EP4634426A1 - Blechformteil mit verbessertem härteverlauf - Google Patents

Blechformteil mit verbessertem härteverlauf

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Publication number
EP4634426A1
EP4634426A1 EP23817977.4A EP23817977A EP4634426A1 EP 4634426 A1 EP4634426 A1 EP 4634426A1 EP 23817977 A EP23817977 A EP 23817977A EP 4634426 A1 EP4634426 A1 EP 4634426A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
optionally
sheet metal
metal part
flat steel
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
EP23817977.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Sebastian STILLE
David Hoffmann
Stefan BIENHOLZ
Christine Bischoff
Maria KÖYER
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
Publication of EP4634426A1 publication Critical patent/EP4634426A1/de
Pending legal-status Critical Current

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    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
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    • C23C2/26—After-treatment
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    • C23C2/29—Cooling or quenching
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • C23C28/322—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer only coatings of metal elements only
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a sheet metal part by hot forming a steel sheet blank.
  • Step sheet blanks or “sheet metal blanks” are understood here to mean blanks from flat steel products, such as blanks.
  • rolled products such as steel strips or sheets from which “sheet metal blanks” (also called blanks) are cut for the manufacture of, for example, bodywork components.
  • Sheet metal parts or “sheet metal components” are made from such sheet metal blanks, whereby the terms “formed sheet metal part” and “sheet metal component” are used synonymously here.
  • Flat steel products and sheet metal parts and methods for their production are known from WO 2022/048990 Al.
  • the flat steel products and sheet metal parts have an aluminum-based anti-corrosion coating that is produced by hot-dip coating.
  • the melt used has a Si content of 0.05-3 wt.%.
  • Such flat steel products have an aluminum-based coating and are further processed into sheet metal parts by hot forming. Cut pieces from the flat steel products are heated to a hot forming temperature (e.g. 900°C) for a certain annealing time (e.g. 4 minutes). During this annealing time, iron diffuses from the steel substrate into the aluminum-based coating. This results in a coating that provides very effective protection against corrosion.
  • the hot cut piece is then formed into a sheet metal part in a forming tool and cooled quickly, which forms a hard structure (e.g. martensite) in the steel substrate.
  • a hard structure e.g. martensite
  • the result is a sheet metal part with high strength and a coating that provides very good protection against corrosion.
  • the object of the present invention is to further develop such sheet metal parts and their manufacturing processes in such a way that improved mechanical properties are achieved.
  • the formation of cracks during subsequent cold forming should be reduced.
  • a method for producing a flat steel product for hot forming with a coating comprising the following work steps: a) providing a slab or a thin slab consisting of a steel which has 0.1-3 wt.% Mn and optionally up to 0.01 wt.% B; b) heating the slab or thin slab at a temperature (TI) of 1000-1400°C; c) optionally pre-rolling the heated slab or thin slab to an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000-1200°C; d) hot rolling to a hot-rolled flat steel product, the final rolling temperature (T3) being 750-1000°C; e) optionally coiling the hot-rolled flat steel product, the coiling temperature (T4) being at most 700°C; f) optional descaling of the hot-rolled flat steel product; g) optional cold rolling of the flat steel product, whereby the cold rolling degree is at least 30 %; h) annealing of the flat steel product at an annealing temperature (T5) of
  • T7 melting temperature of 660-800°C, preferably 670-710°C
  • the molten bath consists of 0.5-4 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 10% Zn and optionally further constituents whose total contents are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum; ii.
  • the Si content of the melt in the range of 0.5-4 wt.% Si, in particular in the range of 0.5-1.5 wt.%, in combination with the special cooling rate in step k) leads to a flat steel product that can be formed into a sheet metal part with improved properties.
  • the mechanism in this regard is explained in detail below.
  • a semi-finished product composed according to the alloy specified for the flat steel product according to the invention is provided.
  • This can be a slab produced by conventional continuous slab casting or by thin slab casting.
  • the semi-finished product is heated to a temperature CT 1) of 1000-1400°C. If the semi-finished product has cooled down after casting, it is first reheated to 1000-1400°C for heating.
  • the heating temperature should be at least 1000°C to ensure good formability for the subsequent rolling process.
  • the heating temperature should not be more than 1400°C to avoid molten phases in the semi-finished product.
  • the semi-finished product is pre-rolled to form an intermediate product. Thin slabs are usually not subjected to pre-rolling. Thick slabs that are to be rolled into hot strips can be subjected to pre-rolling if required.
  • the temperature of the intermediate product (T2) at the end of pre-rolling should be at least 1000°C so that the intermediate product contains sufficient heat for the subsequent step of finish rolling.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of pre-rolling should not exceed 1200°C.
  • step d) the slab or thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product is rolled into a hot-rolled flat steel product. If step c) has been carried out, the intermediate product is typically finish-rolled immediately after rough rolling. Finish rolling typically begins no later than 90 seconds after the end of rough rolling.
  • the slab, the thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product are rolled at a final rolling temperature (T3).
  • the final rolling temperature i.e. the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750-1000°C. At final rolling temperatures below 750°C, the amount of free vanadium decreases because larger amounts of vanadium carbides are precipitated.
  • the vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average grain size of 30 nm or more and are no longer dissolved in subsequent annealing processes, such as those carried out before hot-dip coating.
  • the final rolling temperature is limited to values of no more than 1000°C in order to prevent coarsening of the austenite grains.
  • final rolling temperatures of no more than 1000°C are relevant from a process engineering perspective for setting coiler temperatures (T4) of less than 700°C.
  • the hot rolling of the steel flat product can be carried out as continuous hot strip rolling or as reversing rolling.
  • step e) provides for an optional coiling of the hot-rolled steel flat product.
  • the hot strip is cooled to a coiling temperature (T4) within less than 50s after hot rolling.
  • the cooling medium used for this can be, for example, water, air or a combination of both.
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 700°C in order to To avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, there is no lower limit for the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 500°C have proven to be favorable for cold rolling.
  • the coiled hot strip is then cooled in air to room temperature in the conventional manner.
  • step f the hot-rolled flat steel product is optionally descaled in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
  • the hot-rolled flat steel product cleaned of scale can optionally be subjected to cold rolling before the annealing treatment in step g), for example to meet higher requirements for the thickness tolerances of the flat steel product.
  • the cold rolling degree (KWG) should be at least 30% in order to introduce sufficient deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization.
  • the cold rolling degree KWG is understood to be 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 beneficial for preventing strip breaks.
  • step h 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 120s and then held at the annealing temperature for 30 to 600s.
  • the annealing temperature is at least 650°C, preferably at least 720°C. Annealing temperatures above 900°C are undesirable for economic reasons.
  • the flat steel product is cooled to an immersion temperature (T6) after annealing in order to prepare it for the subsequent coating treatment.
  • the immersion temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the molten bath.
  • the immersion temperature is 600-800°C, preferably at least 650°C, particularly preferably at least 670°C, particularly preferably at most 700°C.
  • the diffusion rate of iron in aluminum increases significantly again, so that more iron can diffuse into the still liquid boundary layer right at the start of the coating process.
  • the time it takes for the annealed flat steel product to cool from the annealing temperature T5 to the immersion temperature T6 is preferably 10-180s.
  • the immersion temperature T6 deviates from the temperature of the melt bath T7 by no more than 30K, in particular no more than 20K, preferably no more than IOK.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment in step j).
