EP4569142A1 - Hochfester stahl mit verbesserter resistenz gegen wasserstoffversprödung - Google Patents

Hochfester stahl mit verbesserter resistenz gegen wasserstoffversprödung

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Publication number
EP4569142A1
EP4569142A1 EP24746253.4A EP24746253A EP4569142A1 EP 4569142 A1 EP4569142 A1 EP 4569142A1 EP 24746253 A EP24746253 A EP 24746253A EP 4569142 A1 EP4569142 A1 EP 4569142A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
sheet metal
flat steel
optionally
steel product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP24746253.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Stefan BIENHOLZ
Volker Marx
Cássia CASTRO MÜLLER
Maria KÖYER
Aleksandra BARTELHEIMER
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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Pending legal-status Critical Current

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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
    • 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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    • C23C2/26—After-treatment
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching

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, 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.
  • WO 2019/223854 A1 discloses a sheet metal part and a method for producing such a sheet metal part, which has a tensile strength of at least 1000 MPa.
  • 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 optionally further optional elements, in particular 0.005-0.1% Nb.
  • the sheet metal component comprises a corrosion protection coating containing aluminum.
  • EP 2 553 133 B1 also discloses a sheet metal part and a method for producing such a sheet metal part.
  • This reaction occurs when the steel flat product is heated to elevated temperatures in a heating furnace under a steam-containing atmosphere for hot forming.
  • the steam in the furnace atmosphere reacts on the material surface to form hydrogen and a metal oxide.
  • the resulting hydrogen diffuses into the steel material and can then lead to delayed failure by preferentially concentrating in areas of high tensile residual stress. If a very high local hydrogen concentration is reached, this weakens the bond at the grain boundaries of the steel substrate structure to such an extent that, during use, the resulting stress causes a crack to develop along the grain boundary.
  • dew point control devices are often used.
  • the goal here is to limit the water vapor supply in the furnace atmosphere.
  • the object of the present invention is to further reduce the content of free hydrogen in sheet metal parts, in particular in uncoated substrates.
  • Another object of the present invention is to reduce the susceptibility to hydrogen embrittlement under corrosion.
  • a steel flat product for hot forming comprising a steel substrate made of steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in wt.%), consists of:
  • V 0.01-0.4%, and optionally one or more of the elements “Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W” in the following contents:
  • the degree of dispersion Precipitation area is defined as the ratio of the area of precipitates in the metallographic section to the diameter of the precipitates, where the area of precipitates is the ratio of the total area of precipitates in a measurement field to the size of the measurement field.
  • the diameter is the average diameter across the measurement field.
  • the precipitates act as traps for free hydrogen. Free hydrogen penetrating from the outside is thus localized at the precipitates. Consequently, high concentrations in regions with high tensile residual stress are avoided. It has been shown that this effect is practically nonexistent when the dispersion D is too low. This means that the precipitates are too large and/or the proportion of precipitates is too small. There is then insufficient specific interface between the precipitates and the substrate to effectively localize hydrogen. If, on the other hand, the dispersion D is too large, the precipitates themselves lead to a reduction in mechanical strength. This is caused by a repulsive force of the precipitates on the movement of dislocations in the crystal, the so-called Zener drag.
  • the dispersion D is at least 35 10-6 ", particularly preferably at least 15 10-5 nm . Furthermore, the dispersion D is preferably at most 2 10-3 nm , particularly at most 9.0 10-4 nm.
  • the distribution of the precipitates and thus the dispersion D ⁇ is measured using electron-optical images in combination with X-ray microanalysis (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the specialist literature as "carbon extraction replicas").
  • the carbon extraction replicas are created from longitudinal sections.
  • the magnification of the measurement is between 10,000x and 200,000x.
  • the mean diameter and the area fraction of the precipitates in the measurement field can be calculated using computer-assisted image analysis. Five measurement fields are measured for each of these. The results of the five measurement fields are then averaged.
  • the size of the measurement fields depends on the selected magnification and ranges from 18.5 pm x 14.5 pm at 10,000x magnification to 0.925 pm x 0.725 pm at 200,000x magnification.
  • dispersion can be determined using the following steps:
  • the 5 measuring fields are placed in the near-surface third of the steel substrate.
  • the precipitates are primarily carbides and/or carbonitrides of one or more of the elements from the group vanadium, titanium, niobium, chromium, and molybdenum. Vanadium, titanium, and niobium are so-called microalloying elements, which exert an effect even in the smallest quantities.
  • the near-surface third of the steel substrate is the area of the steel substrate that is at a distance from any surface of the steel substrate that corresponds to a maximum of one-third of the thickness of the steel substrate.
  • This means that the steel substrate is conceptually divided into three slices of equal thickness, parallel to the surface.
  • the middle slice then contains the central region of the steel substrate, in which the midplane lies.
  • the other two slices are each bounded by one of the two surfaces of the steel substrate. These two slices form the two near-surface thirds of the steel substrate.
  • Carbon is present in the steel substrate of the flat steel product in concentrations of 0.12–0.30 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. A carbon content of at least 0.06 wt.% is required to achieve sufficient hardenability and the associated high strength.
  • the carbon content can be adjusted to a maximum of 0.28 wt.%, preferably to a maximum of 0.25 wt.%.
  • C contents of at least 0.15 wt.%, preferably at least 0.20 wt.% can be provided.
  • tensile strengths of the sheet metal part of at least 1100 MPa, in particular at least 1250 MPa, in particular at least 1400 MPa can be reliably achieved after hot press forming, subject to the further provisions of the invention.
  • Silicon (“Si”) is used to further increase the hardenability of the steel flat 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. Silicon is present in the steel substrate of the steel flat product in amounts of 0.02-1.2 wt.%. A hardening effect is already present at an Si content of 0.05 wt.%. A significant increase in strength occurs at a Si content of at least 0.15 wt.%, in particular at least 0.20 wt.%. Si contents above 0.65 wt.% have a detrimental effect on the coating behavior, especially in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.55 wt.%, in particular at most 0.35 wt.%, are preferred in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Aluminum (“Al”) is known to be added as a deoxidizer during steel production.
  • the content of the steel substrate is at least 0.01 wt.%, in particular at least 0.02 wt.%, preferably at least 0.11 wt.%, in particular at least 0.15 wt.%.
  • the maximum aluminum content is 1.0 wt.%, preferably a maximum of 0.7 wt.%, in particular a maximum of 0.25 wt.%, in particular a maximum of 0.20 wt.%. In certain embodiments, the maximum aluminum content is 0.10 wt.%, preferably a maximum of 0.05 wt. To reliably bind the oxygen contained in the molten steel, at least 0.01 wt.% Al is required.
  • Al can be used to bind undesirable, but unavoidable, levels of N during production. Comparatively high aluminum contents have been avoided to date, since the Ac3 temperature also shifts upwards with the 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.
  • Al aluminum content
  • the Al content is preferably selected below the upper limits already mentioned.
  • the steel comprises at least one of the elements from the group comprising Ti, Nb, and V.
  • the steel contains at least one of the elements Ti, Nb, or V.
  • the steel can also preferably contain two elements from the group (Ti, Nb, or Ti, V, or Nb, V) or, in particular, all three elements from the group (Ti, Nb, and V). The limits listed below, with their preferred ranges, apply in all cases to the contents of the three elements.
  • the niobium content particularly in the process described below for producing a flat steel product for hot forming with a corrosion protection coating, leads to a distribution of niobium carbides and 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 of 400 °C to 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, thus increasing the local solubility of carbon. Consequently, clusters are formed. of C and Nb in the steel substrate, which then transform into very fine precipitates in the form of niobium carbides and niobium carbonitrides 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. Furthermore, these precipitates form traps for free hydrogen and thus promote the inventive resistance to hydrogen embrittlement.
  • the refined ferritic microstructure in the interdiffusion layer helps reduce crack initiation under bending loads, and the precipitates in the ferritic interdiffusion layer trap free hydrogen before it can concentrate inside the substrate.
  • the Nb content is at least 0.01 wt.%, preferably at least 0.010 wt.%, in particular at least 0.02 wt.%.
  • the niobium content is at least 0.03 wt.%.
  • the maximum niobium content is 0.08 wt.%, in particular a maximum of 0.07 wt.%, in particular a maximum of 0.05 wt.%, preferably 0.03 wt.%, in particular a maximum of 0.02 wt.%.
  • the titanium content for the effect described above is at least 0.008 wt.% Ti, in particular at least 0.010 wt.%, preferably at least 0.015 wt.% Ti, which should be added to ensure sufficient availability. From 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 a maximum of 0.050 wt.%, particularly preferably to a maximum of 0.040 wt.%, in particular a maximum of 0.030 wt.%. Titanium also has the effect of binding nitrogen, thus enabling boron to exert its strong ferrite-inhibiting effect. Therefore, in a preferred development, the titanium content is more than 3.42 times the nitrogen content in order to achieve sufficient binding of nitrogen.
  • the V content is at least 0.01 wt.%, in particular at least 0.02 wt.%, preferably at least 0.04 wt.%, in particular at least 0.10 wt.%.
  • a maximum of 0.4 wt.% preferably a maximum of 0.3 wt.%, in particular a maximum of 0.25 wt.%, particularly preferably a maximum of 0.15 wt.%, preferably a maximum of 0.10 wt.%, particularly preferably a maximum of 0.05 wt.%, particularly preferably a maximum of 0.03 wt.%, in particular a maximum of 0.02 wt.%.
  • the sum of the Nb, V, and Ti contents is a maximum of 0.13 wt.%, in particular a maximum of 0.12 wt.%, preferably a maximum of 0.10 wt.%, in particular a maximum of 0.08 wt.%, preferably a maximum of 0.06 wt.%.
  • the following therefore preferably applies to the element contents (in wt.%):
  • Nb, V and Ti are also preferably limited, as described in the previous paragraphs.
  • the elements Nb, V and Ti can also occur as impurities in steel below the minimum contents mentioned above.
  • 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 at most 0.01 wt.%, in particular at most 0.010 wt.%, preferably at most 0.0100 wt.%, preferably at most 0.0050 wt.%, in particular at most 0.0035 wt.%, in particular at most 0.0030 wt.%, preferably at most 0.0025 wt.%.
  • Phosphorus (“P”) and sulfur (“S”) are elements that are introduced into steel as impurities by iron ore and cannot be completely eliminated in the industrial steelmaking process.
  • the P and S content should be kept as low as possible, since the mechanical properties, such as the notched-bar impact energy, deteriorate with increasing P content or S content.
  • embrittlement of the martensite begins to occur, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is preferably limited to a maximum of 0.05 wt.%, in particular to 0.03 wt.%, preferably to a maximum of 0.02 wt.%, in particular to a maximum of 0.015 wt.%.
  • the S content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.02 wt.%, preferably to a maximum of 0.0020 wt.%, in particular to a maximum of 0.0010 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 by forming 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
  • Co cobalt
  • Sb antimony
  • the Sn content is a maximum of 0.03 wt.%, preferably a maximum of 0.02 wt.%.
  • the As content is a maximum of 0.010 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • the Co content is a maximum of 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • the Sb content is a maximum of 0.02 wt.%, in particular a maximum of 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • unavoidable impurities In addition to the impurities P, S, N, Sn, As, and Sb explained above, other elements may also be present as impurities in the steel. These additional elements are summarized under the term “unavoidable impurities.”
  • the total content of these "unavoidable impurities” is preferably a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%.
  • the optional alloying elements Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, V, Ti, Ca, and W described above and below, for which a lower limit is specified, may also be present as unavoidable impurities in the steel substrate in contents below the respective lower limit. In this case, they are also counted as "unavoidable impurities," whose total content is limited to a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%.
  • Chromium, manganese, cobalt, copper, molybdenum, nickel, 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.
  • Chromium (“Cr”) suppresses the formation of ferrite and pearlite during accelerated cooling of a flat steel product according to the invention and enables complete martensite formation even at lower cooling rates, thereby increasing hardenability.
  • the Cr content of the steel or the steel substrate is limited to a maximum of 1.0 wt.%, in particular a maximum of 0.75 wt.%, preferably a maximum of 0.50 wt.%.
  • Molybdenum can optionally be added to improve process stability, as it significantly slows ferrite formation.
