilweise mehr als 98 % auf. Bei einer bevorzugten Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90 % Martensit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95 %, besonders bevorzugt zumindest teilweise mehr als 98 % auf. Unter teilweise aufweisen ist in diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die das genannte Gefüge aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben, die ein anderes Gefüge aufweisen. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder bereichsweise das genannte Gefüge auf.
  • Durch den hohen Martensitgehalt lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen erreichen.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform weisen die ehemaligen Austenitkörner des Martensits einen mittleren Korndurchmesser auf, der kleiner ist als 14 µm, insbesondere kleiner als 12 µm, bevorzugt kleiner als 10 µm. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung.
  • Das Blechformteil weist in einer weitergebildeten Variante zumindest teilweise eine Streckgrenze von mindestens 950 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1200 MPa, bevorzugt mindestens 1500 MPa, besonders bevorzugt mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1500 MPa.
  • Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1000MPa, insbesondere mindestens 1100MPa, bevorzugt mindestens 1500 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa auf, bevorzugt von 1700 MPa, besonders bevorzugt 1800 MPa.
  • insbesondere weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5%, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5%, bevorzugt mindestens 5%, besonders bevorzugt mindestens 6% auf.
  • Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40° aufweisen, besonders bevorzugt mindestens 45°, besonders bevorzugt mindestens 50° aufweisen. Unter dem Biegewinkel ist hier der hinsichtlich der Blechdicke korrigierte Biegewinkel zu verstehen. Der korrigierte Biegewinkel ergibt sich aus dem ermittelten Biegewinkel im Kraftmaximum (gemessen nach VDA-Norm 238-100) (auch als maximaler Biegewinkel bezeichnet) aus der Formel Biegewinkel korrigiert = Biegewinkel ermittelt ⋅ Blechdicke
    Figure imgb0012
     wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Dies gilt für Blechdicken größer 1,0 mm. Bei Blechdicken kleiner 1,0 mm entspricht der korrigierte Biegewinkel dem ermittelten Biegewinkel.
  • Unter teilweise aufweisen ist in diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die die genannte mechanische Eigenschaft aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben, deren mechanische Eigenschaft unterhalb des Grenzwertes liegt. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder bereichsweise die genannte mechanische Eigenschaft auf. Dies liegt daran, dass unterschiedliche Bereiche des Blechformteils unterschiedliche Wärmebehandlungen erfahren können. Beispielsweise können einzelne Bereiche schneller abgekühlt werden als andere, wodurch sich in den schneller abgekühlten Bereichen beispielswiese mehr Martensit bildet. Daher stellen sich auch unterschiedliche mechanische Eigenschaften in den verschiedenen Bereichen ein. Entsprechendes gilt für die im folgenden erläuterte Vickershärte.
  • Bei einer besonders bevorzugten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise ein Streckgrenzenverhältnis (Verhältnis von Streckgrenze zu Zugfestigkeit) von mindestens 60 % und höchstens 85 % auf. Bevorzugt beträgt das Streckgrenzenverhältnis mindestens 65 %, insbesondere mindestens 70 %.
  • Die genannten mechanischen Kennzahlen haben sich als besonders vorteilhaft erwiesen, um den Einsatz in einem Automobil mit guter Crashperformance zu gewährleisten.
  • Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Blechformteil feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, auf.
  • Unter feinen Ausscheidungen werden im Sinne dieser Anmeldung alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet.
  • Bei einer bevorzugten Ausgestaltung beträgt der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen maximal 11 nm, bevorzugt maximal 10 nm, insbesondere maximal 8nm, bevorzugt maximal 6nm.
  • Bei einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung weist das Blechformteil weitgehend feine Ausscheidungen im Gefüge auf. Im Sinne dieser Anmeldung ist unter weitgehend feinen Ausscheidungen zu verstehen, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen feine Ausscheidungen sind. Das heißt, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen einen Durchmesser haben, der kleiner ist als 30 nm.
  • Die feinen Ausscheidungen bedingen ein besonders feines Gefüge mit kleinen Korndurchmessern. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung. Hierdurch stellt sich auch eine bessere Zähigkeit mit ausgeprägterem Brucheinschnürverhalten ein.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Vickershärte von mindestens 500 HV1, bevorzugt mindestens 540 HV1.
  • Die Vickershärte ist qualitativ der Widerstand gegen das Eindringen eines Prüfkörpers und damit der Widerstand gegen plastische Verformung. Die Charakterisierung mittels Vickershärte hat den Vorteil, dass die Bestimmung der Vickershärte auch für kleinere Bauteilabschnitte möglich ist. Auf diese Weise können einzelne Bereiche des Bauteils gezielt untersucht werden, bei denen aufgrund der Geometrie (z. B. gebogene Werkstücke oder Bereiche mit Blechdickenvariation) Zugversuche nicht möglich sind. Die Vickershärte wird nach DIN EN ISO 6507 (2018.07) bestimmt. Die Angabe "1" bezieht sich auf die Prüfkraft in kilopond (kp), d. h. hier 1 kp. Bei einer normgerechten Prüfung ergeben sich bei der Messung von HV1 bis HV30 allerdings keine signifikanten Unterschiede. Die Werte mit anderen Prüfkräften liegen also ebenso in den für HV1 angegebenen Bereichen.
