WO2019122372A1 - Verfahren zum erzeugen metallischer bauteile mit angepassten bauteileigenschaften - Google Patents

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils mittels eines Presshärte- oder Formhärteverfahrens, wobei das Stahlblechbauteil dadurch erzeugt wird, dass eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Dualphasenstahl kalt umgeformt wird, anschließend erhitzt wird und in einer Abkühlpresse abgeschreckt wird, oder eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Bereich aus einem Dualphasenstahl auf einer Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur des hoch härtbaren Stahlwerkstoffs aufgeheizt wird und anschließend in einer Umform- und Abkühlpresse mit einem Hub oder mehreren Hüben zu dem Stahlblechbauteil umgeformt wird, wobei als weicherer Werkstoff und als Partner für den hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl ein Dualphasenstahl verwendet wird, dessen Ac3-Wert so weit angehoben ist, dass es bei den erforderlichen Glühtemperaturen zum Austenitisieren des Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahls nur zu einer Teilaustenitisierung des Dualphasenstahls kommt, so dass beim Einlegen in die Abkühlpresse der Dualphasenstahl eine ferritische Matrix besitzt, neben der Austenit vorhanden ist.

Description

Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit anaepassten Bauteileiaenschaften
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von metallischen Bauteilen mit angepass ten Eigenschaften nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1. Insbesondere betrifft die Erfin dung ein Verfahren zum Herstellen von Stahlblechen und daraus Stahlbauteilen, wobei die Bleche aus Blechstücken mit unterschiedlichen Eigenschaften zusammengesetzt und insbe sondere zusammengeschweißt sind.
Im Stand der Technik ist es bekannt, aus Stahlblechen unterschiedlicher Dicke und/oder Stahlblechen mit unterschiedlicher Zusammensetzung geschweißte Platinen herzustellen, die dann einer Weiterverarbeitung, wie einer Umformung oder Wärmebehandlung zugänglich sind. Derartige Bleche werden als Tailored Welded Blanks (TWB) bezeichnet.
Der Sinn hierhinter ist, dass durch die unterschiedlichen Zusammensetzungen die Eigen schaften eines fertig umgeformten Bauteils zonal unterschiedlich gestaltet werden können.
Insbesondere bei der Herstellung von Kraftfahrzeugkarosserien spielen derartige Tailored Welded Blanks eine große Rolle.
In der Vergangenheit hat sich die Notwendigkeit ergeben, aus Gründen der Energieeinspa rung Fahrzeuge und insbesondere die Fahrzeugkarosserien leichter auszubilden. Zudem hat sich aber zusätzlich noch die Anforderung ergeben, Fahrzeugkarosserien stabiler zu machen und insbesondere den Innenraum im Falle einer Verunfallung wirksam zu schützen. Dem entsprechend hat sich in der Vergangenheit herauskristallisiert, die Karosserie von Fahrzeu gen zu mindestens teilweise aus sehr hoch härtbaren Stählen (CMnB-Stählen) auszubilden. Diese hoch härtbaren Stähle werden in Blechform bereitgestellt, anschließend umgeformt und die umgeformten Bauteile anschließend sehr hoch erhitzt, bis sie vollständig austeniti- siert sind, dann in eine Kühlpresse überführt und in dieser Kühlpresse durch allseitiges An liegen von kalten Werkzeugbacken oder -Formen mit einer Geschwindigkeiten über der kriti schen Härtegeschwindigkeit abgekühlt, so dass das vollständig austenitisierte Bauteil zu mindest überwiegend in der martensitischen Phase vorliegt, welches Härten bis über 1500 MPa ermöglicht. Dieses Verfahren, bei dem zunächst umgeformt und dann gehärtet und durch das Anlegen der Form abgekühlt wird, wird auch als indirektes Verfahren oder Form härten bezeichnet.
Beim sogenannten Presshärten wird die Platine aus dem hoch härtbaren Stahl auf eine Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur aufgeheizt und möglichst vollständig austenitisiert. Anschließend wird diese im Austenitzustand vorliegende Platine in ein Um formwerkzeug überführt und mit einem oder mehreren Pressenhub bzw. Pressenhüben so wohl umgeformt als auch durch den großen Wärmeabfluss aus der Platine in das Formwerk zeug gehärtet. Dieses Verfahren wird auch als direktes Verfahren bezeichnet.