  • Starting at a content of 0.002 wt.% dynamic molybdenum-carbon clusters form along the grain boundaries, extending to ultrafine molybdenum carbides. These clusters significantly slow grain boundary mobility and thus diffusive phase transformations.
  • molybdenum reduces grain boundary energy, which slows the nucleation rate of ferrite.
  • the Mo content is preferably at least 0.004 wt.%, in particular at least 0.01 wt.%.
  • the content should be at most 0.5 wt.%, in particular at most 0.30 wt.%, preferably at most 0.10 wt.%, and in particular at most 0.05 wt.%.
  • Chromium and molybdenum also form precipitates in a similar manner to the microalloying elements Nb, V, and Ti, but with a lesser effect. Therefore, the addition of one or both of these elements in the above-mentioned amounts supports the formation of precipitates with the dispersion according to the invention.
  • Manganese (“Mn”) acts as a hardening element by significantly delaying the formation of ferrite and bainite. At manganese contents of less than 0.2 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 0.8 wt.%, in particular of at least 1.0 wt.%, particularly preferably of at least 1.10 wt.%, are advantageous if a martensitic microstructure is to be ensured, particularly in areas of greater deformation.
  • Manganese contents of more than 3.3 wt.% have a detrimental effect on the Processing properties are affected, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.3 wt.%, preferably a maximum of 2.5 wt.%. Weldability, in particular, is severely restricted, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6 wt.%, and in particular to a maximum of 1.40 wt.%, preferably to a maximum of 1.3 wt.%. Manganese contents of less than or equal to 1.6 wt.% are also preferred for economic reasons.
  • Copper (Cu) can optionally be added to the alloy to increase hardenability with additions of at least 0.01 wt.%, preferably at least 0.010 wt.%, in particular at least 0.015 wt.%. Furthermore, copper improves the resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. If the Cu content is too high, hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%, in particular a maximum of 0.10 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. Furthermore, it is known from EP 3 175 006 A1 that significant nickel contents can lead to a near-surface layer with an increased Ni content, which also hinders the penetration of free hydrogen. The measures described there can therefore preferably be combined with the improvements explained here to further reduce the free hydrogen content. Therefore, 0.01 wt.% nickel can be added to the steel; the Ni content is preferably at least 0.010 wt.%, in particular at least 0.020 wt.%.
  • the nickel content should be limited to a maximum of 2.0 wt.%, preferably a maximum of 1.0 wt.%, in particular a maximum of 0.60 wt.%. Furthermore, the Ni content is preferably a maximum of 0.5 wt.%, in particular a maximum of 0.50 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.% % by weight, 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 amounts 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.%.
  • a maximum of 1.0 wt.%, and in particular a maximum of 0.30 wt.%, of tungsten is added.
  • the elements Mo, Cr, Ti, V and Nb are present in the steel and the following applies to the element contents:
  • the elements Mo, Cr, Ti, V and Nb are the main contributors to the precipitates.
  • the geometric mean of the contents (in wt. %) of these elements given here is particularly suitable for describing the superposition of properties which change according to a linear relationship depending on the concentration. Since the carbon content is also important for the formation of carbides, (Mo ⁇ Cr - Ti - V ⁇ Nb)s is particularly suitable for describing carbide distributions. It has been shown that particularly suitable carbide distributions are achieved when the above relationship is satisfied.
  • the value c Mo ⁇ Cr - Ti - V ⁇ Nb)s is preferably greater than 0.30, in particular greater than 0.35. It is also preferred that it is less than 0.6, in particular less than 0.55.
  • the element contents are as follows:
  • Ni + Cr ⁇ 1.1 Due to health concerns and, in particular, the European Union's REACH regulation, the Ni and Cr contents must be kept low. Therefore, the above ratio is advantageously met. In particular, the sum of the contents is less than 0.7 wt.%, and especially less than 0.5 wt.%.
  • the flat steel product preferably comprises a corrosion protection coating on at least one side to protect the steel substrate from oxidation and corrosion during hot forming and during use of the produced sheet metal part.
  • 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 0.1-15 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 aluminum as the remainder.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals is preferably at least 0.1 wt.%.
  • the Si content of the melt is 0.5-3.5 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.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt consists of 0.1-1.0 wt.% Mg, in particular 0.1-0.7 wt.% Mg, preferably 0.1-0.5 wt.% Mg and optionally at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.01 wt.% Ca.
  • iron diffuses from the steel substrate into the liquid coating, so that the corrosion protection coating of the flat steel product has, in particular, an alloy layer and an Al base layer upon solidification.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer is essentially made of aluminum and iron.
  • the alloy layer preferably consists of 25-50 wt.% Fe, 5-20 wt.% Si, optional further components whose total content is limited to a maximum of 5.0 wt.%, preferably 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • the optional further components include, in particular, the remaining components of the melt (i.e., optionally alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining components of the steel substrate in addition to iron.
  • the alloy layer consists of 25-50 wt.% Fe, 0.5-5.0 wt.% Si, optional further components whose total content is limited to a maximum of 5.0 wt.%, preferably 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • the optional additional components also include in particular the remaining components of the melt (i.e. alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining components of the steel substrate in addition to iron.
  • the degree of dispersion D 2 of precipitates in the alloy layer is:
  • the precipitates are in particular carbides and/or carbonitrides of one or more of the elements from the group vanadium, titanium, niobium, chromium and molybdenum.
  • the adjustment of the precipitates in the steel substrate of the flat steel product results in a corresponding degree of dispersion D 2 in the preferably ferritic alloy layer.
  • the precipitates act as traps for free hydrogen. Free hydrogen penetrating from the outside is thus localized at the precipitates. This causes the free hydrogen to collect in the alloy layer.
  • This is preferably ferritic and thus softer than the steel substrate. Hydrogen embrittlement therefore does not occur as quickly, since the free hydrogen collects in the softer alloy layer and does not enter the more brittle steel substrate.
  • 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 1.0-15 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 15 wt.% Zn and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder being aluminum.
  • Preferred compositions of the Al base layer correspond to the preferred melt compositions.
  • 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 in particular comprise at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals consists of 0.1-1.0 wt.% Mg, in particular 0.1-0.7 wt.% Mg, preferably 0.1-0.5 wt.% Mg and optionally 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 ⁇ m for double-sided corrosion protection coatings or 15-180 ⁇ m for the single-sided variant.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is 100-200 ⁇ for double-sided coatings or 50 ⁇ for single-sided coatings.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is particularly preferably 120-180 ⁇ for double-sided coatings or 60-90 ⁇ for single-sided coatings.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 20 ⁇ m, particularly preferably less than 16 ⁇ m, particularly preferably less than 12 ⁇ m, and especially less than 10 ⁇ 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 or by physical vapor deposition or by electrolytic processes. The above explanations regarding element contents and their preferred limits apply accordingly to the process described below for producing a flat steel product, for the sheet metal part and for the process for producing a sheet metal part.
  • the method according to the invention for producing a flat steel product for hot forming comprises the following working steps: a) Providing a slab or a thin slab made of steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in wt. %), consists of
  • V 0.01-0.4%, and optionally one or more of the elements “Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W” in the following contents:
  • the slab or thin slab is thoroughly heated to a temperature (TI) of 1100-1320 °C. If the slab or thin slab has cooled after casting, it is first reheated to 1100-1320 °C for thorough heating.
  • the thorough heating temperature should be at least 1100 °C to ensure good formability for the subsequent rolling process.
  • the thorough heating temperature (TI) is preferably at least 1200 °C, more preferably at least 1250 °C.
  • the thorough heating temperature should not exceed 1320 °C, preferably not exceeding 1300 °C. This avoids the presence of molten phases in the slab or thin slab.
  • the dispersion D ⁇ of the precipitates is too high when thorough heating is carried out at higher temperatures.
  • higher temperatures lead to even greater reactions with the environment (e.g., decarburization in the near-surface area). Grain growth also occurs in the slab, resulting in poorer and more uneven product properties. Furthermore, the resulting increased scaling would also reduce yield.
  • the slab or thin slab is pre-rolled into a roughing strip.
  • the temperature of the roughing strip (T2) at the end of roughing should be at least 800 °C so that the intermediate product contains 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 roughing should not exceed 1200 °C.
  • the roughing strip temperature (T2) is at least 850 °C.
  • the roughing strip temperature is a maximum of 1150 °C, in particular a maximum of 1100 °C, preferably a maximum of 1050 °C.
  • the roughing strip temperature (T2) refers to the temperature at the beginning of the roughing strip upon entry into the (downstream) rolling mill.
  • the pre-rolled strip is rolled into a hot-rolled flat steel product using a rolling mill. Finish rolling preferably begins no later than 90 seconds after the end of pre-rolling.
  • the local temperature of the pre-rolled strip is measured. set so that the temperatures of the individual sections of the transfer strip do not vary by more than 60 K during hot rolling.
  • only one temperature for hot rolling has been specified in the literature. This is either the temperature at which the beginning of the transfer strip reaches during hot rolling or an average temperature of the transfer strip during hot rolling. However, since the strips are of significant length, large temperature differences can occur along the transfer strip.
  • the preliminary strip is significantly thicker before rolling and therefore cools more slowly than the finished strip after rolling. While the beginning of the strip is rolled first and then immediately cools quickly as the finished strip, the end of the strip is rolled last and therefore initially cools slowly until it is rolled. The beginning and end of the strip therefore experience different temperature control. Surprisingly, this affects the final properties of the entire strip. The reason is probably that the temperature distribution along the strip during subsequent coiling leads to a temperature gradient along the coil radius, which in turn influences the cooling behavior of the coil. As a result, the precipitates are distributed with a dispersion D ⁇ outside the desired range, which is beneficial for the reduction of free hydrogen.
  • the above-mentioned problems are solved according to the invention by adjusting the local temperature of the roughing strip before and during hot rolling of the roughing strip so that the temperatures of the individual sections of the roughing strip do not vary by more than 60 K during hot rolling.
  • This tempering ensures that each section of the pre-strip has essentially the same temperature when rolled. This means that from this point onward, every section of the pre-strip also experiences the same temperature control. This results in the desired distribution of the precipitates.
  • Temperatur control measures include:
  • the thermal insulation of the transfer strip upstream of the rolling mill is preferably achieved by guiding the transfer strip through an enclosed area.
  • a section of the strip path upstream of the rolling mill is thermally insulated by an enclosure to reduce cooling of the transfer strip in this area.
  • the high thermal conductivity of the strip results in a relatively homogeneous temperature, so that the variation is less than 60 K.
  • the enclosed area can be linear or consist of several linear segments. Alternatively, this can also be achieved by first coiling the transfer strip into a spiral, and then holding this spiral within thermal insulation to compensate for temperature differences.
  • the section-by-section reheating of the pre-strip can be realized in particular as follows:
  • the heat energy introduced depends on the forming speed during rolling.
  • the forming speed during pre-rolling can be varied to achieve a targeted temperature distribution that compensates for the subsequent cooling behavior and thus ensures that temperatures do not fluctuate excessively during hot rolling.
  • the forming speed can be varied directly during hot rolling to compensate for the previous cooling behavior.
  • Thermal insulation of the transfer strip before the rolling mill, local reheating of the transfer strip before the rolling mill, and variation of the forming speed during pre-rolling ensure that the transfer strip already has a relatively homogeneous temperature upon entering the rolling mill. This means that the temperatures of the individual sections of the transfer strip upon entering the rolling mill do not vary by more than 60 K. This refers to the local temperature along the passing transfer strip at a fixed point, namely the entry to the rolling mill.
  • the inhomogeneous temperature distribution is at least partially compensated directly during hot rolling.
  • the final rolling temperature (T3) i.e., the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750-910 °C.
  • the final rolling temperature (T3) is preferably at least 800 °C, in particular at least 825 °C.
  • the final rolling temperature is limited to values of no more than 910 °C to prevent coarsening of the austenite grains.
  • final rolling temperatures of no more than 910 °C are relevant from a process engineering perspective for setting coiler temperatures (T4) below 670 °C.
  • the ratio T2/T3 of the pre-strip temperature T2 to the final rolling temperature T3 is at least 1.0. Furthermore, the ratio T2/T3 is preferably at most 1.35, preferably at most 1.25, in particular at most 1.15.
  • the hot-rolled flat steel product is cooled to a coiling temperature (T4) of 500-670 °C.
  • Step f) involves coiling the hot-rolled flat steel product.