  • Die realen mechanischen Kennwerte des Blechformteils werden ermittelt, indem das Blechformteil zunächst kathodisch mit Tauchlack beschichtet wird oder einer anlogen Wärmebehandlung unterzogen wird. Kathodische Tauchlackierungen werden im Regelfall für entsprechende Bauteile in der Automobilindustrie durchgeführt. Bei einer kathodischen Tauchlackierung werden die Bauteile zunächst in einer wässrigen Lösung beschichtet. Diese Beschichtung wird anschließend bei einer Wärmebehandlung eingebrannt. Dabei werden die Blechformteile auf 170°C erwärmt und bei dieser Temperatur für 20 Minuten gehalten. Anschließend werden die Bauteile an Umgebungsluft auf Raumtemperatur abgekühlt. Da diese Wärmebehandlung Einfluss auf die mechanischen Kenngrößen haben kann, sind im Sinne dieser Anmeldung die mechanischen Kenngrößen (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Streckgrenzenverhältnis, Bruchdehnung A80, Biegewinkel, Vickershärte) so zu verstehen, dass sie an einem Bauteil mit einer kathodischen Tauchlackierung vorliegen oder an einem Bauteil, das nach der Umformung, einer Wärmebehandlung unterzogen wurde, die analog zu einer kathodischen Tauchlackierung ist. In der Praxis variiert die Wärmebehandlung der kathodischen Tauchlackierung geringfügig. Üblich sind Temperaturen von 165°-180° und Haltezeiten von 12 - 30 Minuten. Die Änderung der mechanischen Kenngrößen aufgrund dieser Variationen (165°C-180°C; 12 - 30 Minuten) sind jedoch vernachlässigbar.
  • In einer bevorzugten Variante umfasst das Blechformteil eine kathodische Tauchlackierung.
  • Eine weitergebildete Variante des Blechformteils zeichnet sich dadurch aus, dass der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und das Blechformteil eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht umfasst.
  • In einer speziellen Ausgestaltung ist der Nb-Anteil in der Legierungsschicht größer als 0,010 Gew.-%, bevorzugt größer 0,015 Gew.-%, insbesondere größer 0,018 Gew.-%.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil für ein Landfahrzeug, Seefahrzeug oder Luftfahrzeug. Besonders bevorzugt handelt es sich um ein Automobilteil, insbesondere um ein Karosserieteil. Bevorzugt ist das Bauteil eine B-Säule, Längsträger, A-Säule, Schweller oder Querträger.
  • Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen erfindungsgemäßen Blechformteils werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen:
    a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,30 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10 - 1,0%,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %
    B: 0,0005 - 0,01%
    P: ≤ 0,03 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,03 %,
    As: ≤ 0,01 %
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %
    V: 0,001 - 0,3%
    Ca: 0,0005 - 0,005 %
    W: 0,001 -1,00 %
    besteht;
    a) 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 c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von MS+300°C, aufweist, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    b) 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;
    c) 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;
    d) Entnehmen des auf Zieltemperatur abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug;
  • Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit ein Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahl besteht, bereitgestellt (Arbeitsschritt a)), der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt wird, 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 c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von Ms+300°C, beträgt. Insbesondere überschreitet die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise 600 °C. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise, insbesondere vollständig im Bereich 600 °C bis 850 °C, um eine gute Umformbarkeit und die ausreichende Härtbarkeit zu gewährleisten. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C bzw. 600 °C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30%, insbesondere mindestens 60%, des Volumens des Zuschnitts, bevorzugt der gesamte Zuschnitt eine entsprechende Temperatur überschreiten. Entsprechendes gilt für das zumindest teilweise Vorhandensein einer Temperatur im Intervall 600 °C bis 850 °C bei der zuvor erläuterten bevorzugten Variante. 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.
  • Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel Ac3 = 902 − 225 * % C + 19 * % Si − 11 * % Mn − 5 * % Cr + 13 * % Mo − 20 * % Ni + 55 * % V ° C
    Figure imgb0013
     mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
  • Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 5 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 6 K/s, bevorzugt mindestens 8 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30°C auf 700°C zu verstehen.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die normierte mittlere Aufheizung Θ norm mindestens 5 Kmm/s, insbesondere mindestens 8 Kmm/s, bevorzugt mindestens 10 Kmm/s. Maximal beträgt die normierte mittlere Aufheizung 15 Kmm/s, insbesondere maximal 14 Kmm/s, bevorzugt maximal 15 Kmm/s.