Durch diese beiden Verfahren war und ist es grundsätzlich möglich, eine Fahrzeugkarosserie mit sehr harten Teilen auszubilden und die übrige Karosserie entsprechend auch abgestuft aus Teilen anderer Duktilitäten und Härten herzustellen.
Eine moderne Fahrzeugkarosserie besteht somit aus einer Anzahl von lastleitenden, hoch festen Bauteilen als auch aus weichen, verformungsfähigen Elementen für die Energie absorption.
Durch Tailored Welded Blanks (TWB) wird es ermöglicht, beide Eigenschaften, d.h., die Lastleitung als auch das Verformungsvermögen in einem einzigen Bauteil zu integrieren, was verbesserte Möglichkeiten der Energieabsorption im Crashfall und einem noch mehr verbesserten Insassenschutz bei Kraftfahrzeugen ermöglicht. Diese Tailored Welded Blanks bestehen demnach aus härtbaren Bereichen aus den bereits genannten CMnB-Stählen und angeschweißten Bereichen aus einem weicheren Partnerwerkstoff.
Auch derartige Tailored Welded Blanks können mit den beiden genannten Härteverfahren bearbeitet werden. Dementsprechend entsteht während des Presshärtevorganges oder wäh rend des Formhärtevorganges, also während des direkten oder indirekten Verfahrens im härtbaren Bereich ein hochfestes, martensitisches Härtegefüge. Der weichere Partnerwerk stoff nimmt am Presshärtevorgang gleichermaßen teil, jedoch ergeben sich aufgrund der unterschiedlichen Legierungslage deutlich geringere Festigkeitswerte bei höheren Deh nungswerten, was ein hohes Maß an Energieabsorption ermöglicht.
Selbstverständlich können auch monolithische, weiche und duktile Bauteile hergestellt wer den, welche später in einem Fügeprozess in der Karosserie mit harten Bauteilen verbunden werden. Dementsprechend werden als weicher Partnerwerkstoff üblicherweise Stähle verwendet, welche nach dem Presshärtevorgang ein Gefüge aus Ferrit und Perlit aufweisen.
Derartige Tailored Welded Blanks sind bereits aus dem Stand der Technik gut bekannt. Ins besondere sind auch als weiche Partnerwerkstoffe eine Vielzahl von Werkstoffen bereits gut bekannt.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu schaffen, bei dem in einfacher und kosten günstiger Weise beispielsweise Tailor Welded Blanks geschaffen werden, bei denen der weichere Partner kühlsituationsunabhängig stabile mechanische Kennwerte erreicht.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Es ist eine weitere Aufgabe, einen Werkstoff zu schaffen, der als weicher Partnerwerkstoff in insbesondere Tailor Welded Blanks geeignet ist und der kühlsituationsunabhängig und un abhängig vom Kühlverlauf stabile mechanische Kennwerte sicherstellt.
Die Aufgabe wird mit einem Werkstoff mit den Merkmalen des Anspruchs 10 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.
Erfindungsgemäß wird der weichere Partnerwerkstoff bei einem Tailored Welded Blank aus einem Stahl mit einem Dualphasengefüge (DP-Stahl) ausgebildet. Das erfindungsgemäße Dualphasengefüge besteht aus einer ferritischen Matrix mit eingelagerten Martensitinklusio nen. Dies erlaubt durch das enorme Verfestigungsvermögen bei gleicher Festigkeit eine deutlich bessere Umformbarkeit im Sinne der Bruchdehnung und damit höhere Energie absorption als ferritisch-perlitische Gefüge, wie sie im Stand der Technik bekannt sind. Da her sind die Stähle mit einem Dualphasengefüge nach der Erfindung als weicher Partner werkstoff sehr gut geeignet.
Bekannte Dualphasenstähle sind zum Beispiel aus der EP 2 896 715 B1 bekannt, bei denen ein Dualphasenstahl mit Titanausscheidungshärtung beschrieben wird.