  • the coating treatment is preferably carried out by means of 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 melt bath on all sides so that it is coated on all sides.
  • the melt 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 670-740°C, particularly preferably 670-710°C.
  • Aluminum-based alloys have proven to be particularly suitable for coating ageing-resistant flat steel products with an anti-corrosive coating.
  • the melt bath contains 0.5 to 4 wt.% Si, in particular 0.5-1.5 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally 0.1-5.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, and optional further constituents, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • 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, preferably at least 0.01 wt.% Ca.
  • the flat steel product After leaving the molten bath, the flat steel product is blown off using a gas stream to adjust the thickness of the coating.
  • the coated flat steel product is cooled to room temperature in step k).
  • the average cooling rate between 660°C and 570°C is at least 15 K/s, preferably at least 20 K/s. This corresponds to the range between the start of solidification and the end of solidification of the coating.
  • the average cooling rate is preferably a maximum of 100 K/s, particularly preferably a maximum of 50 K/s.
  • the inventors have recognized that it is advantageous to stop the diffusion processes after hot-dip coating as quickly as possible by using an average cooling rate between 660°C and 570°C of at least 15 K/s, preferably at least 20 K/s. This means that the diffusion is shifted to the later process step during reheating and takes place there at higher temperatures. The result is a more uneven transition between the steel substrate and the coating in the resulting sheet metal part. This more uneven transition manifests itself as a flatter average hardness gradient in the transition between the steel substrate and the coating. The advantages of this hardness gradient are explained below with reference to the sheet metal part.
  • the coated flat steel product can optionally be subjected to skin passing with a skin passing degree of up to 2% to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • the steel used in the process for producing a flat steel product, in the process for producing a sheet metal part and in the sheet metal part itself is a steel that contains 0.1-3 wt.% Mn and optionally up to 0.01 wt.% B. The same naturally also applies to the steel of the hot-formed sheet metal part.
  • the structure of the steel can be converted into a martensitic or partially martensitic structure by hot forming.
  • the structure of the steel substrate of the sheet metal part is therefore preferably a martensitic or at least partially martensitic structure, since this has a particularly high hardness.
  • the steel substrate is a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in wt. %), consists of
  • V ⁇ 0.3 wt.%.
  • the elements P, S, N, Sn, As and Ca are impurities that cannot be completely avoided during steel production. Ca is also occasionally deliberately added to alloys to bind sulphur. In such a case, the Ca content is at least 0.001% by weight. The maximum Ca content in this case is also 0.005% by weight.
  • unavoidable impurities In addition to these elements, other elements may also be present as impurities in the steel. These other elements are summarized under the "unavoidable impurities".
  • the total content of unavoidable impurities is preferably a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight.
  • the optional alloying elements Cr, B, Nb, Ti, for which a lower limit is specified, can also be present in the steel substrate as unavoidable impurities in contents below the respective lower limit. In this case, they are also counted as unavoidable impurities, the total content of which is limited to a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight.
  • the individual upper limits for the respective contamination of these elements are preferably as follows:
  • the C content of the steel is a maximum of 0.37 wt.% and/or at least 0.06 wt.%. In particularly preferred embodiments, the C content is in the range of 0.06-0.09 wt.% or in the range of 0.11-0.25 wt.% or in the range of 0.32-0.37 wt.%.
  • the Si content of the steel is a maximum of 1.00 wt.% and/or at least 0.06 wt.%.
  • the Mn content of the steel is a maximum of 2.4 wt.% and/or at least 0.75 wt.%. In particularly preferred embodiments, the Mn content is in the range of 0.75-0.85 wt.% or in the range of 1.0-1.6 wt.%.
  • the Al content of the steel is a maximum of 0.75% by weight, in particular a maximum of 0.5% by weight, preferably a maximum of 0.25% by weight.
  • the Al content is preferably at least 0.02%.
  • the sum of the contents of silicon and aluminum is limited.
  • the sum of the contents of Si and Al (usually referred to as Si+Al) is therefore a maximum of 1.5 wt.%, preferably a maximum of 1.2 wt.%.
  • the sum of the contents of Si and Al is at least 0.06 wt.%, preferably at least 0.08 wt.%.
  • the elements P, S and N are typical impurities that cannot be completely avoided during steel production.
  • the P content is a maximum of 0.03% by weight.
  • the S content is preferably a maximum of 0.012%.
  • the N content is preferably a maximum of 0.009% by weight.
  • the steel also contains chromium in a content of 0.08-1.0 wt.%.
  • the Cr content is a maximum of 0.75 wt.%, in particular a maximum of 0.5 wt.%.
  • the sum of the contents of chromium and manganese is preferably limited.
  • the sum is a maximum of 3.3 wt.%, in particular a maximum of 3.15 % by weight.
  • the total is at least 0.5% by weight, preferably at least 0.75% by weight.
  • the steel optionally also contains boron in a content of 0.001-0.005 wt.%.
  • the B content is a maximum of 0.004 wt.%.
  • the steel may contain molybdenum in a content of not more than 0.5% by weight, in particular not more than 0.1% by weight.
  • the steel can optionally contain nickel with a content of maximum 0.5 wt.%, preferably maximum 0.15 wt.%.
  • the steel may also contain copper with a maximum content of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.15 wt.%.
  • the steel can optionally contain one or more of the microalloying elements Nb, Ti and V.
  • the optional Nb content is at least 0.01 wt.%, in particular at least 0.02 wt.% and a maximum of 0.08 wt.%, preferably a maximum of 0.04 wt.%.
  • the optional Ti content is at least 0.01 wt.% and a maximum of 0.08 wt.%, preferably a maximum of 0.04 wt.%.
  • the optional V content is a maximum of 0.3 wt.%, preferably a maximum of 0.2 wt.%, in particular a maximum of 0.1 wt.%, preferably a maximum of 0.05 wt.%.
  • the sum of the contents of Nb, Ti and V is preferably limited.
  • the sum is a maximum of 0.1 wt.%, in particular a maximum of 0.068 wt.%. Furthermore, the sum is preferably at least 0.015 wt.%.
  • the flat steel product manufactured in this way includes an aluminum-based corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two sides of the flat steel product are the two opposite large surfaces of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are called edges.
  • 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 other elements from the steel substrate or the melt composition do not accumulate significantly in the alloy layer.
  • the alloy layer preferably consists of 35-60 wt.% Fe, preferably a-iron, optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 5.0 wt.%, preferably 2.0%, and the remainder aluminum, with the Al content preferably increasing towards the surface.
  • the optional further components include in particular the other components of the melt (i.e. silicon and optionally alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining portions of the steel substrate in addition to iron.
  • the Al base layer lies on the alloy layer and is directly adjacent to it.
  • the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt of the melt bath. This means that it consists of 0.5-4 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 10% Zn and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder 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 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, preferably at least 0.01 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 pm, in particular 10 to 40 pm.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is in particular 30 - 360 ⁇ for corrosion protection coatings on both sides or 15 - 180 for the one-sided variant.
  • the coating weight of the anti-corrosive coating is preferably 100-200 ⁇ for double-sided coatings or 50-100 ⁇ for single-sided coatings.
  • the coating weight of the anti-corrosive 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 pm, particularly preferably less than 16 pm, particularly preferably less than 12 pm, in particular less than 10 pm.
  • 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 lpm, even with thin anti-corrosive coatings.