  • the flat steel product is cooled after hot rolling to a coiling temperature (T4), particularly within less than 50 seconds.
  • the cooling medium used for this purpose can be water, air, or a combination of both.
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 670 °C. preferably a maximum of 650 °C. In principle, there is no lower limit on the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 550 °C have proven favorable for cold rolling.
  • the coiled flat steel product is then cooled to room temperature in air using the conventional method.
  • step g the hot-rolled flat steel product is descaled in a conventional manner by pickling or other suitable treatment.
  • the scale-cleaned hot-rolled flat steel product can optionally be subjected to cold rolling prior to annealing in step h), 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 cold rolling degree KWG is defined as the quotient of the thickness reduction during cold rolling (AdKW) divided by the hot strip thickness d:
  • 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 usually also 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 advantageous for preventing strip breakage.
  • step i) the flat steel product is subjected to 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 j) the flat steel product is cooled to an intermediate temperature (T6) after annealing to prepare it for subsequent coating treatment.
  • the intermediate temperature T6 can also be referred to as the immersion temperature T6.
  • the intermediate temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the molten bath (T7).
  • the intermediate temperature is 600-800 °C, preferably at least 660 °C, more preferably at least 670 °C, more preferably at most 740 °C, in particular at most 700 °C.
  • the cooling time of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the intermediate temperature T6 is preferably 10-180 s.
  • the intermediate temperature T6 deviates from the temperature of the molten bath T7 by no more than 30 K, in particular no more than 20 K, and preferably no more than 10 K.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment in step k).
  • 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 0.1-15 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% 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. Further variants of the melt were explained above in connection with the flat steel product.
  • a first cooling time t m y in the temperature range between 600 °C and 450 °C is more than 10 s, in particular more than 14 s
  • a second cooling time t n in the temperature range between 400 °C and 300 °C is more than 8 s, in particular more than 12 s.
  • the first cooling time t mi 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 temperature at a certain time within this temperature range. Intermediate heating is even possible.
  • the only important thing is that the flat steel product remains in the temperature range between 600 °C and 450 °C for at least a cooling time t m y.
  • 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 melting of the corrosion protection coating is delayed during austenitization prior to press hardening.
  • the thermal expansion coefficients of the corrosion protection coating and the substrate are homogenized. This means that the transition area between the substrate's thermal expansion coefficient and the surface 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, preferentially depositing on the Grain boundaries would form. These would impair crash performance and reduce the bending angle. Furthermore, this would destabilize the fine precipitates (e.g., niobium-containing precipitates) in the uppermost substrate region, which, according to the invention, are important for reducing free hydrogen.
  • fine precipitates e.g., niobium-containing precipitates
  • 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 prior to press hardening, with the associated advantages described above.
  • the second cooling time t n in the temperature range between 400 °C and 300 °C can also be achieved by slow, continuous cooling or by holding the product 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 n .
  • transition carbides very fine iron carbides (so-called transition carbides) are also formed, which in turn dissolve very quickly during austenitization 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% in the subsequent step m) in order to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • the flat steel product can also be manufactured in an uncoated version.
  • process steps i)-m) are designed as follows:
  • step i) the flat steel product is subjected to 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 j the flat steel product is cooled to an intermediate temperature (T6) after annealing.
  • the cooling time of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the intermediate temperature T6 is preferably 10-180 seconds.
  • a first cooling time t m y in the temperature range between 600 °C and 450 °C is more than 10 s, in particular more than 14 s
  • a second cooling time tn? in the temperature range between 400 °C and 300 °C is more than 8 s, in particular more than 12 s.
  • the initial cooling time tmT can be achieved in the temperature range between 600 °C and 450 °C (medium temperature range mT) through 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 600 °C and 450 °C for at least the cooling time tmT.
  • the second cooling time t n T 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 n T.
  • transition carbides very fine iron carbides (so-called transition carbides) are formed, which in turn degrade very quickly during austenitization. dissolve and lead to additional austenite nuclei and thus an even finer austenite structure and thus also a hardening structure.
  • the uncoated flat steel product thus obtained can optionally be subjected to skin passing with a skin passing degree of up to 2% in the subsequent step m) in order 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 optionally 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 temperatures and holding times are not high enough to cause a significant change in the precipitates. Consequently, this property of the flat steel product, which was established during hot rolling, is passed on to the formed sheet metal part.
  • the precipitates can therefore assume the desired function in the formed sheet metal part and reduce free hydrogen.
  • 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 also often referred to as an interdiffusion layer.
  • the thickness of the corrosion protection coating is preferably at least 10 pm, particularly preferably at least 20 pm, in particular at least 30 pm.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 30 pm, particularly preferably less than 20 pm, in particular less than 16 pm, particularly preferably less than 12 pm.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference between the thicknesses of the corrosion protection coating and the alloy layer.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer of the sheet metal part preferably consists of 35-90 wt.% Fe, 0.1-12 wt.% Si and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 3.5 wt.%, preferably 2.0 wt.%, with aluminum as the remainder.
  • the optional further components are preferably the elements present in the steel of the steel substrate alongside iron and the remaining elements from the melt, such as Zn and alkali or alkaline earth metals. These elements from the melt only accumulate in the alloy layer to a very small extent.
  • the alloy layer preferably has a ferritic structure in the area close to the substrate.
  • the Al base layer of the sheet metal part lies on top of the alloy layer and directly borders it.
  • the Al base layer of the sheet metal part preferably consists of 35-55 wt.% Fe, 0.4-10 wt.% Si, optionally up to 3 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 10% Zn, and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, with aluminum as the remainder.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals is preferably at least 0.1 wt.%.
  • 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 in particular comprise at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals consists of 0.1-1.0 wt.% Mg, in particular 0.1-0.7 wt.% Mg, preferably 0.1-0.5 wt.% Mg and optionally at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • 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 areas whose average Si content is at least 20% less than the average Si content of the Al Base layer. Silicon-rich phases are areas 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 sheet metal part 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 of the sheet metal part 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
  • 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 pm, in particular a maximum of 2 pm.
  • 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 structure 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” means that there are regions of the sheet metal part that have the mentioned structure. In addition, there may also be regions of the sheet metal part that have a different structure. The sheet metal part therefore has the mentioned structure in sections or in regions.
  • the high martensite content allows very high tensile strengths and yield points to be achieved.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a microstructure with a ferrite content of more than 5%, preferably more than 10%, in particular more than 20%.
  • the ferrite content is preferably less than 85%, in particular less than 70%.
  • the martensite content is less than 80%, in particular less than 50%.
  • the microstructure can optionally contain bainite and/or pearlite. The exact ratio of the microstructure components depends on the level of the C content and the Mn content as well as on the cooling conditions during forming. The microstructure designed in this way has greater ductility and therefore leads to improved forming behavior.
  • a corresponding sheet metal part therefore preferably has an elongation at break A30 in a range of 8% to 25%, preferably between 10% and 22%, in particular between 12% and 20%.
  • the sheet metal part has at least partially a tensile strength of at least 1100 MPa, in particular at least 1250 MPa, preferably at least 1400 MPa.
  • the sheet metal part has at least partially an elongation at break A80 of at least 4%, preferably at least 5%, particularly preferably at least 6%.
  • the sheet metal part can at least partially have a bending angle of at least 50°, in particular at least 55°, preferably at least 60°.
  • the bending angle here is understood to be the bending angle corrected for the sheet thickness. The corrected bending angle results from the determined bending angle at the maximum force (measured according to VDA standard 238-100) (also referred to as the maximum bending angle) from the formula
  • Corrected bending angle determined bending angle /sheet thickness, where the sheet thickness in mm must be entered into the formula. This applies to sheet thicknesses greater than 1.0 mm. For sheet thicknesses less than 1.0 mm, the corrected bending angle corresponds to the determined bending angle.
  • 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, resulting in more martensite, for example, forming in the faster-cooled areas. This also results in different mechanical properties in the different areas.
  • the sheet metal part has a free hydrogen content (Hdiff) of not more than 0.30 ppm, preferably not more than 0.25 ppm, in particular not more than 0.20 ppm.
  • Hdiff free hydrogen content
  • the sheet metal part has an aluminum-based corrosion protection coating comprising an alloy layer and an Al base layer.
  • an aluminum-based corrosion protection coating comprising an alloy layer and an Al base layer. The following applies to a degree of dispersion D 2 of precipitates in the alloy layer: 1 1
  • a corresponding degree of dispersion D 2 is also present in the preferably ferritic alloy layer. This is particularly advantageous because it allows incoming hydrogen to be trapped in the soft alloy layer before it penetrates the steel substrate. This further reduces the risk of hydrogen embrittlement, as the hydrogen cannot penetrate the hard substrate, which is therefore susceptible to embrittlement.
  • 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, longitudinal 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 E inig of the blank when placed in a forming tool intended for hot press forming (working step c)) is at least partially above Ms+100 °C.
  • Partially exceeding a temperature is understood in the context of this application to mean that at least 30%, in particular at least 60%, of the volume of the blank exceeds a corresponding temperature.
  • At least 30% of the blank has an austenitic structure, i.e. the transformation from the ferritic to the austenitic structure does not have to be complete when placed in the forming tool.
  • up to 70% of the volume of the blank when 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 deliberately kept at a lower temperature level than others during heating.
  • the heat supply can be specifically directed only to 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 of the sheet metal blank during heating in step b) is at least 3 K/s, preferably at least 5 K/s, in particular at least 10 K/s, preferably at least 15 K/s.
  • the average heating rate r is to be understood as the average heating rate from 30 °C to 700 °C.
  • the heating takes place in a furnace with a furnace temperature of 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 930 °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) takes place 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 at a temperature (so-called furnace inlet temperature) of at least 650 °C, preferably at least 680 °C, in particular at least 720 °C.
  • the maximum temperature in the first heating zone is preferably 900 °C, in particular a maximum of 850 °C.
  • the maximum temperature of all heating zones in the furnace is preferably a maximum of 1200 °C, in particular a maximum of 1000 °C, preferably a maximum of 950 °C, particularly preferably a maximum of 930 °C.
  • the total time in the oven which consists of a heating time and a holding time, is preferably at least at least 2 minutes, in particular at least 3 minutes, preferably at least 4 minutes. Furthermore, the total furnace time 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 furnace times have the advantage of ensuring uniform austenitization of the sheet metal blank. On the other hand, holding the furnace for too long above Ac3 leads to grain coarsening, which has a negative impact 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 sheet metal parts 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, preferably above 600 °C, in particular above 650 °C, particularly preferably above 700 °C.
  • Ms denotes the martensite start temperature.
  • the temperature is at least partially above the ACl 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 the blank is inserted, the tool typically has a temperature between room temperature (RT) and 200 °C, preferably between 20 °C and 180 °C, in particular between 50 °C and 150 °C.
  • the tool can be tempered at least partially 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 Twz 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 Tziei.
  • the residence time in the tool twz is preferably at least 2s, in particular at least 3s, particularly preferably at least 5s.
  • the maximum residence time in the tool is preferably 25s, in particular a maximum of 20s.
  • the target temperature Tziei 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 Tael of the sheet metal part is particularly preferably below Ms-50°C, where Ms denotes the martensite start temperature.
  • the target temperature of the sheet metal part is preferably at least 20°C, particularly preferably at least 50°C.
  • the martensite start temperature of a steel within the scope of the invention is according to the formula:
  • Ms [°C] (490.85 - 302.6 %C - 30.6 %Mn - 16.6 %Ni - 8.9 %Cr + 2.4 %Mo - 11.3 %Cu + 8.58 %Co + 7.4 %W - 14.5 %Si) [°C/wt.%], where C% is the C content, %Mn is the Mn content, %Mo is the Mo content, %Cr is the Cr content, %Ni is the Ni content, %Cu is the Cu content, %Co is the Co content, %W is the W content and %Si is the Si content of the respective steel in wt.%.
  • AC3[°C] (902 - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V) [°C/wt.%], 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, pp. 8-10).
  • the blank is not only formed into the sheet metal part, but is also quenched to the target temperature at the same time.
  • the cooling rate in the tool r W z 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, in a special embodiment at least 100 K/s.
  • the sheet metal part After removal of the sheet metal part in step e), the sheet metal part is cooled to a cooling temperature TAB of less than 100 °C within a cooling time tAB of 0.5 to 600 s. This is usually done by air cooling.