Aus der EP 2 290 1 1 1 B1 ist ein Dualphasenstahl mit ferritischem Gefüge für Automobile bekannt. Aus der JP 2009/132981 A ist ein ferritischer kaltgewalzter Stahl mit höherer Umformbarkeit bekannt.
Aus der WO2017/144419 A1 ist ein pressgehärteter Stahl mit Dualphasengefüge bekannt. Aus der US 2010/0221572 A1 ist ein pressgehärteter Stahl mit einem Gefüge aus Ferrit und Bainit und Martensit bekannt.
Aus der DE 10 2014 1 1 21 26 A1 ist ein mikrolegierter Stahl mit einer gegebenen Kühlraten zahl bekannt.
Aus der EP 2 896 715 B1 ist ein Dualphasenstahl mit Titanausscheidungshärtung bekannt.
Erfindungsgemäß wurde festgestellt, dass zur Erzielung eines ferritisch-martensitischen Du alphasengefüges beim Presshärten die Perlit- und Bainitbildung derart verzögert werden muss, dass diese Gefügephasen bei den üblichen Kühlraten nicht auftreten. Erfindungsge mäß können, um die Perlit- und Bainitbildung zu verzögern, Mangan, Chrom, Bor und Mo lybdän zulegiert werden. Es hat sich jedoch herausgestellt, dass hierdurch auch die Ferritbil dung nach dem vollaustenitischen Glühen im Ofen verzögert wird, was bei kurzen Transfer zeiten zwischen Ofen und Presse, hohen Einlegetemperaturen und hohen Kühlraten in der Presse kritisch ist. Hierdurch kann sich ein Gefüge ausbilden, welches aus einer angelasse- nen-martensitischen Matrix mit wenig Ferrit besteht, welches bei hohen Festigkeiten nur ge ringe Dehnungen aufweist. Erst bei geringeren Kühlraten in der Presse stellen sich stabile mechanische Kennwerte, unabhängig von der Einlegetemperatur, in der Presse ein.
Erfindungsgemäß wird, um eine ausreichende Menge an Ferrit und damit eine ferritische Matrix im Gefüge sicherzustellen, der Werkstoff im Ofen derart geglüht, dass neben Austenit auch Ferrit vorliegt. Somit wird erfindungsgemäß im Ofen interkritisch geglüht. Interkritisch glühen bedeutet, dass der Werkstoff zwischen seiner Ac1 und Ac3 Temperatur geglüht wird.
Die nötige Ferritmenge, um eine ferritische Matrix darzustellen, wird während des Kühlens zwischen Ofen und Presse neben der Ferritkeimbildung mit anschließendem Ferritwachstum auch durch das stetige Wachstum des vom interkritischen Glühen vorliegenden Ferrits er zielt. . Erfindungsgemäß muss daher die Ac3-Temperatur für den weichen Partnerwerkstoff hoch gehalten werden, so dass ein interkritisches Glühen überhaupt möglich ist. Erfindungs gemäß wird der Ac3-Wert durch Aluminium erhöht. Erfindungsgemäß wird daher der Dual phasenstahl mit einem erhöhten Aluminiumgehalt ausgebildet. Somit wird ein vollausteniti- scher Glühzustand legierungsbedingt verhindert. Die Glühtemperatur wird dabei aufgrund des CMnB-Partnerstahls mit > 800 °C festgelegt, so dass dieser Glühwert für das interkritische Glühen als gegeben angenommen werden muss.
Üblicherweise beträgt die Ac3-Temperatur von CMnB Stählen in etwa 840 qC.
Grundsätzlich besteht somit das Konzept der Erfindung auf einem C-Si-Mn-Cr-Al-Nb/Ti- Legierungskonzept.
Der enthaltene Kohlenstoff dient der Anpassung des Festigkeitsniveaus, wobei ein höherer Kohlenstoffgehalt den Ac3-Wert absenkt, die Festigkeit erhöht und die Streckgrenze eben falls erhöht. Allerdings nimmt die Dehnung ab, die Ferrit-, Perlit- und Bainitbildung werden verzögert und die Martensitmenge im Gefüge steigt.