  • the flat steel product comprises an oxide layer arranged on the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer finish of the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (i.e. more than 50% by weight 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 taken up 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 invention also relates to a method for producing a shaped sheet metal part.
  • the shaped sheet metal part is particularly designed as follows: described in detail below. The method comprises the following work steps: a. producing a flat steel product according to the method described above; b. separating a sheet metal blank from the flat steel product; c.
  • Hot press forming the sheet metal blank to form the sheet metal part wherein the blank is cooled during the hot press forming over a duration t wz of more than ls at a cooling rate r wz which is at least partially more than 30 K/s to the target temperature T Ziei and is optionally held there; f. Removing the sheet metal part cooled to the target temperature T Ziei from the tool.
  • a flat steel product is first produced as described above.
  • a sheet metal blank is cut from this flat steel product.
  • This blank which consists of a steel suitably composed in accordance with the above explanations, is then heated in a manner known per se so that the AC3 temperature of the blank is at least partially exceeded and the temperature T Einig of the blank when placed in a forming tool intended for hot press forming (work step d)) is at least partially above Ms+100°C.
  • Partially exceeding a temperature here AC3 or Ms+100°C is understood in the sense 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 When placed in the forming tool, at least 30% of the blank therefore has an austenitic structure, i.e. the The transformation from a ferritic to an austenitic structure does not have to be complete when the material is placed in the forming tool.
  • up to 70% of the volume of the blank when it is placed in the forming tool can consist of other structural components, such as tempered bainite, tempered martensite and/or non- or partially recrystallized ferrite.
  • certain areas of the blank can be kept at a lower temperature than others during heating. To do this, the heat supply can be directed only at certain sections of the blank, or the parts that are to be heated less can be shielded from the heat supply.
  • Maximum strength properties of the resulting sheet metal part can be achieved by ensuring that the temperature at least partially reached in the sheet metal blank is between Ac3 and 1000°C, preferably between 850°C and 950°C.
  • the minimum temperature Ac3 to be exceeded is determined according to the formula given by HOUGARDY, HP. in Maschinenstoff ambience Stahl Volume 1 : Kunststoff, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229.
  • An optimally uniform distribution of properties can be achieved by completely heating the blank in step b).
  • the average heating rate r O f en 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 of the furnace is to be understood as the average heating rate from 30°C to 700°C.
  • the heating takes place in an oven with an oven temperature Tof en 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 in the oven is at least -20°C, preferably at least -15°C, in particular at least -5°C, particularly preferably at least 0°C, in particular at least 5°C and a maximum of +25°C, preferably a maximum of +20°C, in particular a maximum of +15°C.
  • the heating in step b) takes place step by step in areas with different temperatures.
  • the heating takes place in a roller hearth furnace with different heating zones.
  • the heating takes place in a first heating zone with a temperature (so-called furnace inlet temperature) of at least 650°C, preferably at least 680°C, in particular at least 720°C.
  • the maximum temperature in the first heating zone is preferably 900°C, in particular a maximum of 850°C.
  • the maximum temperature of all heating zones in the furnace is preferably a maximum of 1200°C, in particular a maximum of 1000°C, preferably a maximum of 950°C, particularly preferably a maximum of 930°C.
  • the total time in the furnace which consists of a heating time and a holding time, is preferably at least 2 minutes, in particular at least 3 minutes, preferably at least 4 minutes for both variants (constant furnace temperature, gradual heating). Furthermore, the total time in the furnace for both variants is preferably a maximum of 20 minutes, in particular a maximum of 15 minutes, preferably a maximum of 12 minutes, in particular a maximum of 8 minutes. Longer total times in the furnace have the advantage that uniform austenitization of the sheet metal blank is ensured. On the other hand, holding for too long above Ac3 leads to grain coarsening, which has a negative effect on the mechanical properties.
  • the blank heated in this way is removed from the respective heating device, which may be, for example, a conventional heating oven, an equally well-known Induction heating equipment or a conventional device for keeping steel components warm is removed and transported into the forming tool so quickly that its temperature on 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 refers to the martensite start temperature.
  • the temperature is at least partially above the AC1 temperature.
  • the temperature is in particular a maximum of 900°C.
  • step d) the transfer of the austenitized blank from the heating device used to the forming tool is completed within preferably a maximum of 20 seconds, in particular a maximum of 15 seconds. Such rapid transport is necessary to avoid excessive cooling before deformation.
  • 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 in some areas to a temperature T wz of at least 200°C, in particular at least 300°C, in order to only partially harden the component.
  • the tool temperature T W z is preferably a maximum of 600°C, in particular a maximum of 550°C. It only has to be ensured that the tool temperature T wz is below the desired target temperature T Zjei .
  • the residence time in the tool t wz 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 T Ziei of the sheet metal part is at least partially below 400°C, preferably below 300°C, in particular below 250°C, preferably below 200°C, particularly preferably below 180°C, in particular below 150°C.
  • the target temperature T Ziei 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 inventive specifications 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 - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°C/wt. %], where %C is the C content, %Si is the Si content, %Mn is the Mn content, %Cr is the Cr content, %Mo is the Mo content, %Ni is the Ni content and +%V is the vanadium content of the respective steel (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8- 10)
  • the blank is not only formed into the sheet metal part, but is also quenched to the target temperature at the same time.
  • the cooling rate in the tool r wz 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 design at least 100 K/s.
  • the sheet metal part is cooled to a cooling temperature T A B of less than 100°C within a cooling time t A B of 0.5 to 600s. This is usually done by air cooling.
  • the invention further relates to a sheet metal part formed from a steel sheet blank comprising a steel substrate which consists of a steel which has 0.1-3 wt.% Mn and optionally up to 0.01 wt.% B.
  • the sheet metal part has an aluminum-based anti-corrosion coating on at least one side, wherein the amount of the hardness gradient of the anti-corrosion coating and the steel substrate perpendicular to the surface of the steel substrate is less than 1.7 GPa/pm.
  • Such a sheet metal part can be manufactured using the method described above, among others.
  • the hardness gradient is determined according to the following procedure:
  • the device “Hysitron TI Premier” from Bruker is used as a nanoindenter. Details about the device can be obtained from Bruker or accessed at the following link: https://www.bruker.com/en/products-and-solutions/test-and- measurement/nanomechanical-test-systems/hysitron-ti-premier-nanoindenter.html.
  • a specific measuring tip for example a Berkovich tip (made of diamond) is pressed into a sample to be examined and the hardness can be determined based on the measured force-penetration curve, preferably using the evaluation method according to Oliver&Pharr (method available under the link: https://www.sciencedirect.com/topics/engineering/oliver-pharr- method).
  • a hardness gradient smaller than 1.7 GPa/pm means that the hardness averaged parallel to the surface of the steel substrate changes more slowly.
  • a lower hardness gradient has the advantage that the resistance to cracking is higher.
  • a sharp hardness gradient is always an indicator of a "predetermined breaking point".
  • cracks only form in the material when it is deformed (e.g. in the event of a crash) at higher stress intensities. The material can therefore withstand higher external forces before it fails.
  • the corrosion protection coating of the sheet metal part comprises an alloy layer and an Al base 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 35-95 wt.% Fe, preferably 60-95 wt.% Fe, 0.1-4 wt.% Si and optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 3.5 wt.%, preferably 2.0 wt.%, and the remainder being aluminum.
  • the optional further components are preferably the elements present in the steel of the steel substrate in addition to iron and the other 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.