  • the pre-strip temperature T2 corresponds to the temperature of the strip start during hot rolling.
  • the local temperature of the transfer strip was adjusted so that the temperatures of the individual sections of the transfer strip did not vary by more than 60 K during hot rolling.
  • Table 2 shows AT2 as the difference between the maximum and minimum temperature of the individual sections of the transfer strip as the corresponding sections entered the rolling mill.
  • no such tempering measure was used, whereupon the temperature along the strip dropped with a temperature variation of 95 K.
  • suitable tempering measures were used so that the temperature variation did not exceed 44 K.
  • the transfer strips were passed through an enclosed area that reduced cooling.
  • the transfer strips were rolled into hot strips with a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 specified in Table 2, cooled to the coiling temperature T4 and wound into coils at the respective coiling temperatures T4 and then cooled in still air.
  • the hot strips were descaled in a conventional manner by pickling before They were subjected to cold rolling with the cold rolling grades specified in Table 2.
  • the thickness of the steel strips produced was between 1.0 mm and 2.0 mm in all tests.
  • the cold-rolled flat steel products 1-12 were heated in a continuous annealing furnace to a respective annealing temperature T5 (see Table 3) and held at annealing temperature Tö for 100 s each before being cooled to their respective intermediate 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 intermediate temperature T6 (or immersion temperature T6).
  • the composition of the coating bath is given in Table 3.
  • the coated strips were blown off in a conventional manner, creating deposits 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 m y and T n 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.
  • the strips were cooled for the cooling times T m y and T habitT 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 each.
  • the precipitation process varies locally due to the large temperature fluctuation at the pre-strip AT2. This results in a heterogeneous dispersion. Furthermore, large amounts of precipitation-forming elements also lead to a strong driving force for precipitation formation. Furthermore, the temperature variation AT2 leads to a different cooling behavior of the coiled coil. As a result, a high dispersion occurs throughout the strip. Both this high dispersion and its non-uniformity jointly lead to a deterioration in the mechanical properties, particularly the low bending angle, of the final sheet metal part.
  • the temperature TI is too low, so that an insufficient amount of the mostly coarse precipitates already present in the slab could be dissolved. Therefore, the driving force for precipitation formation and thus the amount of precipitates is low. Furthermore, coarse, undissolved precipitates remain, increasing the mean diameter of the precipitates. This leads to insufficient dispersion and insufficient hydrogen binding in the sheet metal part.
  • the temperature T2 is so high that almost all of the precipitates present in the slab are dissolved. Due to the large amount of precipitate-forming elements (e.g., demonstrated by the value for (Mo • Cr - Ti - V • c
  • the driving force for precipitation formation is high, resulting in the formation of a large amount of predominantly fine precipitates and thus a high degree of dispersion. While this has a positive effect on the very low diffusible hydrogen content, it also results in a deterioration in the mechanical properties of the sheet metal part, which can be seen in the bending angle.
  • the non-inventive entries are underlined in the tables.
  • the transfer time t Tr ans comprising the time required for removal from the heating device, transport to the tool and insertion into the tool, was 8 s.
  • the temperature T E inig of the blanks when inserted into the forming tool was above the respective martensite start temperature of +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 r W z.
  • the residence time in the tool is designated twz.
  • the samples were cooled in air to room temperature. Table 4 shows the parameters mentioned for various variants, where “RT” stands for room temperature.
  • Table 5 summarizes the overall results for the obtained sheet metal parts.
  • the first columns indicate the sample number and steel grade according to Table 1.
  • the remaining columns indicate the free hydrogen content, the bending angle, and the tensile strength.
  • Methods for determining the free hydrogen content are known to those skilled in the art, for example, thermal desorption mass spectrometry (TDMS) with heated samples.
  • TDMS thermal desorption mass spectrometry
  • the amount of free hydrogen was below the detection limit.
  • the degree of dispersion D ⁇ was comparable in the uncoated samples 13-15 to the respective coated samples 1, 6, and 8 due to the comparable annealing treatment. Because the same inventive distribution of the precipitates was observed in the uncoated The resulting hydrogen trapping effect is also achieved by the samples. This results in improved resistance to hydrogen embrittlement under corrosion conditions when using the sheet metal part.
  • the maximum bending angle was determined according to VDA standard 238-100 with a bending axis perpendicular to the rolling direction.
  • the maximum bending angle is calculated from the punch travel according to the formula specified in the standard (the maximum bending angle is the bending angle at which the force reaches its maximum in the bending test).
  • the corrected bending angle was calculated from the maximum bending angle according to the formula: where the sheet thickness in mm is to be inserted into the formula.
  • the tensile strength was determined according to DIN EN ISO 6892-1, specimen shape 2 (Appendix B, Table B1) on specimens transverse to the rolling direction.
  • the degree of dispersion D 2 was between 25 ⁇ 1° ⁇ 6 “ and
  • the degree of dispersion D was found to be consistent, within the measurement uncertainty, with the degree of dispersion D 1 of the flat steel product before forming. Therefore, the described forming process does not result in any significant change in the degree of dispersion D 1 . This is presumably due to the fact that the heating is not high enough or does not last long enough to lead to the dissolution of the precipitates.
  • the degree of dispersion D ⁇ is therefore not shown again in Table 5, but corresponds to the values from Table 3.
  • the microstructure of the sheet metal part was determined in each case. In all cases, a martensitic microstructure was found, with a martensite content of more than 95% by area.

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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 Resistenz gegen Wasserstoffversprödung aufweisen.

Description

Hochfester Stahl mit verbesserter Resistenz gegen Wasserstoffversprödung
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 Blechformteil aus einem Stahlflachprodukt.
Wenn nachfolgend von einem „Stahlflachprodukt“ oder auch von einem „Blechprodukt“ die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint aus den für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen „Blechzuschnitte“ (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. „Blechformteile“ oder „Blechbauteile“ der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe „Blechformteil“ und „Blechbauteil“ synonym verwendet werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen- %“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).
Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) (Stand 2020- 06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 ermittelt.
Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt. Aus der WO 2019/223854 Al 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 % AI, 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 Bl ist ebenfalls ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt.
Im Anlieferungszustand sind alle Mangan-Bor- Stahlgüten wasserstoffarm. Ihre Gehalte an dif- fusiblem Wasserstoff liegen jeweils unterhalb der Nachweisgrenze von derzeit 0, 1 ppm. Infolgedessen zeigen MnB-Stähle grundsätzlich nur eine geringe Neigung zur wasserstoffinduzierten verspäteten Rissbildung. In der Praxis hat sich jedoch gezeigt, dass es bei der Warmumformung von Mangan-Bor-Stählen bei feuchteren Ofenatmosphären zu einer Wasserstoffanreicherung im Stahlsubstrat kommt. Als Grund hierfür ist eine Metall-Wasserdampf Reaktion identifiziert worden.
Zu dieser Reaktion kommt es, wenn das Stahlflachprodukt für die Warmumformung in einem Erwärmungsofen unter einer Wasserdampf-enthaltenden Atmosphäre auf höhere Temperaturen erwärmt wird. Dabei reagiert der in der Ofenatmosphäre befindliche Wasserdampf an der Werkstoffoberfläche zu Wasserstoff und einem Metalloxid. Der entstehende Wasserstoff diffundiert in den Stahlwerkstoff und kann dann dort zu einem verzögerten Versagen führen, indem er sieh bevorzugt in Bereichen hoher Zug-Eigenspannung konzentriert. Wird eine lokal sehr hohe Wasserstoffkonzentration erreicht, schwächt dies die Bindung an den Korngrenzen des Stahlsubstratgefüges so weit, dass es im Gebrauch infolge der dabei auftretenden Spannung zu einem Riss entlang der Korngrenze kommt.
Zur Vermeidung des Wasserstoffeintrags infolge der Oberflächenreaktion im Ofen werden häufig Taupunktregeleinrichtungen eingesetzt. Ziel ist es hier, das Wasserdampfangebot in der Ofenatmosphäre zu begrenzen.
Aus der EP 2 993 248 Bl ist bekannt bei Stahlflachprodukten mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis eine Beimischung von Alkali- oder Erdalkalimetallen zu verwenden, die sehr schnell eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden und so die Oberflächenreaktion mit Wasserdampf verhindern. Es wird also weniger freier Wasserstoff produziert, der in das Stahlsubstrat eindiffundieren kann.
Weiterhin kommt es beim automobiltypischen Einsatz der Blechformteile zu Korrosion. Dies ist insbesondere bei unbeschichteten Substraten der Fall. Bei dieser Korrosion entsteht ebenfalls Wasserstoff, der in den Stahlwerkstoff diffundiert und dort zu einem verzögerten Versagen führen kann, indem er sich bevorzugt in Bereichen hoher Zug-Eigenspannung konzentriert. Wird eine lokal sehr hohe Wasserstoffkonzentration erreicht, schwächt dies die Bindung an den Korngrenzen des Stahlsubstratgefüges soweit, dass es im Gebrauch infolge der dabei auftretenden Spannung zu einem Riss entlang der Korngrenze kommt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, den Gehalt an freiem Wasserstoff bei Blechformteilen noch weiter zu reduzieren, insbesondere auch bei unbeschichteten Substraten.
Weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, die Anfälligkeit gegen Wasserstoffversprödung unter Korrosion zu reduzieren.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
C: 0,12-0,30 %,
Si: 0,02-1,2 %,
AI: 0,01-1,0 %,
B: 0,0005-0,01 %,
P: < 0,05 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,010 %,
Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:
Ti: 0,008-0, 10 %, Nb: 0,01-0,08 %,
V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:
Cr: 0,01-1,0 %,
Mn: 0,2-3, 3 %,
Cu: bis zu 0,2 %,
Mo: 0,002-0,5 %,
Ni: 0,01-2,0 %,
Ca: 0,0005-0,01 %,
W: 0,001-1,0 %, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:
1 1
25 ■ 10“6 — < D < 5 ■ 10“3 — nm nm
Dabei ist der Dispersionsgrad von Ausscheidungen definiert als das Verhältnis aus Flächenanteil der Ausscheidungen im metallographischen Schliff zum Durchmesser der Ausscheidungen, wobei der Flächenanteil der Ausscheidungen das Verhältnis der Gesamtfläche der Ausscheidungen in einem Messfeld zur Größe des Messfeldes ist. Bei dem Durchmesser handelt es sich um den mittleren Durchmesser über das Messfeld.
Erfindungsgemäß wirken die Ausscheidungen als Fallen für den freien Wasserstoff. Von außen eindringender freier Wasserstoff wird also an den Ausscheidungen lokalisiert. Folglich wird eine hohe Konzentration in Regionen mit großer Zug-Eigenspannung vermieden. Es hat sich gezeigt, dass diese Wirkung bei einer zu geringen Dispersion D praktisch nicht mehr vorhanden ist. Dies bedeutet, dass die Ausscheidungen zu groß sind und/oder der Anteil der Ausscheidungen zu gering ist. Es steht dann keine ausreichende spezifische Grenzfläche zwischen Ausscheidungen und Substrat zur Verfügung, um Wasserstoff effektiv zu lokalisieren. Ist dagegen die Dispersion D zu groß, führen die Ausscheidungen selbst zu einer Verminderung der mechanischen Belastbarkeit. Dies wird durch eine rücktreibende Kraft der Ausscheidungen auf die Bewegung von Versetzungen im Kristall, den sogenannten Zener-Drag bewirkt. Dieser Zener-Drag ist direkt proportional zur Dispersion Di. Die Versetzungsbewegung ihrerseits bewirkt die plastische Verformung und beeinflusst damit unmittelbar auch den erreichbaren Biegewinkel So reduziert sich zum Beispiel der Biegewinkel deutlich. Insbesondere beträgt die Dispersion D mindestens 35 ■ IO-6“, besonders bevorzug 3t mindestens 15 ■ 10“5 — nm . Weiterhin bevorzug ztt beträg ztt die Dis rpersion D, i maximal 2- 10“3 — nm , insbesondere maximal 9,0- IO-4 — nm.