  • Unter der mittleren Aufheizung Θ ist dabei das Produkt aus mittlerer Aufheizgeschwindigkeit in Kelvin pro Sekunde von 30 °C auf 700 °C und Blechdicke in Millimetern zu verstehen.
  • Bei der normierten mittleren Aufheizung wird dieses Produkt Θ um die vorliegende Ofentemperatur TOfen im Verhältnis zu einer Referenz-Ofentemperatur TOfen, Referenz von 900°C=1173,15 K in der folgenden Weise normiert: Θ norm = T Ofen , Referenz 4 T Ofen 4 ⋅ Θ
    Figure imgb0014
     dabei sind die Ofentemperaturen jeweils in Kelvin einzusetzen.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen von mindestens Ac3 + 10 K, bevorzugt mindestens 850 °C, bevorzugt mindestens 880 °C, besonders bevorzugt mindestens 900 °C, insbesondere mindestens 920 °C, und maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 950 °C.
  • Bevorzugt beträgt der Taupunkt der Ofenatmosphäre im Ofen hierbei mindestens -20 °C, bevorzugt mindestens -15 °C, insbesondere mindestens -5 °C, besonders bevorzugt mindestens 0° C und maximal +25 °C, bevorzugt maximal +20 °C insbesondere maximal +15 °C.
  • Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt b) stufenweise in Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 680 °C, insbesondere mindestens 720 °C. Maximal beträgt die Temperatur in der ersten Heizzone bevorzugt 900 °C, insbesondere maximal 850 °C. Weiterhin bevorzugt beträgt die maximale Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200 °C, insbesondere maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 950 °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 5 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, insbesondere oberhalb von Ms+300°C, bevorzugt oberhalb von 600 °C, insbesondere oberhalb von 650 °C, besonders bevorzugt oberhalb von 700 °C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der AC1-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900 °C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
  • Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
  • Das Werkzeug besitzt beim Einlegen des Zuschnitts typischerweise eine Temperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200 °C, bevorzugt zwischen 20 °C und 180 °C, insbesondere zwischen 50 °C und 150 °C. Das Werkzeug kann beim Einlegen des Zuschnitts auch eine Temperatur geringfügig unterhalb der Raumtemperatur haben, wenn beispielsweise das verwendete Kühlwasser geringfügig kälter ist (z.B. 15°C). Damit besitzt das Werkzeug bei einzelnen Ausführungsvarianten beim Einlegen des Zuschnitts eine Temperatur zwischen 10 °C und 200 °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. Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2 s, insbesondere mindestens 5 s, besonders bevorzugt mindestens 5 s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25 s, insbesondere maximal 20 s, bevorzugt maximal 10 s.
  • 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 Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel: Ms [°C] = (490,85 Gew.-% - 302,6 %C - 30,6 %Mn - 16,6 %Ni - 8,9 %Cr + 2,4 %Mo - 11,5 %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 Gew.-% - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni +20*%V )[°C/Gew.-%] AC3[°C] = (902 Gew.-% - 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).
  • Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die Zieltemperatur abgeschreckt. Die Abkühlrate im Werkzeuge rWZ auf die Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 20 K/s, bevorzugt mindestens 30 K/s, insbesondere mindestens 50 K/s, in besonderer Ausführung mindestens 100 K/s.
  • Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100 °C innerhalb einer Abkühldauer tAB von 0,5 bis 600 s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
  • Spezielle Ausgestaltungen der Erfindung sind in den nachfolgenden Sätzen aufgeführt:
    1. Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,30 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10 - 1,0 %,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %,
    B: 0,0005 - 0,01 %,
    P: ≤ 0,03 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,03 %,
    As: < 0,01 %,
    besteht, sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %,
    V: 0,001 - 0,3 %,
    Ca: 0,0005 - 0,005 %,
    W: 0,001 -1,0 %,
    wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt: Al / Nb ≤ 20.0
    Figure imgb0015
    2. Stahlflachprodukt nach Satz 1, wobei für die Elementgehalte mindestens eine der folgenden Bedingungen gilt: Ti < 3,42 * N
    Figure imgb0016
     0,7 Gew . − % < Mn + Cr < 3,5 Gew . − %
    Figure imgb0017
    3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Sätze,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
    4. Stahlflachprodukt nach Satz 3,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist.
    5. Stahlflachprodukt nach Satz 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    • die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht
      und/oder
    • die AI-Basisschicht aus 1,0-15 Gew.-% Si, optional 2 - 4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
    6. Stahlflachprodukt nach einem der Sätze 1 bis 5,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    • das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist und/oder
    • das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10 % aufweist und/oder
    • das Stahlflachprodukt eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, bevorzugt mindestens 20 % aufweist.
    7. Stahlflachprodukt nach einem der Sätze 1 bis 6,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Stahlflachprodukt feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist.