Die Aufgabe des Mangans ist die Anpassung des Festigkeitsniveaus. Mehr Mangan senkt den Ac3-Wert, zudem erhöht es die Festigkeit und die Streckgrenze. Bei einem höheren Mangangehalt nimmt die Dehnung ab und die Ferrit-, Perlit- und Bainitbildung wird verzögert und die Martensitmenge im Gefüge steigt.
Wie bereits ausgeführt, wird bei dem erfindungsgemäßen Konzept Aluminium verwendet, denn mehr Aluminium erhöht den Ac3-Wert, wodurch die Empfindlichkeit auf die Einlege- temperatur in die Presse sinkt. Zudem werden Verbesserungen der Dehnung erzielt, die Martensitmenge im Gefüge sinkt und die Ferritmenge steigt.
Silizium hebt bei der erfindungsgemäßen Legierung das Festigkeitsniveau, steigert den Ac3- Wert und verzögert die Perlit- und Bainitbildung.
Typische Werte von Ae1 -Temperaturen bzw. Ae3-Temperaturen für erfindungsgemäße DP Stähle als auch nicht erfindungsgemäße Legierungen sind in Tabelle 1 angeführt. Diese ge rechneten Werte entsprechen im Wesentlichen der Ac1 -Temperaturen bzw. Ac3- Temperaturen.
Bei den nicht erfindungsgemäßen Ausführungsbeispielen wird entweder eine zu niedrige Ae1 -Temperatur bzw Ae3-Temperatur durch die jeweils gewählte Legierungszusammenset zung erzielt und/oder die gewünschten mechanischen Kennwerte (bsp. durch zu niedrige Siliziumanteile) nicht erreicht.
Durch Chrom werden vor allem die Perlit- und Bainitbildung verzögert und die Martensitbil dung sichergestellt, so dass Chrom einen großen Einfluss darauf hat, den Dualphasencha rakter sicherzustellen. Niob und Titan forcieren die Ferritbildung und haben einen kornfeinernden Einfluss.
Somit gelingt es erfindungsgemäß, einen Werkstoff als weicheren Partnerwerkstoff in Form eines Dualphasenstahls zur Verfügung zu stellen, der unabhängig von der Kühlsituation stabile mechanische Kennwerte liefert und somit zu zuverlässig erzeugten und ausgestalte ten Tailored Welded Blanks im Presshärte- oder Formhärteverfahren führt.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1 : die Dehnung und die Festigkeit von Dualphasengefügen und ferritisch- perlitischen Gefügen nach dem Stand der Technik;
Figur 2: das Verhalten vollaustenitisch geglühter Dualphasenstähle bei hohen Kühlra ten in der Presse, zeigend einmal die Festigkeit, abhängig von der Einlege- temperatur und die Dehnung, abhängig von der Einlegetemperatur, sowie das erzielbare Gefüge;
Figur 3: das Verhalten vollaustenitisch geglühter Dualphasenstähle bei hohen und geringen Kühlraten in der Presse;
Figur 4: den Einfluss des Kohlenstoffs auf die mechanischen Kennwerte, abhängig von der Einlegetemperatur;
Figur 5: Gefügeaufnahmen von Dualphasenstählen mit unterschiedlichem Kohlenstoff gehalt;
Figur 6: den Einfluss des Mangans auf die mechanischen Kennwerte;
Figur 7: die Gefügebilder bei unterschiedlichen Mangangehalten;
Figur 8: den Einfluss des Aluminiums auf die mechanischen Kennwerte;
Figur 9: die Gefügeaufnahmen bei unterschiedlichen Aluminiumgehalten;
Figur 10: Einfluss des interkritisch geglühten Aluminium-legierten erfindungsgemäßen
Dualphasenstahlkonzeptes im Vergleich zu vollaustenitisch geglühten Kohlen- stoff-Mangan-Legierungen. Das erfindungsgemäße Verfahren sieht vor, als Tailored Welded Blank (TWB) zumindest ein üblicherweise ebenes Blechteil aus einem hoch härtbaren Stahlmaterial, wie einem Bor- Mangan-Stahl und insbesondere einem Stahl aus der Familie der 22MnB5 oder 20MnB8 und der gleichen Stähle mit zumindest einem üblicherweise ebenen Blechteil aus einem Dual phasenstahl zu kombinieren.