Gemessen wird die Verteilung der Ausscheidungen und damit die Dispersion D± mit Hilfe von elektronenoptischen Aufnahmen in Kombination mit Röntgenmikroanalytik (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als „carbon extraction replicas“) bestimmt. Hergestellt werden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen. Die Vergrößerung der Messung liegt zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lässt sich mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser und der Flächenanteil der Ausscheidungen am Messfeld berechnen. Es werden jeweils 5 Messfelder hierzu vermessen. Anschließend wird über die Ergebnisse der 5 Messfelder gemittelt. Die Größe der Messfelder ist abhängig von der gewählten Vergrößerung und liegt zwischen 18,5 pm x 14,5 pm bei 10.000-facher Vergrößerung und 0,925 pm x 0,725 pm bei 200.000-facher Vergrößerung.
Beispielsweise kann die Dispersion anhand folgender Schritte bestimmt werden:
- Anfertigen von Kohlenstoffausziehabdrücken eines Längsschliffes des Stahlflachproduktes bzw. Blechformteils;
- Bestimmen des mittleren Durchmessers und des Flächenanteils der Ausscheidungen auf 5 verschiedenen Messfeldern der Größe l,85pm x l,45pm mittels TEM und computergestützter Bildanalyse bei einer Vergrößerung von 100.000-fach;
- Berechnen der Dispersion in jedem der 5 Messfelder aus dem mittleren Durchmesser und dem Flächenanteil;
- Bestimmung der Dispersion des Stahlflachprodukt bzw. Blechformteils als Mittelwertes der Dispersion über die 5 Messfelder.
Für die Dispersion D± von Stahlflachprodukt bzw. Blechformteil werden die 5 Messfelder in das oberflächennahe Drittel des Stahlsubstrates gelegt.
Für später erläuterte Dispersion D2 in der Legierungsschicht des Blechformteils gilt das entsprechende Messverfahren, nur dass die 5 Messfelder in die Legierungsschicht gelegt werden. Bei den Ausscheidungen handelt es sich insbesondere um Karbide und/oder Karbonitride von einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Vanadium, Titan, Niob, Chrom und Molybdän. Bei den Elementen Vanadium, Titan und Niob handelt es sich um sogenannte Mikrolegierungselemente, die bereits in kleinsten Mengen eine Wirkung entfalten.
Unter dem oberflächennahen Drittel der Stahlsubstrates ist der Bereich des Stahlsubstrates zu verstehen, der von einer Oberfläche des Stahlsubstrates einen Abstand hat, der maximal einem Drittel der Dicke des Stahlsubstrates entspricht. Dies bedeutet, dass man das Stahlsubstrat gedanklich in drei zur Oberfläche parallele Scheiben gleicher Dicke aufteilt. Die mittlere Scheibe enthält dann den zentralen Bereich des Stahlsubstrates, in dem die Mittelebene liegt. Die beiden anderen Scheiben werden jeweils durch eine der beiden Oberflächen des Stahlsubstrates begrenzt. Diese beiden Scheiben bilden die beiden oberflächennahe Drittel des Stahlsubstrates.
Kohlenstoff („C“) ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,12-0,30 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,06 Gew.-% ist erforderlich, um eine ausreichende Härtbarkeit und eine damit einhergehende hohe Festigkeit zu erzielen.
Durch hohe C-Gehalte kann allerdings die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt auf höchstens 0,28 Gew.-% bevorzugt auf höchstens 0,25 Gew.-%, eingestellt werden.
Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können, können C- Gehalte von mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,20 Gew.-% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestigkeiten des Blechformteils von mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1250 MPa, insbesondere mindestens 1400 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. Silizium ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,02-1,2 Gew.-% enthalten. 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 0,65 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,55 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,35 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
Aluminium („AI“) wird bei der Erzeugung von Stahl bekanntermaßen als Desoxidationsmittel hinzugegeben. Dabei beträgt der Gehalt des Stahlsubstrates mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0, 11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 15 Gew.-%. Maximal beträgt der Gehalt von Aluminium 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,7 Gew.-%, insbesondere maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere maximal 0,20 Gew.-%. Bei bestimmten Ausführungsformen beträgt der maximale Aluminium-Gehalt 0,10 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs werden mindestens 0,01 Gew.-% AI benötigt. AI 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.
Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes („AI“) 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-% AI, 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.
Weiterhin umfasst der Stahl mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V. Dies bedeutet, dass der Stahl mindestens eines der Elemente Ti, Nb oder V enthält. Der Stahl kann auch bevorzugt zwei Elemente der Gruppe (Ti , Nb oder Ti, V oder Nb, V) oder insbesondere alle drei Elemente der Gruppe enthalten (Ti, Nb und V). Für die Gehalte der drei Elemente gelten in jedem Fall die unten aufgeführten Grenzen mit ihren bevorzugten Bereichen.
Die Mikrolegierungselemente Vanadium, Niob und Titan bilden alle Ausscheidungen, die zur Kornfeinung beitragen und als Fallen für freien Wasserstoff dienen. Aufgrund der unterschiedlichen Löslichkeiten treten die Ausscheidungen allerdings bei unterschiedlichen Temperaturen auf. Ti- Ausscheidungen haben die niedrigste Löslichkeit in Austenit und scheiden daher bereits bei sehr hohen Temperaturen aus und setzen das Kornwachstum von Austenit herab. Nb scheidet ab mittleren Temperaturen aus und Vanadium erst unterhalb von ca. 900 °C. Damit führt Vanadium zu besonders feinen Ausscheidungen. Ansonsten kommt es bei allen drei Elementen zu dem analogen Mechanismus. Im Folgenden ist beispielhaft der Mechanismus anhand von Niob erläutert. Für Vanadium und Titan gilt das entsprechende.
Der Niob-Gehalt führt insbesondere bei dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug zu einer Verteilung von Niobkarbiden und 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, sodass 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 in Form von Niobkarbiden und Niobkarbonitriden umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenitgefüge mit kleineren Austenitkörnern und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge. Weiterhin bilden diese Ausscheidungen Fallen für den freien Wasserstoff und fördern so die erfindungsgemäße Resistenz gegen Wasserstoffversprödung.
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 und die Ausscheidungen in der fer- ritischen Interdiffusionsschicht fangen den freien Wasserstoff ab, bevor er sich im Inneren des Substrates konzentrieren kann.
Für die oben beschriebene Wirkung beträgt der Gehalt an Nb mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew-%. Bei bestimmten Ausführungsvarianten beträgt der Gehalt an Niob mindestens 0,03 Gew.-%. Maximal beträgt der Gehalt an Niob 0,08 Gew.-%, insbesondere maximal 0,07 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0,03 Gew.-%, insbesondere maximal 0,02 Gew.-%.
Der Titan-Gehalt für die oben beschriebene Wirkung beträgt mindestens 0,008 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,015 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 maximal 0,050 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 0,040 Gew.-%, insbesondere maximal 0,030 Gew.-% beschränkt sein. Titan hat zudem den Effekt, Stickstoff abzubinden und so Bor 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.
Für die oben beschriebene Wirkung beträgt der Gehalt an V mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,04 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 10 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 0,4 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,3 Gew.-%, insbesondere maximal 0,25 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%, bevorzugt maximal 0, 10 Gew.-%, insbesondere bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0,03 Gew.-%, insbesondere maximal 0,02 Gew.-% hinzulegiert.
Zu hohe Anteile an den Mikrolegierungselementen Nb, V und Ti können dazu führen, dass sich eine zu hohe Dispersion ergibt, was wiederum die mechanischen Eigenschaften (wie z.B. den Biegewinkel) negativ beeinflusst. Daher beträgt die Summe der Gehalte an Nb, V und Ti bei einer bevorzugten Ausführungsform maximal 0, 13 Gew.-%, insbesondere maximal 0, 12 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,06 Gew.-%. Es gilt also bevorzugt für die Elementgehalte (in Gew.-%):
V + Nb + Ti < 0,13
Aus den gleichen Gründen sind bevorzugt auch die Einzelgehalte von Nb, V und Ti begrenzt, wie in den vorangegangenen Absätzen beschrieben.
Die Elemente Nb, V und Ti können auch unterhalb der oben genannten Mindestgehalte als Verunreinigungen im Stahl vorkommen.
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.-%, insbesondere höchstens 0,010 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0030 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 0,03 Gew.-% tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bevorzugt auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere auf 0,03 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 0,02 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,015 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0020 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0010 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“), Arsen („As“), Kobalt („Co“) und Antimon („Sb“). Der Sn-Gehalt beträgt maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As- Gehalt beträgt maximal 0,010 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%. Der Co-Gehalt beträgt maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%. Der Sb-Gehalt beträgt maximal 0,02 Gew.-%, insbesondere maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.
Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn, As und Sb 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 vorstehend und nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, V, Ti, 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, Mangan, Kobalt, Kupfer, Molybdän, Nickel, 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 0,08 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0, 10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,20 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.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,50 Gew.-% beschränkt.
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 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0, 10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-% betragen.
Chrom und Molybdän bilden zudem ebenfalls Ausscheidungen in ähnlicher Weise wie die Mikrolegierungselemente Nb, V und Ti, wobei der Wirkung jedoch geringer ausfällt. Daher unterstützt die Zugabe eines oder beider dieser Elemente in den oben genannten Mengen die Bildung von Ausscheidungen mit der erfindungsgemäßen Dispersion.
Mangan („Mn“) wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,2 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,8 Gew.-%, insbesondere von mindestens 1,0 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 3,3 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,3 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 maximal 1,40 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 1,3 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
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.
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. Zudem ist aus der EP 3 175 006 Al bekannt, dass signifikante Nickel-Gehalt zu einer oberflächennahen Schicht mit erhöhtem Ni-Gehalt führen können, die ebenfalls das Eindringen von freiem Wasserstoff behindert. Die dort beschriebenen Maßnahmen können daher bevorzugt mit den hier erläuterten Verbesserungen kombiniert werden, um den Gehalt an freiem Wasserstoff noch weiter abzusenken. Daher kann dem Stahl 0,01 Gew.- % Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,020 Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-% insbesondere höchstens 0,60 Gew.-%, beschränkt bleiben. Weiterhin bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0,50 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 0,003 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.-%, insbesondere maximal 0,30 Gew. -% Wolfram hinzulegiert.
Bei einer bevorzugten Variante des Stahlflachproduktes sind die Elemente die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden und es gilt für die Elementgehalte:
0.23 0,7
Die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb sind die wesentlichen Bildner für die Ausscheidungen. Das hier angegebene geometrische Mittel der Gehalte (in Gew.-%) dieser Elemente eignet sich besonders, um die Überlagerung von Eigenschaften, die sich konzentrationsabhängig einem linearen Zusammenhang folgend verändern, zu beschreiben. Da außerdem der Kohlenstoffgehalt ebenfalls wich- c tig für die Bildung der Karbide ist, eignet sich (Mo ■ Cr - Ti - V ■ Nb)s besonders gut, um Karbidverteilungen zu beschreiben. Es hat sich gezeigt, dass sich besonders geeignete Karbidverteilungen einstellen, wenn die oben genannte Relation erfüllt ist. Bevorzugt gilt für den Wert c Mo ■ Cr - Ti - V ■ Nb)s, dass er größer ist als 0,30, insbesondere größer ist als 0,35. Weiterhin gilt bevorzugt, dass er kleiner ist als 0,6, insbesondere kleiner ist als 0,55.
Bei einer weiteren bevorzugten Variante des Stahlflachprodukt gilt für die Elementgehalte:
Ni + Cr < 1,1 Aufgrund von Gesundheitsbedenken und insbesondere der REACH Verordnung der europäischen Union sind die Gehalte an Ni und Cr gering zu halten. Daher ist vorteilhaft die obenstehende Relation erfüllt. Insbesondere ist die Summe der Gehalte kleiner als 0,7 Gew.-%, insbesondere kleiner als 0,5 Gew.-%.
Das Stahlflachprodukt umfasst bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf mindestens einer Seite, um das Stahlsubstrat beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Blechformteils 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 0,1-15 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. Bevorzugt beträgt der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen mindestens 0,1 Gew.-%.
Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 0,5-3, 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. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze aus 0, 1-1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1-0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1-0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca. Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 5-20 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen deren Gehalt in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-%, beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen. Bei einer weiteren Variante (Variante mit Si-Gehalt in der Schmelze von 0,5-3, 5 Gew.-%) besteht die Legierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 0, 5-5,0 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen deren Gehalt in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-%, beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten auch hier insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
Bei einer bevorzugten Variante des Stahlflachprodukt gilt für den Dispersionsgrad D2 von Ausscheidungen in der Legierungsschicht:
1 1
25 ■ 10-6 — < D2 < 5 ■ IO-3 — nm nm
Bei den Ausscheidungen handelt es sich insbesondere um Karbide und/oder Karbonitride von einem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Vanadium, Titan, Niob, Chrom und Molybdän.