    8. Stahlflachprodukt nach Satz 7,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die feinen Ausscheidungen im Gefüge rundliche Ausscheidungen mit einem Durchmesser von bis zu 20 nm sind.
    9. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,30 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10-1,0%,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %,
    B: 0,0005 - 0,01 %,
    P: ≤ 0,03 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,03 %,
    As: ≤ 0,01 %,
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %,
    V: 0,001 - 0,3 %,
    Ca: 0,0005 - 0,005 %,
    W: 0,001 -1,0 %,
    besteht, wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt des Stahls der Bramme oder Dünnbramme gilt: Al / Nb ≤ 20.0 ;
    Figure imgb0018
    b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
    c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
    d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
    e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
    f) optional Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
    g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
    h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
    i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800 °C, bevorzugt 670 - 800 °C beträgt;
    j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800 °C, bevorzugt 680 - 740 °C;
    k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
    I) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
    10. Verfahren nach Satz 9,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    beim Schmelztauchbeschichten ein Schmelzbad verwendet wird, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, welche aus bis 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetallen und optional bis zu 15 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
    11. Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
    C: 0,30 - 0,50 %,
    Si: 0,05 - 0,6 %,
    Mn: 0,5 - 3,0 %,
    Al: 0,10 - 1,0 %,
    Nb: 0,001 - 0,2 %,
    Ti: 0,001 - 0,10 %,
    B: 0,0005 - 0,01%,
    P: ≤ 0,03 %,
    S: ≤ 0,02 %,
    N: ≤ 0,02 %,
    Sn: ≤ 0,03 %,
    As: < 0,01 %,
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten
    Cr: 0,01 - 1,0 %,
    Cu: 0,01 - 0,2 %,
    Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %,
    V: 0,001 - 0,3%,
    Ca: 0,0005 - 0,005 %,
    W: 0,001 -1,0 %,
    besteht, und einen Korrosionsschutzüberzug, wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt: Al / Nb ≤ 20.0
    Figure imgb0019
    12. Blechformteil nach Satz 11,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    • das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80 % Martensit und/oder unteren Bainit, bevorzugt mehr zumindest teilweise mehr als 90% Martensit und/oder unteren Bainit, aufweist
    • und wobei bevorzugt die ehemaligen Austenitkörner des Martensits einen mittleren Korndurchmesser aufweisen, der kleiner ist als 14 µm, insbesondere kleiner als 12 µm, bevorzugt kleiner als 10 µm.
    13. Blechformteil nach einem der Sätze 11 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    • das Blechformteil zumindest teilweise eine Streckgrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1500 MPa aufweist
      und/oder
    • das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa aufweist
      und/oder
    • das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5%, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5% bevorzugt mindestens 5%
      und/oder
    • das Blechformteil zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens 45° aufweist
      und/oder
    • das Blechformteil zumindest teilweise ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60 % und höchstens 85 % aufweist.
    14. Blechformteil nach einem der Sätze 11 bis 13,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blechformteil feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist.
    15. Blechformteil nach einem der Sätze 11 bis 13,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blechformteil zumindest teilweise eine Vickershärte von mindestens 500 HV1, bevorzugt mindestens 540 HV1 aufweist.
    16. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    1. a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Sätze 1 bis 6;
    2. b) 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 c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    3. c) 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;
    4. d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer tWZ von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rWZ auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
    5. e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
    17. Verfahren nach Satz 16, wobei die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur in Schritt b) zwischen Ac3 und 1000 °C, bevorzugt zwischen 850 °C und 950 °C liegt.
    18. Verfahren nach einem der Sätze 16 bis 17, wobei die Zieltemperatur TZiel des Blechformteils zumindest teilweise unterhalb 400 °C, bevorzugt unterhalb 300 °C liegt.
  • Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Figur 1 zeigt eine Korndarstellung des rekonstruierten Austenits.
  • Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200 - 280 mm und Breite von 1000 - 1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur T1 aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf T1 gehalten, bis die Temperatur T1 im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur T1 aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, so dass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 5 - 7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Eintauchtemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Eintauchtemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 3 angegeben. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch Auflagen mit unterschiedlichen Schichtdicken erzeugt wurden (siehe Tabelle 3). Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 600 °C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600 °C und 450 °C und zwischen 400 °C und 300 °C wurden die Bänder über die in Tabelle 2 angegebenen Abkühldauern TmT und TnT abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220 °C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 15 K/s abgekühlt.
  • In der Tabelle 4 ist zusammengestellt, welche Stahlvariante (siehe Tabelle 1) mit welcher Prozessvariante (siehe Tabelle 2) und welcher Beschichtung (siehe Tabelle 3) kombiniert wurde.
  • Bei den Stahlzusammensetzungen F handelt es sich um ein Referenzbeispiel, das nicht erfindungsgemäß ist. Entsprechend sind die Versuche 10, 11, und 18 nicht erfindungsgemäß.
  • Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 1,7 mm.
  • Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden aus den abgekühlten Stahlbändern gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) Proben quer zur Walzrichtung entnommen. Die Proben wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) einer Zugprüfung unterzogen. In Tabelle 4 sind die Ergebnisse der Zugprüfung angegeben. Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte ermittelt: die Streckgrenzenart, welche mit Re für eine ausgeprägte Streckgrenze und mit Rp für eine kontinuierliche Streckgrenze bezeichnet ist, sowie bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer ausgeprägten Streckgrenze die Werte für die untere Streckgrenze ReL, die obere Streckgrenze ReH und die Differenz von oberer und unterer Streckgrenze ΔRe, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Bruchdehnung A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze Rp und eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % auf. Daher ist für alle Proben die Dehngrenze Rp0.2 angegeben.
  • Weiterhin sind in Tabelle 4 die Eigenschaften der feinen Ausscheidungen im Gefüge des Stahlflachproduktes angegeben. Bei den Ausscheidungen handelt es sich um Niobkarbonitride und Titankarbonitride, die beide zur Kornfeinung beitragen. Die Ausscheidungen werden mit Hilfe von elektronenoptischen und Röntgen-Aufnahmen (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als "carbon extraction replicas") bestimmt. Hergestellt wurden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen (20x30mm). Die Vergrößerung bei der Messung beträgt zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lassen sich die Ausscheidungen in grobe und feine Ausscheidungen unterteilen. Als feine Ausscheidungen werden alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet. Durch einfaches Auszählen wird der Anteil von feinen Ausscheidungen an der Gesamtzahl an Ausscheidungen im Messfeld ermittelt. Für die feinen Ausscheidungen wird zudem mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser berechnet. Bei den erfindungsgemäßen Proben beträgt der Anteil von feinen Ausscheidungen mehr als 90 %. Der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen ist zudem unter 12 nm.
  • Von den so erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1 - 8 in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rOfen (zwischen 30 °C und 700 °C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die ein Erwärmen und ein Halten umfasst, ist mit tOfen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre betrug in allen Fällen -5 °C. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein Umformwerkzeug, welches die Temperatur TWZ besitzt, eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer tTrans lag zwischen 5 und 14 s. Die Temperatur TEinlg der Zuschnitte beim Einlegen in das Umformwerkzeug lag in allen Fällen oberhalb der jeweiligen Martensitstarttemperatur+100°C. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden, wobei die Blechformteile im Werkzeug mit einer Abkühlgeschwindigkeit rwz abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit twz bezeichnet. Abschließend sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In Tabelle 5 sind für verschiedene Varianten die genannten Parameter angegeben, wobei "RT" die Raumtemperatur abkürzt.
  • Die Tabelle 5 zeigt sehr unterschiedliche Varianten für den Umformprozess. Während es beispielsweise bei der Variante II zur einer nahezu vollständigen Bildung von martensitischem Gefüge kommt führt die vergleichsweise langsame Abkühlung der Varianten X mit der hohen Werkzeugtemperatur TWZ zu einer veränderten Gefügeausbildung mit hohen Ferritgehalten, die sich in Form einer höheren Bruchdehnung A80 auswirken.
  • In Tabelle 6 sind die Gesamtergebnisse für die erhaltenen Blechformteile zusammengestellt. Die ersten Spalten geben die Probennummer, die Stahlsorte gemäß Tabelle 1, die Prozessvariante gemäß Tabelle 2, die Beschichtung gemäß Tabelle 2 und die Warmumformvariante gemäß Tabelle 5 an. In den weiteren Spalten ist die die Streckgrenze Rp02, die Zugfestigkeit Rm, das Verhältnis von Streckgrenze zu Zugfestigkeit (Streckgrenzenverhältnis) und die Bruchdehnung A80 angegeben. Diese Werte wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) an Proben quer zur Walzrichtung ermittelt. Der ermittelte Biegewinkel ist gemäß der VDA-Norm 238-100 mit einer Biegeachse quer zur Walzrichtung ermittelt worden. Dabei wird der ermittelte Biegewinkel jeweils nach der in der Norm angegebenen Formel aus dem Stempelweg errechnet (der ermittelte Biegewinkel (auch als maximaler Biegewinkel bezeichnet) ist der Biegewinkel, bei welchem die Kraft im Biegeversuch ihr Maximum hat). Um den Einfluss der Blechdicke auf den Biegewinkel zu eliminieren wurde der korrigierte Biegewinkel aus dem ermittelten Biegewinkel berechnet nach der Formel Biegewinkel korrigiert = Biegewinkel ermittelt ⋅ Blechdicke
    Figure imgb0020
    wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. In der Tabelle 7 ist der ermittelte Biegewinkel angegeben. Zur Bestimmung des korrigierten Biegewinkels sind diese Zahlenwerte demnach noch mit der Wurzel der Blechdicke zu multiplizieren, die in Tabelle 4 angegeben ist. Weiterhin ist in Tabelle 7 die Vickershärte HV1 angegeben. Diese wurde gemäß DIN EN ISO 6507 (2018.07) bestimmt.