Ein solches kombiniertes Tailored Welded Blank kann dann anschließend im direkten oder indirekten Verfahren ausreichend erhitzt und dann umgeformt werden, oder umgeformt, dann erhitzt und abgeschreckt werden.
Erfindungsgemäß wird ein Dualphasenstahl verwendet, der einen vergleichsweise hohen Aluminiumgehalt besitzt. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass Aluminium die Empfindlichkeit der mechanischen Kennwerte auf die Einlegetemperatur senkt und stark die Empfindlichkeit auf die Kühlrate in der Presse senkt.
Einfache Kohlenstoff-Mangan-Legierungen, welche im Ofen vollaustenitisch geglüht werden, weisen bei hohen Kühlraten in der Presse eine starke Abhängigkeit von der Einlegetempera tur auf.
Eine erfindungsgemäße Zusammensetzung des Dualphasenstahls lautet wie folgt, wobei alle Prozentangaben in Masse-Prozent angegeben sind:
C 0,02 - 0,12 %, bevorzugt 0,04 - 0,10 %
Si 0,05 - 2,0 %, bevorzugt 0,20 - 1 ,60 % besonders bevorzugt 0,50 - 1 ,50 %
Mn 0,5 - 2,0 %, bevorzugt 0,6 - 1 ,50 %
Cr 0,3 - 1 ,0 %, bevorzugt 0,45 - 0,80 %
AI 0,4 - 1 ,5 %, bevorzugt 0,50 - 1 ,30 % besonders bevorzugt 0,60 - 1 ,20 %
Nb < 0,20 %, bevorzugt 0,01 - 0,10 %
Ti < 0,20 %, bevorzugt 0,01 - 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Bei einer Haltezeit im Ofen bis 600 Sekunden, insbesondere bis 300 Sekunden wird bezüg lich des Dualphasenstahls lediglich eine Teilaustenitisierung erzielt, bei der für die Austeniti sierung des hoch härtbaren Partnermaterials typischen Glühtemperaturen von um 840 qC.
Der Austenitisierungsgrad, der sich im Dualphasenstahl einstellt, beträgt zwischen 50 und 90 Vol-%, wobei das Zielgefüge ein feiner Dualphasenstahl mit ferritischer Matrix und 5 bis 20 Vol-% Martensit und gegebenenfalls etwas Bainit ist. Das Zielgefüge stellt sich ein, wenn der nachfolgende Kühlverlauf eingehalten wird und dementsprechend bei der Manipulation des Bauteils oder der Platine in die Kühlpresse, also während des Handlings, eine Kühlrate von 5 bis 500 Kelvin/sec eingehalten wird und die Einlegetemperatur in die Kühlpresse 400 bis 850‘G bevorzugt 450 bis 750 °C beträgt, wobei die Einlegetemperatur in die Kühlpresse beim Formhärteprozess (indirektes Verfahren) auf 700 bis 800 °C eingestellt wird.
Beim Presshärteprozess (direktes Verfahren), wird die Einlegetemperatur auf 400 bis 650 °C, bevorzugt auf 440 bis 600 G und besonders bevorzugt auf 450 bis 520 G eingestellt. .
Der besondere Effekt, vor allem beim direkten Prozess, also dem Presshärten bei einer Ein legetemperatur von 450 bis 520 °C ist, dass sich hierbei das Gefüge optimal einstellen lässt, sodass sich ein besonders Abkühlraten robustes System ergebt.
Zusätzlich ergibt sich bei TWB-Platinen bzw. Bauteilen das Erfordernis, dass einerseits die Einlegetemperatur aufgrund des Zielgefüges für den Dualphasenteil nicht zu hoch sein darf und andererseits die Einlegetemperatur nicht zu niedrig sein darf, da ansonsten der Kohlen- stoff-Mangan-Bor-Stahl unter die Ms-Temperatur fällt.
Die Kühlrate in der Presse sollte > 10 Kelvin/sec betragen.
Es kann hierfür eine Luftkühlung (etwa 5 Kelvin/sec bis 70 Kelvin/sec Abkühlrate) oder bei spielsweise eine Plattenkühlung vorgenommen werden (Abkühlraten von mehr als 80 Kel vin/sec problemlos erzielbar).