Durch die Einstellung der Ausscheidungen im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes ergibt sich, dass ebenfalls in der, bevorzugt ferritischen, Legierungsschicht ein entsprechender Dispersionsgrad D2 vorliegt. Auch hier wirken die Ausscheidungen als Fallen für den freien Wasserstoff. Von außen eindringender freier Wasserstoff wird also an den Ausscheidungen lokalisiert. Damit sammelt sich der freie Wasserstoff in der Legierungsschicht. Diese ist bevorzugt ferritisch und damit weicher als das Stahlsubstrat. Es kommt also nicht so schnell zu Wasserstoffversprödung, da sich der freie Wasserstoff in der weicheren Legierungsschicht sammelt und nicht in das sprödere Stahlsubstrat eintritt.
Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 1,0-15 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 und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugte Zusammensetzungen der Al-Basisschicht entsprechen den bevorzugten Schmelzenzusammensetzungen.
Bei einer bevorzugten Variante der Al-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. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0,1- 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1-0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1-0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca.
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 pm, insbesondere von 10-40 pm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30-360^ bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15-180 bei der einseitigen Variante. Bevorzugt be trägt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100-200^ bei beidseitigen Überzügen bzw. 50- für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120-180^ bei beidseitigen Überzügen bzw. 60-90^ für einseitige Überzüge. Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 pm, besonders bevorzugt kleiner 16 pm, besonders bevorzugt kleiner 12 pm, insbesondere kleiner 10 pm. Die Dicke der Al-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 pm.
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 allein oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform mit Zink als Bestandteil der Al-Basisschicht sind auch Zinkoxidbestanddteile in der Oxidschicht vorhanden.
Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500nm.
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.-% AI, 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. 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 erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung (optional mit einem Korrosionsschutzüberzug) umfasst folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0, 12-0,30 %,
Si: 0,02-1,2 %,
AI: 0,01-1,0 %,
B: 0,0005-0,01 %,
P: < 0,05 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,010 %,
Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:
Ti: 0,008-0, 10 %,
Nb: 0,01-0,08 %,
V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:
Cr: 0,01-1,0 %,
Mn: 0,2-3, 3 %,
Cu: bis zu 0,2 %,
Mo: 0,002-0,5 %,
Ni: 0,01-2,0 %,
Ca: 0,0005-0,01 %, W: 0,001-1,0 %, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1400 °C; c) Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband mit einer Vorbandtemperatur (T2) von 800-1200 °C; d) Warmwalzen des Vorband zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mittels einer Walzstraße, wobei vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren und wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-910 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C; f) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; h) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; i) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900 °C; j) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Zwischentemperatur (T6), welche 650- 800 °C, bevorzugt 670-800 °C beträgt; k) Optionales Beschichten des auf die Zwischentemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800 °C, bevorzugt 680-740 °C; l) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer T im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tn im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt; m) optionales Dressieren des Stahlflachprodukts. In Arbeitsschritt a) wird eine entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetzte Bramme oder Dünnbramme zur Verfügung gestellt. Dies geschieht mittels konventionellen Brammenstrangguss oder Dünnbrammenstrangguss.
In Arbeitsschritt b) wird die Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1320 °C durcherwärmt. Sollte die Bramme oder Dünnbramme nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird sie zum Durcherwärmen zunächst auf 1100-1320 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Bevorzugt beträgt die Durcherwärmungstemperatur (TI) mindestens 1200 °C, bevorzugt mindestens 1250 °C. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1320 °C betragen, bevorzugt nicht mehr als 1300 °C. Hierdurch werden einerseits Anteile schmelzflüssiger Phasen in der Bramme oder Dünnbramme vermieden. Andererseits hat sich gezeigt, dass die Dispersion D± der Ausscheidungen zu hoch ist, wenn auf höhere Temperaturen durcherwärmt wird. Weiterhin führt eine höhere Temperatur zu noch weiter zunehmenden Reaktionen mit der Umgebung (z.B. Abkohlung im oberflächennahen Bereich). Ebenso kommt es zu Kornwachstum in der Bramme und daraufhin zu schlechteren und ungleichmäßigeren Eigenschaften des Produktes. Zudem würde die dabei auftretende höhere Verzunderung auch noch das Ausbringen verringern.
Im Arbeitsschritt c) wird die Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband vorgewalzt. In diesem Fall sollte die Temperatur des Vorbandes (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 800 °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. Bevorzugt beträgt die Vorbandtemperatur (T2) mindestens 850 °C. Weiterhin bevorzugt beträgt die Vorbandtemperatur maximal 1150 °C, insbesondere maximal 1100 °C, bevorzugt maximal 1050 °C. Als Vorbandtemperatur (T2) wird im Sinne dieser Anmeldung Temperatur bezeichnet, die der Anfang des Vorbandes beim Eintritt in die (nachfolgende) Walzstraße aufweist.
In Arbeitsschritt d) wird das Vorband mittels einer Walzstraße zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Bevorzugt beginnt das Fertigwalzen spätestens 90s nach dem Ende des Vorwalzens. Vor und während des Warmwalzens des Vorband wird die lokale Temperatur des Vorband so eingestellt, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. In der Literatur wurde bisher nur eine Temperatur für das Warmwalzen angegeben. Dabei handelt es sich entweder um die Temperatur, die der Anfang des Vorbandes beim Warmwalzen aufweist, oder um eine mittlere Temperatur des Vorbandes beim Warmwalzen. Da die Bänder jedoch eine signifikante Länge haben, kann es zu großen Temperaturdifferenzen entlang des Vorbandes kommen. Selbst wenn ein auf eine bestimmte Temperatur gleichmäßig temperiertes Vorband in die Walzstraße einläuft, so wird lediglich der Anfang des Vorbandes mit dieser Temperatur gewalzt. Während der Anfang des Vorbandes gewalzt wird, kommt es in den stromaufwärtsliegenden Abschnitten des Vorbandes bereits zu einer signifikanten Abkühlung. Dieser Effekt ist grundsätzlich bekannt und führt zu einer Erhöhung der erforderlichen Walzkraft während des Fertigwalzen aufgrund der absinkenden Temperatur und damit einem Ansteigen der Festigkeit. Derartige Variationen sind bei modernen Walzgerüste jedoch unproblematisch realisierbar, so dass es bislang nicht erforderlich schien dies zu kompensieren. Erfindungsgemäß wurde jedoch erkannt, dass sich dieser Effekt sich auch auf finalen Werkstoffeigenschaften auswirken kann. So ergibt sich beim bekannten Fertigwalzen eines homogen temperierten Vorbandes zwangsläufig nach dem Fertigwalzen ein Temperaturgradient entlang des Stahlflachproduktes (auch als Fertigband bezeichnet). Dies liegt daran, dass das Vorband vor dem Walzen deutlich dicker ist und demnach langsamer abkühlt als das Fertigband nach dem Walzen. Während also der Anfang des Bandes als erstes gewalzt wird und anschließend sofort als Fertigband schnell abkühlt, wird das Ende des Bandes als letztes gewalzt und kühlt daher zunächst langsam ab, bis er gewalzt wird. Der Anfang des Bandes und das Ende des Bandes erfahren also eine unterschiedliche Temperaturführung. Überraschenderweise wirkt sich dies auf die finalen Eigenschaften des gesamten Bandes aus. Der Grund liegt vermutlich darin, dass die Temperaturverteilung entlang des Bandes beim nachfolgenden Haspeln zu einem Temperaturgradient entlang des Coilradius führt, was wiederum das Abkühlverhalten des Coils beeinflusst. Im Ergebnis kommt es zu einer Verteilung der Ausscheidungen mit einer Dispersion D± außerhalb des gewünschten Bereiches, der vorteilhaft für die Reduzierung des freien Wasserstoffs ist.
Die oben genannten Probleme werden erfindungsgemäß gelöst, indem vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. Gemeint ist jeweils die Temperatur, die jeder Abschnitt des Vorbandes aufweist, zu dem Zeitpunkt, in dem dieser Abschnitt gewalzt wird. Durch diese Temperierung wird erreicht, dass jeder Abschnitt des Vorbandes, wenn er gewalzt wird im Wesentlichen die gleiche Temperatur aufweist. Dies führt dazu, dass jeder Abschnitt des Vorbandes ab diesem Punkt auch die gleiche Temperaturführung erfährt. Im Ergebnis stellt sich hierdurch die gewünschte Verteilung der Ausscheidungen ein.
Die lokale Einstellung der Temperatur kann durch verschiedene Temperiermaßnahmen erfolgen. Mögliche Temperiermaßnahmen umfassen:
- Thermische Isolierung des Vorbandes vor der Walzstraße, bevorzugt durch Führen des Vorbandes durch einen umhausten Bereich;
- Abschnittsweises Nacherwärmen des Vorbandes.
Die thermische Isolierung des Vorbandes vor der Walzstraße wird bevorzugt durch das Führen des Vorbandes durch einen umhausten Bereich realisiert. Dabei wird ein Bereich des Bandlaufes vor der Walzstraße mittels einer Umhausung thermisch isoliert, um die Abkühlung des Vorbandes in diesem Bereich zu verringern. Bei geringen Abkühlungen kommt es aufgrund der hohen Wärmeleitfähigkeit des Bandes dann zu einer relativ homogenen Temperatur, so dass die Variation geringer ist als 60 K. Der umhauste Bereich kann linear sein oder aus mehreren linearen Segmenten bestehen. Alternativ kann dies auch in der Form realisiert werden, dass das Vorband zunächst spiralförmig aufgerollt wird und diese Spirale innerhalb einer thermischen Isolierung gehalten wird, um Temperaturunterschiede auszugleichen.
Das abschnittsweise Nacherwärmen des Vorbandes kann insbesondere folgendermaßen realisiert werden:
- Lokales, insbesondere induktives, Nacherwärmen des Vorbandes vor der Walzstraße;
- Variation der Umformgeschwindigkeit beim Vorwalzen oder Warmwalzen, so dass die durch die Umformung eingebrachte Energie variiert.
Es ist bekannt, dass durch Walzen nicht nur die Dicke eines Bandes reduziert wird, sondern auch lokal Wärmeenergie eingebracht wird. Dabei hängt die eingebrachte Wärmeenergie von der Umformgeschwindigkeit beim Walzen ab. Durch eine Variation der Umformgeschwindigkeit entlang des Bandes kann somit gezielt mehr Wärmeenergie in einzelnen Abschnitten des Bandes eingebracht werden. Vorliegend kann also beispielsweise die Umformgeschwindigkeit beim Vorwalzen variiert werden, um gezielt eine Temperaturverteilung aufzubringen, die das spätere Abkühlverhalten kompensiert und auf diese Weise dafür sorgt, dass beim Warmwalzen die Temperaturen nicht zu stark variieren. Ebenso kann auch die Umformgeschwindigkeit direkt beim Warmwalzen variiert werden, um das vorherige Abkühlverhalten zu kompensieren.
Bei der thermischen Isolierung der Vorbandes vor der Walzstraße, beim lokalen Nacherwärmen des Vorbandes vor der Walzstraße und bei der Variation der Umformgeschwindigkeit beim Vorwalzen wird erreicht, dass das Vorband bereits beim Eintritt in die Walzstraße eine relativ homogene Temperatur aufweist. Also, die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Eintritt in die Walzstraße um nicht mehr als 60 K variieren. Gemeint ist dabei die lokale Temperatur entlang des vorbeilaufenden Vorbandes an einem festen Punkt, nämlich dem Eintritt in die Walzstraße.
Dagegen wird durch die Variation der Umformgeschwindigkeit beim Warmwalzen erreicht, dass direkt während des Warmwalzens die inhomogene Temperaturverteilung zumindest teilweise kompensiert wird.
Die Endwalztemperatur (T3), das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750-910 °C. Bevorzugt beträgt die Endwalztemperatur (T3) mindestens 800 °C, insbesondere mindestens 825 °C. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 910 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 910 °C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 670 °C.