  • the Al base layer of the sheet metal part lies on the alloy layer of the steel component and is directly adjacent to it.
  • the Al base layer of the steel component preferably consists of 35-55 wt.% Fe, preferably 40-50 wt.% Fe, 0.4 - 4 wt.% Si, in particular 0.4 - 1.5 wt.% Si, optionally 3 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0% wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 10% Zn and optionally further components, the contents of which in The total is limited to a maximum of 2.0% by weight, and the remainder is aluminium.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals is at least 0.1% by weight.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals comprises 0.1-1.0 wt.% Mg, in particular 0.1-0.7 wt.% Mg, preferably 0.1-0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the Al base layer can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • the 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 in which the local element contents do not vary by 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% more 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 a layer that is at least 40% continuous and is bordered by silicon-poor regions.
  • a continuous layer of silicon-rich phases means that in the vertical micrograph a line can be laid parallel to the surface of the steel substrate such that it runs completely through the silicon-rich phases.
  • a layer that is at least X% continuous means that in the vertical micrograph a line can be laid parallel to the surface of the steel substrate such that it runs at least X% within the silicon-rich phases.
  • the silicon-rich phases are therefore arranged in such a connected manner that in the vertical micrograph a line can be laid parallel to the surface of the steel substrate such that it runs at least 40% within the silicon-rich phases.
  • the silicon-rich phases are arranged in islands in the silicon-poor phase.
  • the steel component comprises an oxide layer arranged on the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer edge of the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer of the steel component consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (ie more than 50% by weight 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 taken up 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 preferably a maximum of 4 pm, in particular a maximum of 2 pm.
  • the sheet metal part according to the invention is preferably a component for a land vehicle, sea vehicle or aircraft. It is particularly preferably an automobile part, in particular a body part.
  • the component is preferably a B-pillar, longitudinal member, A-pillar, sill or cross member.
  • Fig. 1 is a scanning electron micrograph of the area examined with the indenter tip in Experiment 1,
  • Fig. 5 the hardness gradient of the comparison sample.
  • the slabs were first pre-rolled to an intermediate product with a thickness of 40 mm, whereby the intermediate products, which can also be referred to as pre-strips in hot strip rolling, each had an intermediate product temperature T2 of 1100°C at the end of the pre-rolling phase.
  • the pre-strips were fed to the finish rolling immediately after pre-rolling so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the initial rolling temperature for the finish rolling phase.
  • the pre-strips were rolled out to hot strips with a final thickness of 4 mm and a final rolling temperature T3 of 890°C, cooled to the respective coiling temperature and wound into coils at a coiling temperature T4 of 580°C and then cooled in still air.
  • the hot strips were descaled in a conventional manner by pickling before they were subjected to cold rolling until the thickness given in Table 3 was achieved.
  • the cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to an annealing temperature T5 of 870°C and held at annealing temperature for 100s each before they were cooled at a cooling rate of 1 K/s to the immersion temperature T6 of 690°C.
  • the cold strips were passed through a molten coating bath with a temperature T7 of 676°C at their respective immersion temperature T6.
  • the strip speed was 76 m/min in all cases.
  • the composition of the coating bath is given in Table 2. After coating, the coated strips were blown off to adjust the coating weights. An air stream was used for this.
  • the temperature of the air stream was 70°C in all cases.
  • the thickness of the coating is given in Table 3.
  • the strips were initially cooled to 660°C at an average cooling rate of 10-15 K/s. Between 660°C and 570°C, ie between the start of solidification and the end of solidification of the coating, the cooling rate in test 1 according to the invention was 21 K/s. In contrast, the cooling rate in reference test 2 between 660°C and 570°C was only 13 K/s. During the further cooling process between 570°C and room temperature, the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 12 K/s each.
  • the transfer time t Trans which consists of the time needed for removal from the heating device, transport to the tool and placement in the tool, was 8s.
  • the temperature T Einig of the blanks when placed in the forming tool was in all cases above the respective martensite start temperature +100°C.
  • the blanks were formed into the respective sheet metal part in the forming tool, with the sheet metal parts being cooled in the tool at a cooling rate r wz to a target temperature T Ziei .
  • the residence time in the tool is designated t W z.
  • the samples were cooled in air to room temperature.
  • Table 4 stands for room temperature.
  • FIG. 1 shows a scanning electron microscope image of the area examined in test 1 with the indenter tip. The section shown corresponds to 70 pm x 70 pm.
  • the steel substrate 1 can be clearly seen.
  • the alloy layer 3 is arranged on the steel substrate.
  • the Al base layer 5 is arranged on the alloy layer 3.
  • Above the alloy layer is the embedding compound 7, which is required to produce the cross-section.
  • the cross-section was also lightly etched with 3% Nital.
  • a measuring field of at least 50 pm wide was defined on the cross-section parallel to the surface and a Cartesian measuring grid was defined on the measuring field, with the Cartesian x-axis running perpendicular to the surface of the steel substrate and the Cartesian y-axis running parallel to the surface of the steel substrate and the grid spacing in both directions being 1.5 pm.
  • the grid points of the measuring grid were then measured using a nanoindenter with a Berkovich pyramid as a test tip and with a load function The nanohardness was determined with a maximum load of 2000pN. The impressions left by the test probe at the grid points are clearly visible in Figure 1.
  • a hardness curve was then determined from the measured nanohardnesses at the grid points as a function of the Cartesian x-coordinate. To do this, each x-coordinate was assigned the mean value of the nanohardness over all grid points with this x-coordinate. This means that the average was calculated over all points with the same distance to the surface of the steel substrate. In Figure 1, these are all grid points that are perpendicular to one another.
  • Figure 2 shows the resulting hardness curve of test 1.
  • the hardness of the coating of around 12-13 GPa can be clearly seen, which drops to 5-6 GPa towards the substrate.
  • the hardness gradient was then determined from this hardness curve by calculating the difference amplitude of two adjacent x-values and plotting it in the middle of the interval. The result is shown in Figure 3.
  • Figures 4 and 5 show the identical sizes for the comparison sample 2. If you now compare Figures 3 and 5, it is clear that the hardness gradient is significantly greater in the comparison sample. The amount of the hardness gradient assumes values of more than 2 GPa/pm. In contrast, the maximum amount of the hardness gradient of the sample 1 according to the invention is less than 1.5 GPa/pm.
  • Table 1 (Steel grades) est iron and unavoidable impurities. Data in % by weight; table 2 (coating variants)

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Blechformteil geformt aus einem Stahlblechzuschnitt, umfassend ein Stahlsubstrat (1), das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht. Das Blechformteil weist auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis auf und ist dadurch gekennzeichnet, dass der Betrag des Härtegradienten von Korrosionsschutzüberzug und Stahlsubstrat senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates kleiner ist als 1,7 GPa/µm. Weiterhin betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils.

Description

Blechformteil mit verbessertem Härteverlauf
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Blechformteil mittels Warmumformen eines Stahlblechzuschnittes.
Als „Stahlblechzuschnitte“ oder „Blechzuschnitte“ werden hier Zuschnitte von Stahlflachprodukten, wie beispielsweise Platinen, verstanden. Wenn 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“ 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 (z.B. Martensit) jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem T ext gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).
Werden im vorliegenden Text Formeln oder Bedingungen genannt, in denen anhand von Gehalten bestimmter Legierungselemente Werte berechnet oder gebildet werden, so werden die betreffenden Gehalte an Legierungselementen jeweils in Gew.-% in diese Formeln oder Bedingungen eingesetzt, sofern nichts anderes angegeben ist.