Die sich ergebenden mechanischen Eigenschaften liegen erfindungsgemäß bei:
Rp0,2 250 bis 500 MPa
Rm 400 bis 900 MPa
A > 10 %.
In Figur 1 erkennt man die Unterschiede bezüglich des Verhaltens der Dehnung zur Zugfes tigkeit Rm bei einem ferritisch-perlitischen Gefüge (grau) und einem Dualphasengefüge (schwarz). Man erkennt, dass ein Dualphasengefüge für die erfindungsgemäßen Zwecke eine sehr gute Eignung aufweist.
Bei der Legierungsanpassung kommt es aber nach dem Stand der Technik zu den folgenden Problemen: Vollaustenitisch geglühte Dualphasenstähle weisen bei hohen Kühlraten in der Kühlpresse ungünstige Eigenschaften auf. Man erkennt in Figur 2, dass bei zwei unterschiedlichen Stäh len, nämlich einmal einem Stahl mit 0,06 % Kohlenstoff und 1 ,2 % Mangan und einem ande ren Dualphasenstahl mit 0,08 % Kohlenstoff und 1 ,6 % Mangan, abhängig von der Einlege- temperatur, eine sehr große Spannweite bezüglich der Zugfestigkeit Rm besteht, die bei dem Stahl mit weniger Kohlenstoff und weniger Mangan von ca. 550 MPa bis 880 MPa reicht.
Auch bei dem Stahl mit höherem Kohlenstoff- und höherem Mangangehalt beträgt die erziel bare Zugfestigkeit etwa 660 MPa bis etwa 920 MPa. Dies bedeutet aber auch, dass bei den variablen Einlegetemperaturen und bei den prozessüblichen Schwankungen bei der Einlege- temperatur mit den bekannten Dualphasenstählen reproduzierbare Festigkeitswerte inner halb der gewünschten Toleranzen schwierig zu produzieren sind. In gleicher Weise verhält es sich mit dem F}p0,2-Wert, der in vergleichbarer Weise schwankt, so dass diese beiden wichtigen Kennwerte weit davon entfernt sind, im üblichen Prozessfenster sicher in einem überschaubaren Bereich eingehalten werden zu können.
Betrachtet man die Dehnung, verhält es sich bei beiden Stählen ähnlich, dass die Deh nungswerte, abhängig von der Einlegetemperatur, so stark schwanken, dass herkömmliche Dualphasenstähle bei den bekannten Prozessfenstern und den bekannten Einlegetempera- turschwankungen als Partner für einen hoch härtbaren Stahl überhaupt nicht infrage kom men. Das Gefüge des niedriger legierten Stahles aus den beiden Grafiken ist dargestellt bei 750° Einlegetemperatur und einer Abkühlrate, die durch Wasserkühlung erzielt wurde.
In Figur 3 erkennt man zudem, dass die gezeigten Kennwerte insbesondere beim Abkühlen mit Wasser stark von der Einlegetemperatur und der Kühlrate in der Presse abhängen, wo bei auch das Gefüge sich deutlich vom Gefüge nach Figur 2 unterscheidet, da in Figur 2 eine deutliche höhere Kühlrate vorliegt.
In Figur 4 erkennt man bei gleichen Mangangehalten und gleichen Aluminiumgehalten den Einfluss des Kohlenstoffs auf die vorgenannten Kennwerte, abhängig von der Einlegetempe ratur. Man erkennt, dass mit steigendem Kohlenstoffgehalt die Festigkeit und die Streck grenze erhöht werden. In Figur 5 erkennt man, dass die Ferritmenge im angegebenen Stahl abhängig von dem Kohlenstoffgehalt bei steigendem Kohlenstoffgehalt sinkt.