Bei einer bevorzugten Variante beträgt das Verhältnis T2/T3 von Vorbandtemperatur T2 zu Endwalztemperatur T3 mindestens 1,0. Weiterhin bevorzugt beträgt das Verhältnis T2/T3 maximal 1,35, bevorzugt maximal 1,25, insbesondere maximal 1, 15.
Im nachfolgenden Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C.
Arbeitsschritt f) sieht ein Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen insbesondere innerhalb von weniger als 50s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 670 °C, bevorzugt höchstens 650 °C betragen. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 550 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
In Arbeitsschritt g) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt h) 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 AdKW durch die Warmbanddicke d verstanden:
KWG = AdKW/d mit AdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme AdKW 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.
Nachfolgend wird das weitere Verfahren zunächst in einer ersten Variante beschrieben, bei der das Stahlflachprodukt beschichtet wird:
In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650-900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600s 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 j) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Zwischentemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Zwischentemperatur T6 kann auch als Eintauchtemperatur T6 bezeichnet werden. Die Zwischentemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads (T7) abgestimmt. Die Zwischentemperatur beträgt 600-800 °C, bevorzugt mindestens 660 °C, besonders bevorzugt mindestens 670 °C, besonders bevorzugt höchstens 740 °C, insbesondere 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, sodass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen können. Ab den bevorzugten Zwischentemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, sodass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Zwischentemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180 s. Insbesondere weicht die Zwischentemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30 K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10 K ab.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt k) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660-800 °C, bevorzugt 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 0,1-15 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 % 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. Weitere Varianten der Schmelze wurden obenstehend im Zusammenhang mit dem Stahlflachprodukt erläutert.
Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt I) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer tmy im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer tn im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.
Dabei kann die erste Abkühldauer tmi 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 tmy 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 Titankarboni- triden löst und sich stattdessen grobe Ausscheidungen, wie Aluminiumnitride, bevorzugt auf den Korngrenzen bilden. Diese würden die Crashperformance verschlechtern wie auch den Biegewinkel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Niob-haltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche erfindungsgemäß wichtig sind für die Reduzierung des freien Wasserstoffes. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perlit/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von AI 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 tmy (mehr als 14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht so weit 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 tn 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 tn im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C bleibt.
Bei der bevorzugten zweite Abkühldauer tny 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 im nachfolgenden Schritt m) einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2 % unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
Alternativ zu der beschriebenen Verfahrensvariante kann das Stahlflachprodukt auch in einer unbeschichteten Variante hergestellt werden. Dann sind die Verfahrensschritte i)-m) wie folgt ausgestaltet: In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650-900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600s 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 j) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Zwischentemperatur (T6) abgekühlt. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Zwischentemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180s.
Arbeitsschritt k) ist bei dieser unbeschichteten Variante nicht realisiert.
Anschließend wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt I) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer tmy im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer tn? im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) 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.
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.
Bei der bevorzugten zweite Abkühldauer tnT 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 so erhaltene unbeschichtete Stahlflachprodukt kann optional im nachfolgenden Schritt m) 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 optional 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.
Für das Blechformteil gilt ebenso wie für das Stahlflachprodukt, dass für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:
25 ■ IO“6 — < Di < 5 ■ IO“3 — . nm nm
Bei den nachstehend erläuterten Umformverfahren sind die Temperaturen und Haltezeiten nicht hoch genug, um eine signifikante Veränderung der Ausscheidungen zu bewirken. Folglich vererbt sich diese beim Warmwalzen eingestellte Eigenschaft des Stahlflachprodukt auf das geformte Blechformteil. Die Ausscheidungen können also beim geformten Blechformteil die gewünschte Funktion übernehmen und dort den freien Wasserstoff reduzieren.
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 pm, besonders bevorzugt mindestens 20 pm, insbesondere mindestens 30 pm. Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 30 pm, besonders bevorzugt kleiner 20 pm, insbesondere kleiner 16pm, besonders bevorzugt kleiner 12 pm. 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, 1-12 Gew.- % Si und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 3,5 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei den optionalen weiteren Bestandteilen handelt es sich bevorzugt um die neben Eisen vorhandenen Elemente im Stahl des Stahlsubstrates und die übrigen Elemente aus der Schmelze wie Zn und Alkali- oder Erdalkalimetalle. Diese Elemente aus der Schmelze reichern sich nur zu einem sehr geringen Teil in der Legierungsschicht an.
Die Legierungsschicht hat bevorzugt im substratnahen Bereich ein ferritisches Gefüge.
Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Blechformteils aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4-10 Gew.-% Si, optional zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugt beträgt der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen mindestens 0, 1 Gew.-%.
Bei einer bevorzugten Variante der Al-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. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0, 1- 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1-0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1-0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0, 1 Gew.-% Ca.
Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10 % variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % weniger beträgt als der mittlere Si-Gehalt der 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 Blechformteil 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 des Blechformteils 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 allein oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50nm, insbesondere von mindestens lOOnm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 pm.
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.-% AI, 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 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 zumindestteilweise 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.
Bei einer alternativen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit einem Ferritanteil von mehr als 5 %, bevorzugt mehr als 10 %, insbesondere mehr als 20 % auf. Weiterhin beträgt der Ferritanteil bevorzugt weniger als 85 %, insbesondere weniger als 70 %. Der Martensitgehalt beträgt weniger als 80 %, insbesondere weniger als 50 %. Zusätzlich kann das Gefüge optional Bainit und/oder Perlit enthalten. Das genaue Verhältnis der Gefügebestandteile hängt von der Höhe des C-Gehaltes und des Mn-Gehaltes sowie von den Abkühlbedingungen beim Umformen ab. Das so gestaltete Gefüge hat eine höhere Duktilität und führt daher zu einem verbesserten Umformverhalten. So weist ein entsprechendes Blechformteil bevorzugt eine Bruchdehnung A30 in einem Bereich von 8 % bis 25 %, bevorzugt zwischen 10 % und 22 %, insbesondere zwischen 12 % und 20 % auf.
Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1250 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa auf.
Insbesondere weist das das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 4 %, bevorzugt mindestens 5 %, besonders bevorzugt mindestens 6 % auf. Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 50°, insbesondere mindestens 55°, bevorzugt mindestens 60° aufweisen. Unter dem Biegewinkel ist hier der um die 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
Biegewinkelkorrigiert = Biegewinkelermittei ■ /Blechdicke 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 beispielsweise mehr Martensit bildet. Daher stellen sich auch unterschiedliche mechanische Eigenschaften in den verschiedenen Bereichen ein.
Die genannten mechanischen Kennzahlen haben sich als besonders vorteilhaft erwiesen, um den Einsatz in einem Automobil mit guter Crashperformance zu gewährleisten.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform weist das Blechformteil einen Gehalt an freiem Wasserstoff (Hdiff) auf, der maximal 0,30 ppm, bevorzugt maximal 0,25 ppm, insbesondere maximal 0,20 ppm beträgt.
Bei einer besonders bevorzugten Variante weist das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminiumbasis auf, der eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht umfasst. Dabei gilt für einen Dispersionsgrad D2 von Ausscheidungen in der Legierungsschicht: 1 1
25 ■ IO-6 - < D2 < 5 ■ 10“3 - nm nm
Durch die Einstellung der Ausscheidungen im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes ergibt sich, dass ebenfalls in der, bevorzugt ferritischen, Legierungsschicht ein entsprechender Dispersionsgrad D2 vorliegt. Dies ist besonders vorteilhaft, da hierdurch eintretender Wasserstoff bereits in der weichen Legierungsschicht abgefangen werden kann, bevor er in das Stahlsubstrat eintritt. Dies reduziert das Risiko von Wasserstoffversprödung noch weiter, da der Wasserstoff nicht in das harte und damit für Versprödung anfällig Substrat dringen kann.
Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil für ein Landfahrzeug, Seefahrzeug oder Luftfahrzeug. Besonders bevorzugt handelt es sich um ein Automobilteil, insbesondere um ein Karrosserieteil. Bevorzugt ist das Bauteil eine B-Säule, Längsträger, A- Säule, Schweller oder Querträger.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen erfindungsgemäßen Blechformteils werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem zuvor beschriebenen Stahlflachprodukt; b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig 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 20s, bevorzugt höchstens lös, 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 TZiei abgekühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur Tziei 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 TEinig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100 °C beträgt. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100 °C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30 %, insbesondere mindestens 60 %, des Volumens des Zuschnitts eine entsprechende Temperatur überschreiten. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug weist also mindestens 30 % des Zuschnitts ein austenitisches Gefüge auf, d.h. die Umwandlung vom ferriti- schen 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 - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V) °C mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V- Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit roten ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30 °C auf 700 °C zu verstehen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur Toten von mindestens 850 °C, bevorzugt mindestens 880 °C, besonders bevorzugt mindestens 900 °C, insbesondere mindestens 920 °C, und maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.
Bevorzugt beträgt der Taupunkt der Ofenatmosphäre im Ofen beträgt 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 930 °C.
Die Gesamtzeit im Ofen toten , die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt min- destens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten. Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Blechformteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100 °C liegt, bevorzugt oberhalb von 600 °C, insbesondere oberhalb von 650 °C, besonders bevorzugt oberhalb von 700 °C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der ACl-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900 °C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
Das Werkzeug besitzt beim Einlegen des Zuschnitts typischerweise eine Temperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200 °C, bevorzugt zwischen 20 °C und 180 °C, insbesondere zwischen 50 °C und 150 °C. Optional kann das Werkzeug in einer besonderen Ausführungsform zumindest bereichsweise auf eine Temperatur 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 Tziei liegt. Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders bevorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s. Die Zieltemperatur Tziei 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 Tael 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 - 302,6 %C - 30,6 %Mn - 16,6 %Ni - 8,9 %Cr + 2,4 %Mo - 11,3 %Cu + 8,58 %Co + 7,4 %W - 14,5 %Si) [°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei hier mit C% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt, mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind.
Die ACl-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß den Formeln:
AC1[°C] = (739 - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni +20*%V) [°C/Gew.-%] und
AC3[°C] = (902 - 225*%C + 19*%Si - ll*%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, S. 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 600s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200-280 mm und Breite von 1000-1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur TI aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf TI gehalten, bis die Temperatur TI 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 TI 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. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, wobei die Vorbandtemperatur T2 der Temperatur des Bandanfangs beim Warmwalzen entspricht. In allen Fällen bis auf Versuch 10 wurde die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. Tabelle 2 gibt mit AT2 die Differenz zwischen maximaler und minimaler Temperatur der einzelnen Abschnitte des Vorbandes jeweils beim Eintritt der entsprechenden Abschnitte in die Walzstraße an. Bei Versuch 10 wurde keine solche Temperiermaßnahme eingesetzt, woraufhin die Temperatur entlang des Bandes abfiel mit einer Temperaturvariation von 95 K. In allen anderen Fällen wurden geeignete Temperiermaßnahmen eingesetzt, so dass die Temperaturvariation nicht mehr als 44 K beträgt. Konkret wurden die Vorbänder durch einen umhausten Bereich geführt, der eine Abkühlung reduziert hat. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die Haspeltemperatur T4 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 Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,0 mm und 2,0 mm.
Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte 1-12 wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 (siehe Tabelle 3) erwärmt und für jeweils 100s auf GlühtemperaturTö gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Zwischentemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Zwischentemperatur T6 (bzw. Eintauchtemperatur T6) durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 3 angegebenen. 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 Tmy und Tn 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.
Zum Vergleich wurden die Stahlflachprodukte 1, 6 und 8 einer entsprechenden Glühbehandlung in einem Durchlaufglühofen unterzogen, ohne sie zu beschichten. Dies sind die Versuche 13, 14, 15. Daher sind die Herstellungsbedingungen der Bänder 1 und 13, sowie 6 und 14, sowie 8 und 15 in Tabelle 2 identisch. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte 13-15 wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur Tö (siehe Tabelle 3) erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur T5 gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Zwischentemperatur T6 abgekühlt wurden. Anschließend wurden die Bänder 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 Tmy und T„T 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.
Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden von den so hergestellten Stahlflachprodukten Längsschliffe angefertigt. Bei Längsschliffen liegt die Schliffebene senkrecht zur Bandoberfläche und parallel zur Hauptverformungsrichtung (Walzrichtung). In diesen Längsschliffen war die gesamte Dicke des Stahlflachproduktes (Substrat und Korrosionsschutzüberzug) dargestellt. An diesen Längsschliffen wurden Kohlenstoffausziehabdrücke angefertigt. Zur Bestimmung von D± wur- den diese Kohlenstoffausziehabdrücke im oberflächennahen Drittel angefertigt. Die Kohlenstoffausziehabdrücke wurden im Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht und mittels computergestützter Bildanalyse ausgewertet.
Bei den erfindungsgemäßen Varianten 1-9 und 13-15 lagen die Ergebnisse alle zwischen 25 ■ IO-6 — und 5 ■ IO-3 — . nm nm
Bei der Vergleichsvariante 10 verläuft der Ausscheidungsprozess aufgrund der großen Temperaturschwankung am Vorband AT2 zum einen lokal unterschiedlich. Daher ergibt sich eine heterogene Dispersion. Zudem anderen führen großen Mengen an ausscheidungsbildenden Elementen ebenfalls zu einer hohen treibenden Kraft für die Ausscheidungsbildung. Außerdem führt die Temperaturvariation AT2 zu einem anderen Abkühlverhalten des gehaspelten Coils. Im Ergebnis kommt es daher im gesamten Band zu einer hohen Dispersion. Sowohl diese hohe Dispersion als auch die Ungleichmäßigkeit derselben führen gemeinsam zur Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere dem niedrigen Biegewinkel, des finalen Blechformteils.
Bei der Vergleichsvariante 11 ist die Temperatur TI zu niedrig, so dass keine ausreichende Menge an bereits in der Bramme vorhandenen, meist groben Ausscheidungen aufgelöst werden konnte. Daher ist die treibende Kraft für die Ausscheidungsbildung und damit die Ausscheidungsmenge gering. Darüber hinaus liegen weiterhin grobe, nicht aufgelöste Ausscheidungen vor, die den mittleren Durchmesser der Ausscheidungen erhöhen. Dies führt zu einer zu geringen Dispersion und einer nicht ausreichenden Abbindung von Wasserstoff beim Blechformteil.
Bei der Vergleichsvariante 12 ist die Temperatur T2 so hoch, dass nahezu alle in der Bramme vorhandenen Ausscheidungen in Lösung gebracht werden. Aufgrund der großen Menge an ausscheidungsbildenden Elementen (beispielsweise belegt durch den Wert für (Mo • Cr - Ti - V • c
Nb)s) ist die treibende Kraft für die Ausscheidungsbildung hoch und es kommt daher zur Bildung einer großen Menge an überwiegend feinen Ausscheidungen und somit zu einer hohen Dispersion. Dies wirkt sich zwar positiv auf den Gehalt an diffusiblem Wasserstoff aus, der sehr niedrig ist, allerdings ergibt sich auch eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften des Blechformteils, was am Biegewinkel zu erkennen ist. Für die Vergleichsvarianten 10-12 sind in den Tabellen die nicht-erfindungsgemäßen Einträge unterstrichen dargestellt.
Von den so erzeugten 15 Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Die Daten hierzu sind in Tabelle 4 angegeben. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1-15 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 Toten erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die ein Erwärmen und ein Halten umfasst, ist mit toten bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre ist in der Tabelle 4 angegeben. 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 bei 8s. Die Temperatur TEinig 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 4 sind für verschiedene Varianten die genannten Parameter angegeben, wobei „RT“ die Raumtemperatur abkürzt.
In Tabelle 5 sind die Gesamtergebnisse für die erhaltenen Blechformteile zusammengestellt. Die ersten Spalten geben die Probennummer und die Stahlsorte gemäß Tabelle 1 an. In den weiteren Spalten ist der Anteil an freiem Wasserstoff, der Biegewinkel und die Zugfestigkeit angegeben. Methoden zur Bestimmung des Anteils an freiem Wasserstoff sind dem Fachmann an sich bekannt, beispielsweise Desorptionsmassenspektrometrie mit erwärmten Proben (Thermal Desorption Mass Spectrometry (TDMS)).
Bei den unbeschichteten Proben lag der Anteil an freiem Wasserstoff unterhalb der Nachweisgrenze. Der Dispersionsgrad D± war bei den unbeschichteten Proben 13-15 vergleichbar zu den jeweiligen beschichteten Proben 1,6 und 8 aufgrund dervergleichbaren Glühbehandlung. Dadurch dass sich die gleiche erfindungsgemäße Verteilung der Ausscheidungen bei den unbeschichteten Proben einstellt, ergibt sich auch hier die Wirkung als effektive Wasserstofffallen. Somit kommt es zu einer verbesserten Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung unter Korrosionsbedingungen beim Einsatz des Blechformteils.
Der maximale Biegewinkel ist gemäß der VDA-Norm 238-100 mit einer Biegeachse quer zur Walzrichtung ermittelt worden. Dabei wird der maximale Biegewinkel jeweils nach der in der Norm angegebenen Formel aus dem Stempelweg errechnet (der maximale Biegewinkel 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 maximalen Biegewinkel berechnet nach der Formel wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Die Zugfestigkeit wurde gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) an Proben quer zur Walzrichtung ermittelt.
Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden von den so hergestellten Blechformteilen Längs- schliffe angefertigt. Bei Längsschliffen liegt die Schliffebene senkrecht zur Bandoberfläche und parallel zur Hauptverformungsrichtung (Walzrichtung). In diesen Längsschliffen war die gesamte Dicke des Blechformteils (Substrat und Korrosionsschutzüberzug) dargestellt. An diesen Längsschliffen wurden Kohlenstoffausziehabdrücke angefertigt. Zur Bestimmung von D± wurden diese Kohlenstoffausziehabdrücke im oberflächennahen Drittel angefertigt. Zur Bestimmung von D2 wurden die Kohlenstoffausziehabdrücke in der Legierungsschicht angefertigt. Die Kohlenstoffausziehabdrücke wurden im Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht und mittels computergestützter Bildanalyse ausgewertet.
Bei den erfindungsgemäßen Proben 1-9 lag der Dispersionsgrad D2 zwischen 25 ■ 1°~6“ und
5 ■ IO-3 — (siehe Tabelle 5). nm
Die unbeschichteten Proben weisen naturgemäß keine Legierungsschicht auf, so dass der Dispersionsgrad D2 nicht definiert ist. Beim Dispersionsgrad D zeigte sich, dass dieser im Rahmen der Messungenauigkeit mit dem Dispersionsgrad D1 am Stahlflachprodukt vor der Umformung übereinstimmte. Durch das beschriebene Umformverfahren kommt es also zu keiner signifikanten Änderung des Dispersionsgrades D1. Dies liegt vermutlich daran, dass die Erwärmung nicht hoch genug ist bzw. nicht lange genug dauert, um zu einer Auflösung der Ausscheidungen zu führen. Der Dispersionsgrad D± ist daher in Tabelle 5 nicht erneut angegeben, sondern stimmt mit den Werten aus Tabelle 3 überein.
Weiterhin wurde das Gefüge des Blechformteils jeweils bestimmt. Dabei ergab sich in allen Fällen ein martensitisches Gefüge mit einem Martensitanteil von mehr als 95 Flächen-%.
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele Tabelle 1 (Stahlsorten)
Tabelle 2 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt)
Tabelle 3 (Herstellungsbedingungen Beschichtung)
Tabelle 4 (ParameterWarmumformung)
Tabelle 5 (Blechformteil)

Claims

Patentansprüche
1. Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
C: 0,12-0,30%,
Si: 0,02-1,2%,
AI: 0,01-1,0%, B: 0,0005-0,01 %, P: <0,05%, S: <0,02%, N: <0,02%, Sn: <0,03%, As: <0,010%, Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:
Ti: 0,008-0,10%, Nb:0,01-0,08%, V: 0,01-0,4%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:
Cr: 0,01-1,0%,
Mn: 0,2-3, 3 %,
Cu: bis zu 0,2 %,
Mo: 0,002-0,5%,
Ni: 0,01-2,0%,
Ca: 0,0005-0,01 %,
W: 0,001-1,0%, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:
1 1
25 ■ 10“6 — < D < 5 ■ 10“3 — nm nm
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden sind und wobei für die Elementgehalte gilt:
0,23 0,7
3. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 2, wobei für die Elementgehalte gilt:
Ni + Cr < 1,1
4. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei für die Elementgehalte gilt:
V + Nb + Ti < 0,13
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
6. Stahlflachprodukt nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
7. Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 5-20 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht und/oder die Al-Basisschicht aus 1,0-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.- % Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
8. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass für einen Dispersionsgrad D2 von Ausscheidungen in der Legierungsschicht gilt:
1 1
25 ■ 10-6 — < D2 < 5 ■ IO-3 — nm nm
9. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
C: 0, 12-0,30 %,
Si: 0,02-1,2 %,
AI: 0,01-1,0 %,
B: 0,0005-0,010 %,
P: < 0,05 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,010 %,
Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:
Ti: 0,008-0, 10 %,
Nb: 0,01-0,08 %,
V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:
Cr: 0,01-1,0 %,
Mn: 0,2-3, 3 %,
Cu: bis zu 0,2 %,
Mo: 0,002-0,5 %,
Ni: 0,01-2,0 %,
Ca: 0,0005-0,01 %,
W: 0,001-1,0 %, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1320 °C; c) Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband mit einer Vorbandtemperatur (T2) von 800-1200 °C; d) Warmwalzen des Vorband zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mittels einer Walzstraße, wobei vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren und wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-910 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C; f) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; h) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; i) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900 °C; j) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Zwischentemperatur (T6), welche 650- 800 °C, bevorzugt 670-800 °C beträgt; k) Optionales Beschichten des auf die Zwischentemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800 °C, bevorzugt 680-740 °C; l) Abkühlen des 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 tny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt; m) optionales Dressieren des Stahlflachprodukts.
10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden sind und wobei für die Elementgehalte gilt:
0.03 0,4
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 10, wobei für die Elementgehalte gilt:
Ni + Cr < 1,1
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, wobei für die Elementgehalte gilt:
V + Nb + Ti < 0,13
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12 dadurch gekennzeichnet, dass beim Schmelztauchbeschichten ein Schmelzbad verwendet wird, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, welche aus 0, 1-15 Gew.- % Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optional bis zu 15 Gew.-% Zn, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
14. Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:
C: 0,12-0,30 %,
Si: 0,02-1,2 %,
AI: 0,01-1,0 %,
B: 0,0005-0,01 %,
P: < 0,05 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,010 %,
Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:
Ti: 0,008-0, 10 %,
Nb:0,01-0,08 %,
V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:
Cr: 0,01-1,0 %,
Mn: 0,2-3, 3 %, Cu: bis zu 0,2 %,
Mo: 0,002-0,5 %,
Ni: 0,01-2,0 %,
Ca: 0,0005-0,01 %,
W: 0,001-1,0 %, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:
25 ■ IO-6 — < D, < 5 ■ IO-3 —, nm nm und optional einen Korrosionsschutzüberzug.
15. Blechformteil nach Anspruch 14, wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden sind und wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden sind und wobei für die Elementgehalte gilt:
0.03 0,4
16. Blechformteil nach einem der Ansprüche 14 bis 15, wobei für die Elementgehalte gilt:
Ni + Cr < 1,1
17. Blechformteil nach einem der Ansprüche 14 bis 16, wobei für die Elementgehalte gilt:
V + Nb + Ti < 0,13
18. Blechformteil nach einem der Ansprüche 14 bis 17 das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa, bevorzugt mindestens 1450 MPa aufweist.
19. Blechformteil nach einem der Ansprüche 14 bis 18, der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminiumbasis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht umfasst.
20. Blechformteil nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus 35-90 Gew.-% Fe, 0, 1-12 Gew.-% Si und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 3,5 Gew.-%, und als Rest Aluminium besteht und/oder die AI- Basisschicht aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4-10 Gew.-% Si, optional zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
21. Blechformteil nach einem der Ansprüche 19 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass für einen Dispersionsgrad D2 von Ausscheidungen in der Legierungsschicht gilt:
1 1
25 ■ 10“6 — < D2 < 5 ■ 10“3 — nm nm
22. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 8; b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig 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 20s, bevorzugt höchstens lös, beträgt; d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer twz von mehr als ls mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rWz auf die Zieltemperatur Tael abgekühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
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