  • Die mechanischen Kennwerte in Tabelle 6 wurden ermittelt, nachdem auf das umgeformte Blechformteil eine kathodische Tauchlackierung aufgebracht wurde. Während dieses Beschichtungsprozesses wurden die Blechformteile auf 170 °C erwärmt und bei dieser Temperatur für 20 Minuten gehalten. Anschließend werden die Bauteile an Umgebungsluft auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • In Tabelle 7 sind die Gefügeeigenschaften des Blechformteils angegeben. Dabei sind die Gefügeanteile in Flächen-% angegeben. Alle erfindungsgemäßen Beispiele haben einen Martensitanteil von mehr als 90 %.
  • Weiterhin sind in Tabelle 7 die Eigenschaften der feinen Ausscheidungen im Gefüge angegeben. Bei den Ausscheidungen handelt es sich um Niobkarbonitride und Titankarbonitride, die beide zur Kornfeinung beitragen. Die Ausscheidungen werden mit Hilfe von elektronenoptischen und Röntgen-Aufnahmen (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als "carbon extraction replicas") bestimmt. Hergestellt wurden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen (20x30mm). Die Vergrößerung bei der Messung beträgt zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lassen sich die Ausscheidungen in grobe und feine Ausscheidungen unterteilen. Als feine Ausscheidungen werden alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet. Durch einfaches Auszählen wird der Anteil von feinen Ausscheidungen an der Gesamtzahl an Ausscheidungen im Messfeld ermittelt. Für die feinen Ausscheidungen wird zudem mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser berechnet. Bei den erfindungsgemäßen Proben beträgt der Anteil von feinen Ausscheidungen mehr als 90%. Der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen ist zudem unter 11 nm.
  • Weiterhin ist in Tabelle 7 der Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner angegeben. Hierzu würden die Austenitkörner mittels der Software ARPGE aus EBSD-Messungen rekonstruiert. Die Softwareparameter betrugen dabei:
    • Orientierungsbeziehung Nishiyama-Wassermann
    • Tolerance for grain identification 7°
    • Tolerance for parent growth nucleation 7°
    • Tolerance for parent grain growth 15°
    • Minimum accepted grain size 10 Pixel
  • Für die Kornidentifikation wurde eine maximale Abweichung der Orientierung von 5° und ein minimaler Korndurchmesser von 5 Pixeln gemäß DIN EN ISO 643 angenommen.
  • Beispielhaft zeigt Figur 1 eine entsprechende Rekonstruktion des Austenits. In diesem Fall beträgt der mittlere Durchmesser der ehemaligen Austenitkörner 7,5µm. Bei allen erfindungsgemäßen Beispielen liegt der mittlere Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner unter 14µm. Tabelle 1 (Stahlsorten)
    Stahl C Si Mn Al Cr Nb Ti B P S N Sn As Cu Mo Ca Ni Al/Nb
    A 0,35 0,16 1,1 0,21 0,118 0,026 0,0096 0,0025 0,005 <0,0005 0,0035 0,005 0,005 0,019 0,005 0,001 0,032 8,1
    B* 0,37 0,3 1,4 0,05 0,18 0,005 0,040 0,0035 0,015 0,005 0,007 0,05 0,01 0,05 0,035 0,005 0,03 16,7
    C 0,46 0,20 0,80 0,20 0,12 0,03 0,010 0,0025 0,005 0,0005 0,0035 0,005 0,005 0,019 0,005 0,001 0,019 6,7
    D 0,36 0,15 0,8 0,19 0,18 0,025 0,009 0,0024 0,011 <0,0005 0,0036 0,005 0,002 0,02 0,004 0,001 0,031 7,6
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
    Tabelle 2 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt)
    Prozessvariante T1 [°C] T2 [°C] T3 [°C] T4 [°C] KWG [%] T5 [°C] T6 [°C] T7 [°C] tmT [s] tnT [s]
    a 1250 1075 850 630 55 773 685 678 15 15
    b 1280 1110 860 620 50 787 708 686 15 15
    c 1205 1060 820 550 55 768 684 683 18 15
    d 1210 1120 910 580 55 770 685 685 18 15
    e 1205 1065 830 555 45 655 650 680 15 15
    f 1210 1110 900 575 70 760 720 700 20 18
    g 1320 1080 840 620 50 805 715 710 23 20
    h 1315 1090 910 655 55 870 800 720 25 23
    i 1300 1120 830 585 55 895 800 725 50 28
    j 1310 1095 915 630 65 830 740 710 25 25
    k 1240 1080 870 620 50 823 728 710 55 50
    l 1280 1100 870 630 55 808 713 708 18 15