Aus der WO 2022/048990 Al sind Stahlflachprodukte sowie Blechformteile und Verfahren zu deren Herstellung bekannt. Die Stahlflachprodukte und Blechformteile weisen dabei einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis auf, der durch Schmelztauchbeschichten hergestellt wird. Die dabei verwendete Schmelze weist einen Si-Gehalt von 0,05-3 Gew.-% auf. Derartige Stahlflachprodukte weisen einen Überzug auf Aluminium-Basis auf und werden mittels Warmumformen zu Blechformteilen weiterverarbeitet. Dabei werden Zuschnitte aus den Stahlflachprodukten über eine gewisse Glühdauer (z.B. 4 Minuten) auf eine Warmumformtemperatur (z.B. 900°C) erwärmt. Während dieser Glühdauer diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den Überzug auf Aluminium-Basis. Hierdurch ergibt sich ein Überzug, der sehr effektiv gegen Korrosion schützt. Der heiße Zuschnitt wird anschließend in einem Umformwerkzeug zu einem Blechformteil umgeformt und schnell abgekühlt, wodurch sich ein Härtegefüge (z.B. Martensit) im Stahlsubstrat bildet. Im Ergebnis erhält man ein Blechformteil mit hoher Festigkeit und einem Überzug, der sehr gut gegen Korrosion schützt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist derartige Blechformteile und deren Herstellungsverfahren so weiterzuentwickeln, dass sich verbesserte mechanische Eigenschaften ergeben. Insbesondere soll die Rissbildung bei späterer Kaltverformung (beispielsweise in einem Crashfall) reduziert werden.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Überzug umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus einem Stahl besteht, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1000- 1400°C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000-1200°C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-1000°C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel- Temperatur (T4) höchstens 700°C beträgt; f) Optionales Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900°C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 600-800°C, bevorzugt 680-720°C beträgt; j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Überzug durch i. Eintauchen in ein Schmelzbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800°C, bevorzugt 670-710°C, wobei das Schmelzbad aus 0,5-4 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; ii. Abblasen des Stahlflachproduktes nach Austritt aus dem Schmelzbad mittels eines Gasstroms; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei eine mittlere Abkühlrate zwischen 660°C und 570°C mindestens 15 K/s beträgt; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass der Si-Gehalt der Schmelze im Bereich von 0,5-4 Gew.-% Si, insbesondere im Bereich von 0,5-1, 5 Gew.-%, in Kombination mit der speziellen Abkühlrate in Schritt k) zu einem Stahlflachprodukt führt, das sich zu einem Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften umformen lässt. Der diesbezügliche Mechanismus ist weiter unter detailliert erläutert.
In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.
In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur CT 1) von 1000-1400°C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1000-1400°C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1000°C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400°C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden. Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000°C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200°C betragen.
In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt typischerweise unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalz-temperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750-1000°C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750°C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000°C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000°C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.
Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 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 700°C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500°C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt optional in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen 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.
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650-900°C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 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 i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Eintauchtemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Eintauch- temperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads abgestimmt. Die Eintauchtemperatur beträgt 600-800°C, bevorzugt mindestens 650°C, besonders bevorzugt mindestens 670°C, besonders bevorzugt höchstens 700°C. Für eine besonders homogene Grenzschichtausbildung ist es wichtig, dass genügend thermische Energie in der Grenzschicht zwischen Stahlsubstrat und Aluminiumschmelze vorliegt. Dies ist bei tieferen Temperaturen als 600°C nicht der Fall, so dass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen kann. Ab den bevorzugten Eintauchtemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, so dass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Eintauchtemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180s. Insbesondere weicht die Eintauchtemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als IOK ab.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, so dass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660-800°C, bevorzugt 670-740°C, besonders bevorzugt 670-710°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 0,5 bis 4 Gew.-% Si, insbesondere 0,5-1, 5 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional 0, 1-5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optionale weitere Bestandteile, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. 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. Insbesondere 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, bevorzugt mindestens 0,01 Gew.-% Ca.
Nach dem Austritt aus dem Schmelzbad wird das Stahlflachprodukt mittels eines Gasstroms abgeblasen, um die Dicke des Überzuges einzustellen.
Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine mittlere Abkühlrate zwischen 660°C und 570°C mindestens 15 K/s, bevorzugt mindestens 20 K/s. Dies entspricht dem Bereich zwischen dem Beginn der Verfestigung und dem Ende der Verfestigung des Überzuges. Bei einer Abkühlung auf 660°C beginnt die Verfestigung des Überzuges und bei einer weiteren Abkühlung auf 570°C ist der Überzug vollständig verfestigt. Bevorzugt beträgt die mittlere Abkühlrate maximal 100 K/s, besonders bevorzugt maximal 50 K/s.
Bereits während des Schmelztauchbeschichtens und Abkühlens kommt es zu einer gewissen Diffusion von Eisen aus dem Stahlsubstrat in den Überzug. Diese Diffusion wird erneut gestartet, wenn die Blechzuschnitte des erhaltenen Stahlflachproduktes erneut vor der Umformung auf Temperaturen oberhalb von AC3 erwärmt werden. Während die Diffusion während des Schmelztauchbeschichtens und Abkühlens bei Temperaturen von etwa 750°C bis runter auf 570°C stattfindet (bei 570°C stoppt die Diffusion im Wesentlichen aufgrund der Verfestigung des Überzuges), findet die Diffusion bei der erneuten Erwärmung vor der Umformung bei Temperaturen um 900°C statt. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass sich der Grenzbereich zwischen dem Stahlsubstrat und dem Überzug unterschiedlich ausbildet je nachdem bei welchen Temperaturen die Diffusion stattfindet. Im niedrigeren Temperaturbereich von 750°C bis 570°C verläuft die Diffusion vergleichsweise langsam und es bildet sich ein relativ scharfer Übergang zwischen Stahlsubstrat und Überzug. Dagegen verlaufen die Diffusionsvorgänge bei Temperaturen von 900°C deutlich schneller. Zusätzlich bilden sich schmelzflüssige Phasen im Überzug, so dass neben der gleichmäßig verlaufenden Diffusion eine gewisse Durchmischung aufgrund von Konvektion auftritt. Derartige Konvektionsbereiche sind natürlicherweise zufällig verteilt. Im Ergebnis führen diese beiden Effekte dazu, dass sich kein so scharfer Übergang zwischen Überzug und Stahlsubstrat bildet.
Die Erfinder haben erkannt, dass es vorteilhaft ist, die Diffusionsvorgänge nach dem Schmelztauchbeschichten möglichst schnell zu stoppen, indem eine mittlere Abkühlrate zwischen 660°C und 570°C von mindestens 15 K/s, bevorzugt von mindestens 20 K/s festgelegt wird. Dies führt dazu, dass die Diffusion auf den späteren Verfahrensschritt beim Wiedererwärmen verlagert wird und dort bei höheren Temperaturen stattfindet. Im Ergebnis erhält man einen ungleichmäßigeren Übergang zwischen Stahlsubstrat und Überzug beim erhaltenen Blechformteil. Dieser ungleichmäßigere Übergang manifestiert als flacherer gemittelter Härtegradient im Übergang zwischen Stahlsubstrat und Überzug. Die Vorteile dieses Härtegradienten sind untenstehend in Bezug auf das Blechformteil erläutert.
Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
Der verwendete Stahl beim Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes, beim Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils und beim Blechformteil selbst ist ein Stahl der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist. Entsprechendes gilt selbstverständlich auch für den Stahl des warmumgeformten Blechformteils.
Insbesondere ist das Gefüge des Stahls durch ein Warmumformen in ein martensitisches oder teilweise martensitisches Gefüge umwandelbar. Das Gefüge des Stahlsubstrates des Blechformteils ist also bevorzugt ein martensitisches oder zumindest teilweise martensitisches Gefüge, da dieses eine besonders hohe Härte aufweist.
Besonders bevorzugt ist das Stahlsubstrat ein Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
AI: 0,02-1,0 Gew.-%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%,
As: < 0,01 Gew.-%,
Ca: < 0,005 Gew.-%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew. -%,
B: 0,001-0,005 Gew.-%,
Mo: <0,5 Gew.-%,
Ni: <0,5 Gew.-%,
Cu: <0,2 Gew.-%,
Nb: 0,01-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%,
V: <0,3 Gew.-%, besteht.
Bei den Elementen P, S, N, Sn, As, Ca handelt es sich um Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Gelegentlich wird Ca auch bewusst zur Abbindung von Schwefel hinzulegiert. In einem solchen Fall beträgt der Gehalt von Ca mindestens 0,001 Gew.-%. Maximal beträgt der Ca-Gehalt auch in diesem Fall 0,005 Gew.-%.
Neben diesen Elementen können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den „unvermeidbaren Verunreinigungen“ zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente Cr, B, Nb, Ti, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den unvermeidbaren Verunreinigungen gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist. Bevorzugt sind die individuellen Obergrenzen für die jeweilige Verunreinigung dieser Elemente wie folgt:
Cr: < 0,050 Gew.-%,
B: < 0,0005 Gew.-%
Nb: < 0,005 Gew.-%,
Ti: < 0,005 Gew.-%
Dabei sind diese bevorzugten Obergrenzen als alternativ oder gemeinsam zu betrachten. Bevorzugte Varianten des Stahls erfüllen also eine oder mehrere dieser vier Bedingungen. Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der C-Gehalt des Stahls maximal 0,37 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der C-Gehalt im Bereich von 0,06-0,09 Gew.-% oder im Bereich von 0,11-0,25 Gew.-% oder im Bereich von 0,32-0,37 Gew.-%.
Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der Si-Gehalt des Stahls maximal 1 ,00 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%.
Der Mn-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 2,4 Gew.-% und/oder mindestens 0,75 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der Mn-Gehalt im Bereich von 0,75-0,85 Gew.-% oder im Bereich von 1,0-1, 6 Gew.-%.
Der Al-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%. Alternativ oder ergänzend beträgt der Al-Gehalt bevorzugt mindestens 0,02%.
Zudem hat sich gezeigt, dass es hilfreich sein kann, wenn die Summe der Gehalte von Silizium und Aluminium begrenzt sind. Bein einer bevorzugten Variante beträgt daher die Summe der Gehalte von Si und AI (üblicherweise bezeichnet als Si+Al) maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,2 Gew.-%. Ergänzend oder alternativ beträgt die Summe der Gehalte von Si und AI mindestens 0,06 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,08 Gew.-%.
Bei den Elementen P, S, N handelt es sich um typische Verunreinigungen die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Bei bevorzugten Varianten beträgt der P- Gehalt maximal 0,03 Gew.-%. Unabhängig davon beträgt der S-Gehalt bevorzugt maximal 0,012%. Zusätzlich oder ergänzend beträgt der N-Gehalt bevorzugt maximal 0,009 Gew.-%.
Optional enthält der Stahl zudem Chrom mit einem Gehalt von 0,08-1 ,0 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Cr-Gehalt maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%.
Im Falle einer optionale Zulegierung von Chrom ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Chrom und Mangan begrenzt. Die Summe beträgt maximal 3,3 Gew.-%, insbesondere maximal 3,15 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,75 Gew.- %.
Bevorzugt enthält der Stahl optional zudem Bor mit einem Gehalt von 0,001-0,005 Gew.-%. Insbesondere beträgt der B-Gehalt maximal 0,004 Gew.-%.
Optional kann der Stahl Molybdän mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-% enthalten, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%.
Weiterhin kann der Stahl optional Nickel enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Optional kann der Stahl zudem Kupfer enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Zudem kann der Stahl optional eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V enthalten. Dabei beträgt der optionale Nb-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale Ti-Gehalt beträgt mindestens 0,01 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale V-Gehalt beträgt maximal 0,3 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%.
Im Falle einer optionale Zulegierung von mehreren der Elemente Nb, Ti und V ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Nb, Ti und V begrenzt. Die Summe beträgt maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,068 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe bevorzugt mindestens 0,015 Gew.- %.
Die vorstehenden Erläuterungen zu bevorzugten Stahlsubstraten gelten selbstverständlich ebenso für das Stahlsubstrat des, im nachfolgenden beschriebene Stahlflachproduktes, sowie die Stahlsubstrate in den beschriebenen Herstellungsverfahren.
Das so hergestellte Stahlflachprodukt umfasst 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.
Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert wie bereits erläutert 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. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt a-Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium, wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0,5-4 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. 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 insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen. Insbesondere 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, bevorzugt mindestens 0,01 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 bis 40 pm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 - 360^ bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15 - 180 bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100-200^ bei beidseitigen Überzügen bzw. 50-100^ 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 lpm.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlflachprodukt eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al- Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
Die Oxidschicht besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der 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 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500nm. Die Erfindung betrifft ebenfalls ein Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils. Dabei ist das Blechformteil insbesondere so ausgestaltet im Folgenden detailliert beschrieben. Das Verfahren umfasst dabei die folgende Arbeitsschritte: a. Herstellen eines Stahlflachproduktes gemäß des zuvor beschriebenen Verfahrens; b. Abteilen eines Blechzuschnitts von dem Stahlflachprodukt; c. Erwärmen des Blechzuschnitts in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen während einer Glühzeit tG 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; d. Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt; e. 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 TZiei abgekühlt und optional dort gehalten wird; f. Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit zunächst ein Stahlflachprodukt hergestellt wie zuvor beschrieben. Von diesem Stahlflachprodukt wird eine Blechzuschnitt abgeteilt. Dieser Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahl besteht, wird 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 d)) 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 ferritischen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in das Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie angelassenem Bainit, angelassenem Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem niedrigeren Temperaturniveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile, die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur niedriger bleibt, entsteht im Zuge der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Martensit, so dass das Gefüge dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, in denen ein martensitisches Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils geformten Blechformteil gezielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, indem beispielsweise eine für den jeweiligen Verwendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine maximierte Festigkeit besitzen.
Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht werden, dass die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C liegt.
Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1 : Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel
Ac3 = (902 - 225*%C + 19*%Si - 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 rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30°C auf 700°C zu verstehen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur Tofen von mindestens 850°C, bevorzugt mindestens 880°C, besonders bevorzugt mindestens 900°C, insbesondere mindestens 920°C, und maximal 1000°C, bevorzugt maximal 950°C, besonders bevorzugt maximal 930°C.