Bei gleichen Kohlenstoffgehalten und gleichen Aluminiumgehalten erkennt man in Figur 6 und in Figur 8 den Einfluss des Mangans. Bei steigendem Mangangehalt steigen ebenfalls die Festigkeit und die Streckgrenze, während, wie in Figur 7 deutlich sichtbar, die Martensit menge im Gefüge steigt und die Ferritmenge sinkt. io
Entscheidend für die Erfindung ist, dass ein steigender Aluminiumgehalt (Figuren 8, 9) die Empfindlichkeit auf die Einlegetemperatur in der Presse absinken lässt. Man erkennt sehr deutlich in Figur 8, dass die Zugfestigkeit von der Einlegetemperatur bei einem höheren Aluminiumgehalt wenig abhängig ist, als bei 0,5 % Aluminium. Noch stärker zeigt sich dieser Effekt bei dem F}p0,2-Wert.
Auch, was die Dehnung betrifft, kann hier eine Vergleichmäßigung erzielt werden.. In der Ausschnittsvergrößerung betreffend die Festigkeit, abhängig von der Einlegetemperatur, erkennt man noch einmal sehr deutlich, dass der steigende Aluminiumgehalt zu einer deutli chen Vergleichsmäßigung führt.
In Figur 9 erkennt man, dass durch den steigenden Aluminiumgehalt die Ferritmenge deut lich ansteigt. In Figur 10 erkennt man, dass bei voll austenitisch geglühten Kohlenstoff- Mangan-Legierungen die Festigkeit bei hohen Einlegetemperaturen massiv von der Kühlrate in der Presse abhängt, wobei bei interkritisch geglühten aluminiumlegierten Dualphasenkon zepten die Abhängigkeit der mechanischen Eigenschaften von der Einlegetemperatur als auch von der Kühlrate der Presse deutlich reduziert ist, wie man dies in den beiden Dia grammen der Figur 10 sieht, wobei links ein nicht-aluminiumlegierter Stahl verwendet wird und rechts ein aluminiumlegierter Dualphasenstahl.
Erfindungsgemäß gelingt es daher, um eine ausreichende Menge an Ferrit und damit eine ferritische Matrix im Dualphasengefüge sicherzustellen, im Ofen interkritisch zu glühen, so dass neben Austenit auch Ferrit vorliegt. Die Ac3-Temperatur muss für den weichen Part nerwerkstoff, also den Dualphasenstrahl, hoch gehalten werden, so dass das interkritische Glühen überhaupt möglich ist. Dieser Ac3-Wert wird durch Aluminium erfindungsgemäß er höht.
Bei der Erfindung ist somit von Vorteil, dass die guten Eigenschaften des Dualphasenstahls auf ein Verfahren zum Press- oder Formhärten insbesondere zur Herstellung eines Tailored Welded Blanks übertragen werden können.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils mittels eines Presshärte- oder Formhärteverfahrens, wobei das Stahlblechbauteil dadurch erzeugt wird, dass eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Dualphasenstahl kalt umgeformt wird, anschließend erhitzt wird und in ei ner Abkühlpresse abgeschreckt wird , oder eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Bereich aus ei nem Dualphasenstahl auf einer Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur des hoch härtbaren Stahlwerkstoffs aufgeheizt wird und anschließend in einer Umform- und Ab kühlpresse mit einem Hub oder mehreren Hüben zu dem Stahlblechbauteil umgeformt wird, dadurch gekennzeichnet, dass
als weicherer Werkstoff und als Partner für den hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor- Stahl ein Dualphasenstahl verwendet wird, dessen Ac3-Wert so weit angehoben ist, dass es bei den erforderlichen Glühtemperaturen zum Austenitisieren des Kohlenstoff-Mangan-Bor- Stahls nur zu einer Teilaustenitisierung des Dualphasenstahls kommt, so dass beim Einle gen in die Abkühlpresse der Dualphasenstahl eine ferritische Matrix besitzt, neben der Aus tenit vorhanden ist.
2. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühtemperaturen > 800 °C, bevorzugt 840‘O, insbesondere > 870‘O jedoch kleiner Ac3 des Dualphasenstahls betragen.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Haltezeit im Ofen zwischen 0 und 600 Sekunden, bevorzugt 5 und 300 Sekunden be trägt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Ac3-Wert des Dualphasenstahls so hoch ist, dass sich der bei der Haltezeit und der Temperatur einstellender Austenitisierungsgrad zwischen 50 Vol.-% und 90Vol.-% liegt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Kühlrate beim Überführen des umgeformten Bauteils oder der Platine aus dem Ofen in die Abkühl- und/oder Umformpresse zwischen 5 Kelvin/sec und 500 Kelvin/sec insbesondere 5 Kelvin/sec und 100 Kelvin/sec besonders bevorzugt zwischen 10 Kelvin/sec und 70 Kel vin/sec liegt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur in die Presse zwischen 450 und 850‘O bevorzgut zwischen 450 und 750 °C liegt.
7. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur beim Formhärteprozess auf 700 bis 850 ° C eingestellt wird .
8. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur beim Presshärteprozess auf 400 bis 650 °C, bevorzugt 440 bis 600 °C und besonders bevorzugt auf 450 bis 520 °C eingestellt wird.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Kühlrate in der Presse > 10 Kelvin/sec beträgt.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
das als Dualphasenstahl ein Stahl verwendet wird, der 0,5 bis 1 ,5 % bevorzugt 0,6 bis 1 ,3 % Aluminium enthält.
1 1. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühtemperatur so eingestellt ist, dass der Dualphasenstahl interkritisch, also zwischen seiner Ac1 und Ac3 Temperatur geglüht wird.
12. Dualphasenstahlwerkstoff als zur Verwendung in dem Verfahren nach einem der vor hergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Werkstoff die folgende Zusammensetzung in Masse-% besitzt:
C 0,02 - 0,12 %,
Si 0,01 - 2,0 %,
Mn 0,5 - 2,0 %,
Cr 0,3 - 1 ,0 %,
AI 0,5 - 1 ,5 %,
Nb < 0,10 %,
Ti < 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
13. Werkstoff nach Anspruch 12,
wobei
C= 0,04 - 0,10 Masse-%, insbesondere 0,05 - 0,08 Masse-%.
14. Werkstoff nach Anspruch 12 oder 13,
wobei
Si= 0,05 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0, 10 - 1 ,25 Masse-%., besonders bevorzugt 0, 50 - 1 ,25 Masse-%.
15. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 14,
wobei
Mn= 0,60 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0,70 - 1 ,25 Masse-%.
16. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 15,
wobei
Cr= 0,45 - 0,80 Masse-%, insbesondere 0,55 - 0,75 Masse-%.
17. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 6,
wobei
Al= 0,40 - 1 ,20 Masse-%, insbesondere 0,50 - 1 ,00 Masse-%, besonders bevorzugt 0,50 - 0,80 Masse-%.
18. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 17,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Werkstoff bei einer Glühtemperatur von 800 bis 950 °C und einer Ofenhaltezeit bis 300 Sekunden einen Austenitisierungsgrad von 50 bis 90 % besitzt und nach Abschreckhärtung ein vorhandenes Dualphasengefüge mit ferritischer Matrix und 5 bis 20 % Martensit sowie gegebenenfalls etwas Bainit besitzt.
19. Geschweißte Platine umfassend mindestens einen Dualphasenstahlwerkstoff und einen hoch härtbaren Stahl, insbesondere einem Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Dualphasenwerkstoff die folgende Zusammensetzung in Masse-% besitzt:
C 0,02 - 0,12 %,
Si 0,01 - 2,0 %,
Mn 0,5 - 2,0 %,
Cr 0,3 - 1 ,0 %,
AI 0,5 - 1 ,5 %,
Nb < 0,10 %
Ti < 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
20. Geschweißte Platine nach Anspruch 19,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
C= 0,04 - 0,10 Masse-%, insbesondere 0,05 - 0,08 Masse-% enthält.
21. Geschweißte Platine nach Anspruch 19 oder 20,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Si= 0,05 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0, 10 - 1 ,25 Masse-%, besonders bevorzugt 0, 50 - 1 ,25 Masse-% enthält.
22. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 21 ,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Mn= 0,60 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0,70 bis 1 ,25 Masse-% enthält.
23. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 22,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Cr= 0,45 - 0,80 Masse-%, insbesondere 0,55 - 0,75 Masse-% enthält.
24. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 23,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Al= 0,40 - 1 ,20 Masse-%, insbesondere 0,50 - 1 ,00 Masse-%, besonders bevorzugt 0,50 - 0,80 Masse-% enthält.
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