    m 1280 1085 870 580 50 793 715 708 22 20
    n 1285 1105 885 640 65 755 685 675 15 11
    Angaben teilweise gerundet
    Tabelle 3 (Beschichtungsvarianten)
    Beschichtungvariante Schmelzenanalyse Schichtdicke (einseitig) [µm]
    Si Fe Mg Sonstige Al
    α 9,5 3 0,5 <1% Rest 10
    β 8 3,5 0,5 <1% Rest 40
    γ 10 3 <0,01 <1% Rest 25
    δ 8,2 3,8 0,25 <1% Rest 27
    ε 10,5 3,1 0,33 <1% Rest 30
    φ 8,1 3,9 <0,01 <1% Rest 25
    Tabelle 4 (Stahlflachprodukte)
    Beschicht ungsvers uch-Nr. Stahl Dicke des Stahlbandes [mm] Prozessvariante Beschichtungs -variante Streckgrenzenart Rp0,2 oder ReL [MPa] Rm [MPa] Bruchdehnung A80 [%] Gleichmaßdehnung Ag [%] Feine (Nb,Ti)(C,N) - Ausscheidungen
    Anteil [%] Mittlerer Durchme sser [nm] Anzahl [pro 100nm2]
    1 A 1,5 a γ kontinuierlich 493 717 20 12 95 6,3 0,0293
    2 A 1,5 j α kontinuierlich 436 682 21 13 94 10 0,0217
    3 A 1,5 b β kontinuierlich 451 693 20 12 93 7,2 0,0221
    4* B 1,6 a γ kontinuierlich 403 591 24 13 Nur grobe Ausscheidungen 0,0172
    5* B 1,6 f ε kontinuierlich 411 603 20 13 Nur grobe Ausscheidungen 0,0161
    6 C 1,4 e γ kontinuierlich 511 723 16 10 94 9 0,0275
    7* B 1,5 i γ kontinuierlich 371 553 26 14 Nur grobe Ausscheidungen 0,0124
    8 D 1,5 e δ kontinuierlich 443 651 22 12 92 7 0,0223
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
    Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)
    Warmumformvariante Mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen [30 - 700 °C] [K/s] TOfen [°C] tOfen [min.] Transferzeit [s] Taupunkt Ofen [°C] TEinlg [°C] Twz [°C] twz [s] Abkühlgeschwindigkeit rwz [K/s] TZiel [°C]
    I 8 925 6 8 -5 800 RT 15 50 50
    II 5 920 6 6 -5 815 RT 6 300 40
    III 15 920 5 5 -5 830 RT 15 50 50
    IV 10 880 6 7 -5 740 100 10 50 120
    V 8 950 3 12 -5 770 100 10 50 120
    VI 10 925 4 7 -5 810 RT 10 450 40
    VII 5 900 5 7 -5 806 RT 15 100 50
    VIII 5 920 12 8 -5 796 RT 15 100 50
    IX 5 920 12 14 -5 728 100 10 200 110
    X 5 920 6 10 -5 792 550 15 50 560
    Angaben teilweise gerundet
    Tabelle 6 (Blechformteil)
    Versuch Nr. Stahl Prozessvariante Beschichtungsvariante Warmumformvariante Streckgrenze [MPa] Zugfestigkeit [MPa] Streckg renzenverhältnis A80 [%] Biegewinkel [°] Vickershärte [HV1]
    1 A a γ II 1422 1856 77% 5,5 45 595
    2 A j α III 1411 1846 76% 5,5 46 592
    5 A b β IV 1391 1823 76% 5,0 45 589
    4* B a γ II 1400 1854 76% 5 45 592
    5* B f ε IX 1380 1830 75% 5,2 44 598
    6 C e γ VIII 1622 1893 86% 4,5 36 607
    7* B i γ IX 1361 1816 75% 5,4 45 586
    8 D e δ VII 1413 1862 76% 5,6 42 604
    Tabelle 7 (Gefüge)
    Umformversuch Nr. Gefüge
    Martensit Bainit Ferrit Restaustenit Feine (Nb,Ti)(C,N) - Ausscheidungen Anteil [%] / Mittlerer Durchmesser Korndurchmesser der ehem. Austenitkörner
    1 99,9 - - 0,1 96% / 6 nm 7,1 µm
    2 99,9 - - 0,1 94% / 8 nm 6,4 µm
    5 99,9 - - 0,1 94% / 6 nm 6,1 µm
    4* 99,9 - - 0,1 Nur grobe Ausscheidungen 9 µm
    5* 100 - - - Nur grobe Ausscheidungen 11 µm
    6 100 - - 0 95% 10,8 mm
    7* 100 - - - Nur grobe Ausscheidungen 12 µm
    8 99,8 0,2 93% 7,4
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele

Claims (15)

  1. Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus C: 0,50 - 0,50 %, Si: 0,05 - 0,6 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,10 - 1,0 %, Nb: 0,001 - 0,2 %, Ti: 0,001 - 0,10 %, B: 0,0005 - 0,01 %, P: ≤ 0,05 %, S: ≤ 0,02 %, N: ≤ 0,02 %, Sn: ≤ 0,05 %, As: ≤ 0,01 %,
    besteht, sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten Cr: 0,01 - 1,0 %, Cu: 0,01 - 0,2 %, Mo: 0,002 - 0,3 %, Ni: 0,01 - 0,5 %, V: 0,001 - 0,3 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, W: 0,001 -1,0 %,
    wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt: Al / Nb ≤ 20.0
    Figure imgb0021
  2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei für die Elementgehalte mindestens eine der folgenden Bedingungen gilt: Ti < 3,42 * N