Bevorzugt beträgt der Taupunkt im Ofen beträgt hierbei mindestens -20°C, bevorzugt mindestens -15°C, insbesondere mindestens -5°C, besonders bevorzugt mindestens 0°C, insbesondere mindestens 5°C und maximal +25 °C, bevorzugt maximal + 20 °C insbesondere maximal +15 °C.
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 tofen, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt mindestens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten. Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Stahlbauteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100°C liegt, bevorzugt oberhalb von 600°C, insbesondere oberhalb von 650°C, besonders bevorzugt oberhalb von 700°C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der AC1- Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900°C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
Im Arbeitsschritt d) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20s, insbesondere von maximal 15s 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 TZjei 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 TZiei 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 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. Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil geformt aus einem Stahlblechzuschnitt umfassend ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht. Dabei weist das Blechformteil auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis auf, wobei der Betrag des Härtegradienten von Korrosionsschutzüberzug und Stahlsubstrat senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates kleiner ist als 1,7 GPa/pm.
Ein solches Blechformteil kann unter anderem mit dem zuvor beschriebenen Verfahren hergestellt werden.
Dabei wird der Härtegradient gemäß dem folgenden Verfahren bestimmt:
- Einbetten zumindest eines Teils des Blechformteils in eine Einbettungsmasse und Anfertigen einen Querschliffes des Blechformteils;
- Polieren des Querschliffs und leichtes Ätzen mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure);
- Festlegen eines Messfeldes auf dem Querschliff von mindestens 50 pm Breite parallel zur Oberfläche und eines kartesischen Messrasters auf dem Messfeld, wobei die kartesische x-Achse senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und die kartesische y-Achse parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und wobei der Rasterabstand in beide Richtungen jeweils 1,5 pm beträgt;
- Messung der Nanohärte auf den Gitterpunkten des Messrasters mit einem Nanoindenter mit einer kalibrierten Berkovich-Pyramide als Prüfspritze und mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 2000 pN;
- Berechnen eines Härteverlaufes als Funktion der kartesischen x-Koordinate, indem jeder x-Koordinate der Mittelwert der Nanohärte über alle Gitterpunkte mit dieser x-Koordinate zugeordnet wird (d.h. die Härtewerte aller Punkte mit dem gleichen Abstand zur Oberfläche des Stahlsubstrates werden gemittelt);
- Berechnen des Härtegradienten als Differenzenguotient des Härteverlaufes.
Als Nanoindenter wird beispielsweise das Gerät „Hysitron TI Premier“ der Fa. Bruker verwendet. Details zum Gerät sind von der Fa. Bruker zu beziehen oder beispielsweise abrufbar unter dem Link: https://www.bruker.com/en/products-and-solutions/test-and- measurement/nanomechanical-test-systems/hysitron-ti-premier-nanoindenter.html. Beim Nano- indenter wird eine bestimmte Messspitze, beispielsweise eine Berkovich Spitze (aus Diamant bestehend), in eine zu untersuchende Probe gedrückt und anhand der gemessenen Kraft- Eindringkurve kann, vorzugsweise über die Auswertemethode nach Oliver&Pharr (Methode abrufbar unter dem Link: https://www.sciencedirect.com/topics/engineering/oliver-pharr- method), eine Härte bestimmt werden.
Ein Härtegradient der betragsmäßig kleiner ist als 1,7 GPa/pm bedeutet, dass sich die parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates gemittelte Härte langsamer verändert.
Ein geringerer Härtegradient hat den Vorteil, dass die Widerstandsfähigkeit gegen Rissbildung höher ist. Ein scharfer Härtegradient ist immer auch ein Indikator für eine „Sollbruchstelle“. Wenn der Übergang der Härte aber langsamer verläuft, so kommt es im Material bei Verformung (z.B. im Crashfall) erst bei höheren Spannungsintensitäten zu einer Rissausbildung. Das Material kann somit höhere äußere Kräfte erdulden, bevor es versagt.
Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blechformteils eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht.
Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35-95 Gew.-% Fe, bevorzugt 60- 95 Gew.-% Fe, 0,1-4 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 ein ferritisches Gefüge.
Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Stahlbauteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Stahlbauteils aus 35-55 Gew.- % Fe, bevorzugt 40-50 Gew.-% Fe, 0,4 - 4 Gew. -% Si, insbesondere 0,4 - 1,5 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 Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.
Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen eine mindestens 40 % durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Unter einer durchgehenden Schicht siliziumreicher Phasen ist zu verstehen, dass im senkrechten Schliffbild eine Linie so parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates gelegt werden kann, dass sie vollständig durch die siliziumreichen Phasen verläuft. Dagegen ist unter einer mindestens X % durchgehenden Schicht zu verstehen, dass im senkrechten Schiffbild eine Linie so parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates gelegt werden kann, dass sie zu mindestens X % innerhalb der siliziumreichen Phasen verläuft. Im hier vorliegenden Fall liegen die siliziumreichen Phasen also derart zusammenhängend, dass im senkrechten Schliffbild eine Linie so parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates gelegt werden kann, dass sie zu mindestens 40% innerhalb der siliziumreichen Phasen verläuft. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.
Unter „inselförmig“ wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also „Inseln“ eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden. Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlbauteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges. Die Oxidschicht des Stahlbauteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke bevorzugt maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 pm.
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.
Näher erläutert wird die Erfindung anhand der Figuren. Dabei zeigen:
Fig. 1 eine rasterelektronemikroskopische Aufnahme des in Versuch 1 mit der Indenterspitze untersuchten Bereichs,
Fig. 2 den Härteverlauf der erfindungsgemäßen Probe,
Fig. 3 den Härtegradienten der erfindungsgemäßen Probe,
Fig. 4 den Härteverlauf der Vergleichsprobe und
Fig. 5 den Härtegradienten der Vergleichsprobe.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 240 mm und Breite von 1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine Temperatur TI von 1200°C aufgeheizt. Anschließend wurden die Brammen 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 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, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 von 1100°C aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 4 mm und einer Endwalztemperatur T3 von 890°C ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei einer Haspeltemperaturen T4 von 580°C zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen unterzogen wurden bis sich die in Tabelle 3 angegebene Dicke ergab. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine Glühtemperatur T5 von 870°C erwärmt und für jeweils 100s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf die Eintauchtemperatur T6 von 690°C abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Eintauchtemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 von 676°C geführt. Die Bandgeschwindigkeit betrug dabei in allen Fällen 76 m/min. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 2 angegebenen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder abgeblasen, um die Auflagengewichte einzustellen. Hierfür wurde ein Luftstrom verwendet. Die Temperatur des Luftstroms betrug in allen Fällen 70°C. Die Dicke des Überzuges ist in Tabelle 3 angegeben. Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 660°C abgekühlt. Zwischen 660°C und 570°C, d.h. zwischen dem Beginn der Verfestigung und dem Ende der Verfestigung des Überzuges, betrug die Abkühlrate beim erfindungsgemäßen Versuch 1 21 K/s. Dagegen betrug die Abkühlrate beim Referenzversuch 2 zwischen 660°C und 570°C nur 13 K/s. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 570°C und Raumtemperatur wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 12 K/s abgekühlt.
Von den so erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rOfen (zwischen 30°C und 700°C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen von 900°C erwärmt worden. Die Glühdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit tOfen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre betrug in allen Fälle -5°C. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein Umformwerkzeug, welches die Temperatur TWz besitzt, eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer tTrans betrug 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 auf eine Zieltemperatur TZiei abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit tWz bezeichnet. Abschließend sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In Tabelle 4 sind die genannten Parameter nochmals zusammengefasst, wobei „RT“ die Raumtemperatur abkürzt.