    Figure imgb0022
     0,7 Gew . − % < Mn + Cr < 3,5 Gew . − %
    Figure imgb0023
  3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
  4. Stahlflachprodukt nach Anspruch 3,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist.
  5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Legierungsschicht aus 35 - 60 Gew.-% Fe, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht
    und/oder
    die AI-Basisschicht aus 1,0 - 15 Gew.-% Si, optional 2 - 4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  6. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und
    unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist und/oder
    das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10 % aufweist und/oder
    das Stahlflachprodukt eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, bevorzugt mindestens 20 % aufweist.
  7. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Stahlflachprodukt feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist.
  8. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus C: 0,50 - 0,50 %, Si: 0,05 - 0,6 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,10-1,0%, Nb: 0,001 - 0,2 %, Ti: 0,001 - 0,10 %, B: 0,0005 - 0,01 %, P: ≤ 0,05 %, S: ≤ 0,02 %, N: ≤ 0,02 %, Sn: ≤ 0,05 %, As: ≤ 0,01 %,
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten Cr: 0,01 - 1,0 %, Cu: 0,01 - 0,2 %, Mo: 0,002 - 0,3 %, Ni: 0,01 - 0,5 %, V: 0,001 - 0,3 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, W: 0,001 -1,0 %,
    besteht, wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt des Stahls der Bramme oder Dünnbramme gilt: Al / Nb ≤ 20.0 ;
    Figure imgb0024
    b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
    c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
    d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
    e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
    f) optional Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
    g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 50 % beträgt;
    h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
    i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800 °C, bevorzugt 670 - 800 °C beträgt;
    j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800 °C, bevorzugt 680 - 740 °C;
    k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
    l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
  9. Verfahren nach Anspruch 8,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    beim Schmelztauchbeschichten ein Schmelzbad verwendet wird, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, welche aus bis 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetallen und optional bis zu 15 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
  10. Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus C: 0,50 - 0,50 %, Si: 0,05 - 0,6 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,10 - 1,0 %, Nb: 0,001 - 0,2 %, Ti: 0,001 - 0,10 %, B: 0,0005 - 0,01%, P: ≤ 0,05 %, S: ≤ 0,02 %, N: ≤ 0,02 %, Sn: ≤ 0,05 %, As: ≤ 0,01%,
    sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden Gehalten Cr: 0,01 - 1,0 %, Cu: 0,01 - 0,2 %, Mo: 0,002 - 0,3 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %, V: 0,001 - 0,3%, Ca: 0,0005 - 0,005 %, W: 0,001 -1,0 %,
    besteht, und einen Korrosionsschutzüberzug,
    wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt: Al / Nb ≤ 20.0
    Figure imgb0025
  11. Blechformteil nach Anspruch 10,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80 % Martensit und/oder unteren Bainit, bevorzugt mehr zumindest teilweise mehr als 90% Martensit und/oder unteren Bainit, aufweist
    und wobei bevorzugt die ehemaligen Austenitkörner des Martensits einen mittleren Korndurchmesser aufweisen, der kleiner ist als 14 µm, insbesondere kleiner als 12 µm, bevorzugt kleiner als 10 µm.
  12. Blechformteil nach einem der Ansprüche 10 bis 11,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blechformteil zumindest teilweise eine Streckgrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1300 MPa aufweist
    und/oder
    das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa aufweist
    und/oder
    das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5%, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5% bevorzugt mindestens 5%
    und/oder
    das Blechformteil zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens 45° aufweist
    und/oder
    das Blechformteil zumindest teilweise ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60 % und höchstens 85 % aufweist.
  13. Blechformteil nach einem der Ansprüche 10 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blechformteil feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist.
  14. Blechformteil nach einem der Ansprüche 10 bis 13,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blechformteil zumindest teilweise eine Vickershärte von mindestens 500 HV1, bevorzugt mindestens 540 HV1 aufweist.
  15. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 6;
    b) 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 c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    c) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt;
    d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer tWZ von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rWZ auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
    e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
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