Von den so erzeugten Blechformteilen wurden jeweils Querschliffe angefertigt. Hierzu wurden ein Teil des Blechformteils in eine Einbettungsmasse eingebettet. Anschließend wurde ein Querschliff des Blechformteils angefertigt. Dieser Querschliff wurde poliert und leicht geätzt mit 3 % Nital. Auf diesem Querschliff wurde anschließend ein Messfeld von mindestens 50 pm Breite parallel zur Oberfläche und ein kartesisches Messraster auf dem Messfeld festgelegt, wobei die kartesische x- Achse senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und die kartesische y-Achse parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und wobei der Rasterabstand in beide Richtungen jeweils 1,5 pm beträgt. Beispielhaft ist in Figur 1 eine rasterelektronemikroskopische Aufnahme des in Versuch 1 mit der Indenterspitze untersuchten Bereichs dargestellt. Der gezeigte Ausschnitt entspricht 70 pm x 70 pm. Deutlich zu erkennen ist das Stahlsubstrat 1. Auf dem Stahlsubstrat ist die Legierungsschicht 3 angeordnet. Auf der Legierungsschicht 3 ist wiederum die Al-Basisschicht 5 angeordnet. Oberhalb der Legierungsschicht findet sich die Einbettungsmasse 7, die zur Anfertigung des Querschliffes erforderlich ist. Der Querschliff wurden zudem mit 3% Nital leicht geätzt. Auf dem Querschliff wurde ein Messfeld von mindestens 50 pm Breite parallel zur Oberfläche und eines kartesischen Messrasters auf dem Messfeld festgelegt, wobei die kartesische x-Achse senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und die kartesische y- Achse parallel zur Oberfläche des Stahlsubstrates verläuft und wobei der Rasterabstand in beide Richtungen jeweils l,5pm beträgt. An den Gitterpunkten des Messrasters wurde anschließend mit einem Nanoindenter mit einer Berkovich-Pyramide als Prüfspitze und mit einer Belastungsfunktion mit einer Maximallast von 2000pN die Nanohärte bestimmt. Deutlich zu erkennen sind in Figur 1 die Eindrücke, die die Prüfspitze an den Gitterpunkten hinterlassen hat.
Aus den gemessenen Nanohärten an den Gitterpunkten wurde anschließend ein Härteverlauf als Funktion der kartesischen x-Koordinate ermittelt. Hierzu wurde jeder x-Koordinate der Mittelwert der Nanohärte über aller Gitterpunkte mit dieser x-Koordinate zugeordnet. Es wurde also über alle Punkte mit dem gleichen Abstand zur Oberfläche des Stahlsubstrates gemittelt. In der Figur 1 sind dies alle Gitterpunkte, die senkrecht übereinander liegen.
Figur 2 zeigt den sich hieraus ergebenden Härteverlauf des Versuchs 1. Deutlich zu erkennen ist die Härte des Überzuges von etwa 12-13 GPa, die zum Substrat hin auf 5-6 GPa abfällt. Aus diesem Härteverlauf wurde anschließend der Härtegradient ermittelt, in dem jeweils von zwei benachbarten x-Werten, der Differenzenguotient berechnet wurde und in der Intervallmitte aufgetragen wurde. Das Ergebnis ist in Figur 3 dargestellt.
Die Figuren 4 und 5 zeigen die identischen Größen jeweils für die Vergleichsprobe 2. Vergleicht man nun die Figuren 3 und 5 so zeigt sich deutlich, dass der Härtegradient bei der Vergleichsprobe deutlich größer ist. Der Betrag des Härtegradienten nimmt Werte von mehr als 2 GPa/pm an. Dagegen beträgt der maximale Betrag des Härtegradienten der erfindungsgemäßen Probe 1 weniger als 1,5 GPa/pm.
hyssenKrupp Steel Europe AG 227047P00DE
12. Dezember 2022
26/27 abelle 1 (Stahlsorten) est Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%; abelle 2 (Beschichtungsvarianten)
hyssenKrupp Steel Europe AG 227047P00DE
12. Dezember 2022
27/27 abelle 3 (Aufbau) nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele abelle 4 (Warmumformparameter)

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Überzug, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus einem Stahl besteht, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1000- 1400°C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000-1200°C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-1000°C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel- Temperatur (T4) höchstens 700°C beträgt; f) optionales Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900°C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 600-800°C, bevorzugt 680-720°C beträgt; j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Überzug durch i. Eintauchen in ein Schmelzbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800°C, bevorzugt 670-710°C, wobei das Schmelzbad aus 0,5-4 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional 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; ii. Abblasen des Stahlflachproduktes nach Austritt aus dem Schmelzbad mittels eines Gasstroms; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei eine mittlere Abkühlrate zwischen 660°C und 570°C mindestens 15 K/s beträgt; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelzbad aus 0,5-1, 5 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. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
AI: 0,02-1,0 Gew.-%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%,
As: < 0,01 Gew.-%,
Ca: < 0,005 Gew.-%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,
B: 0, 001-0, 005Gew.-%,
Mo: <0,5 Gew.-%,
Ni: <0,5 Gew.-%,
Cu: <0,2 Gew.-%,
Nb: 0,01-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%,
V: <0,3 Gew.-%, besteht. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils, insbesondere nach einem der Ansprüche 7 bis 12, umfassend folgende Arbeitsschritte: a. Herstellen eines Stahlflachproduktes gemäß dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2; b. Abteilen eines Blechzuschnitts von dem Stahlflachprodukt; c. Erwärmen des Blechzuschnitts in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen während einer Glühzeit tG 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 d)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet; d. Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20s, bevorzugt höchstens 15s, beträgt; e. 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 TZiei abgekühlt und optional dort gehalten wird; f. Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug. Verfahren nach Anspruch 4, wobei die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur in Schritt b) zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C liegt. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 5, wobei die Zieltemperatur TZiei des Blechformteils zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C liegt. Blechformteil geformt aus einem Stahlblechzuschnitt umfassend ein Stahlsubstrat (1), das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht, wobei das Blechformteil auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium- Basis aufweist, dadurch gekennzeichnet, dass der Betrag des Härtegradienten von Korrosionsschutzüberzug und Stahlsubstrat senkrecht zur Oberfläche des Stahlsubstrates kleiner ist als 1,7 GPa/pm. Blechformteil nach Anspruch 7 der Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
AI: 0,02-1,0 Gew.-%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%,
As: < 0,01 Gew.-%,
Ca: < 0,005 Gew.-%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „ Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,
B: 0, 001-0, 005Gew.-%,
Mo: <0,5 Gew.-%,
Ni: <0,5 Gew.-%,
Cu: <0,2 Gew.-%,
Nb: 0,01-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%,
V: <0,3 Gew.-%, besteht. Blechformteil nach einem der Ansprüche 7 bis 8 dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug eine Legierungsschicht (3) und eine Al-Basisschicht (5) umfasst. Blechformteil nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht (3) aus 35-95 Gew.-% Fe, 0,1-4 Gew.-% Si und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 3,5 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Blechformteil nach einem der Ansprüche 9 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Al-Basisschicht (5) aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4-4 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. Blechformteil nach einem der Ansprüche 9 bis 11, die Al-Basisschicht (5) aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4-1, 5 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.
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