WO2020239905A1 - Bauteil, hergestellt durch umformen einer stahlblechplatine und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Bauteil, hergestellt durch umformen einer stahlblechplatine und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

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WO2020239905A1
WO2020239905A1 PCT/EP2020/064830 EP2020064830W WO2020239905A1 WO 2020239905 A1 WO2020239905 A1 WO 2020239905A1 EP 2020064830 W EP2020064830 W EP 2020064830W WO 2020239905 A1 WO2020239905 A1 WO 2020239905A1
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hot
mass
strip
temperature
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PCT/EP2020/064830
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Rainer FECHTE-HEINEN
Thomas Gerber
Andreas Kern
Branko KUCHAR
Thomas Niessen
Tim Stötzel
Ingo Thomas
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils

Definitions

  • the invention relates to a component that by forming from a
  • Sheet steel blank is produced, as well as a method for producing such a component.
  • “Flat steel products” are understood here as rolled products, the length and width of which are each significantly greater than their thickness. These include, in particular, steel strips, steel sheets and blanks obtained from them, such as blanks and the like. Flat steel products of the type in question are used for cold forming with subsequent tempering treatment to adjust the mechanical properties of the component obtained, or for hot forming into a component in order to adjust the mechanical properties of the component obtained.
  • press hardening refers to the hardening of a workpiece or component in a cooled tool, while hot forming also includes the upstream shaping in the heated state.
  • a treatment known per se from the prior art is referred to here as "tempering", in which heating initially takes place to a temperature at which the steel of the flat steel product being processed in each case
  • Component has a completely austenitic structure. This heating is used to bring the respective component to a suitable temperature.
  • Heating is a separate step on the previous one
  • the component When heated, the component is cooled more rapidly, so that the steel of the flat steel product from which the component is formed forms a hardened structure, with the result that the component has a significantly increased strength. After quenching, the component can be subjected to tempering in order to reduce the internal stresses caused by the quenching process in the
  • the temperature at which the transformation of the previously austenitic structure of the steel starts after cooling was estimated using the following formula:
  • Ar3 [° C] 910 ° C - (203 * square root (% C) - 30 *% Mn + 44.7 *% Si - 11 *% Cr + 31.5 *% Mo - 15.2 *% Ni) * ° C / mass% whereby in this formula with% C the respective carbon content, with% Si the respective silicon content, with% Mn the respective manganese content, with% Cr the respective chromium content, with% Mo the respective molybdenum content and with% Ni the respective nickel content of the steel composition, the Ar3 temperature of which is to be determined, and the contents of the relevant elements, if any, are used in% by mass in the formula.
  • Flat steel products of the type in question are required in particular for the production of components for passenger or commercial vehicles, whose mechanical properties are subject to the highest demands, and for components that are exposed to high abrasive loads in practical use, such as components for machines and vehicles that are used in agriculture, road construction, mining or the like.
  • Martensite transformation can be increased further, with a reduction in internal stresses optionally possible through a tempering treatment following hardening.
  • the invention is based on the task of creating a weight-reduced component which, in the tempered and / or hot-formed state, has an optimal combination of strength and toughness and as such is suitable for uses in which the highest demands are placed on mechanical properties or resistance to abrasive wear.
  • the invention should also name a method for producing such a component.
  • a component that achieves this object according to the invention has at least the features specified in claim 1.
  • a method according to the invention that achieves the above-mentioned object comprises at least the work steps specified in claim 9. It goes without saying that a person skilled in the art, when performing the method according to the invention, supplements the work steps not explicitly mentioned here, which, based on his practical experience, he knows are regularly used when performing such methods.
  • a component according to the invention is accordingly formed from a flat steel product which consists of a steel which, in mass%, consists of C: 0.1-0.6%, in particular 0.10-0.60%, C, Mn: 0.1 - 2.0%, especially 0.1-2.0% Mn, AI: 0.05-0.20%, especially 0.050-0.20% , AI, Nb: 0.01-0.06%, especially 0.010 - 0.060% Nb, B: 0.0005 - 0.005%, Cr: 0.05 - 0.8%, Si: up to 0.8%, Mo: up to 1.5%, Cu: up to 0, 5%, Ni: up to 1.5%, V up to 0.2%, REM up to 0.05%, Ti: up to 0.02%, in particular 0.020% Ti, Ca: up to 0.005%, remainder iron and
  • a flat steel product according to the invention has a structure in which at most 150 surface ppm of particles of high hardness are present in a homogeneous distribution over the strip thickness, their mean circle equivalents
  • Particle size is 0.2-10 ⁇ m and which consist of Al compounds on an oxide basis, of AlN, TiN or of conglomerates that are formed on the basis of these particles.
  • Carbon "C” is in the steel of the flat steel product from which a
  • component according to the invention is formed, contained as a mandatory element in contents of 0.1-0.6% by mass, in particular 0.10-0.60% by mass.
  • C controls the level of the curing potential. As the C content rises, it increases after austenitization and accelerated
  • single-phase martensite structure represents the target microstructure of the finished processed component.
  • the increase in hardness is synonymous with an increase in strength in the tensile test. This creates a
  • inventive component is shaped, would be significantly reduced. At the same time, the tendency to crack formation would increase and the weldability would deteriorate. Negative effects of the presence of C can be prevented particularly reliably by limiting the C content to a maximum of 0.55% by mass, in particular a maximum of 0.50% by mass.
  • the C content is therefore optimally 0.12-0.55% by mass, in particular 0.15-0.50% by mass. However, it can be used for certain applications, especially those applications that are too highly abrasive
  • Si can optionally be present in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed in contents of up to 0.8% by mass. Si hinders the cementite and pearlite conversion and thereby increases the martensite hardenability of the flat steel product. In this case, Si reduces the critical point with regard to the desired martensite formation
  • Si also shows a reversed segregation behavior than Mn and thereby improves overall the segregation retention of the steel from which the flat steel product is made from which a component according to the invention is formed.
  • Si contents of at least 0.1% by mass, in particular at least 0.15% by mass can be provided.
  • excessively high Si contents could impair the wetting behavior of the flat steel product from which a component according to the invention is formed, in particular if flat steel products alloyed according to the invention are to be hot-dip coated.
  • Si tends to form external oxides.
  • the Si content of a flat steel product used for a component according to the invention is at most
  • the Si content is therefore optimally 0.1-0.8 mass%, in particular 0.15-0.5 mass%.
  • Manganese "Mn" is in the steel of the flat steel product from which a
  • component according to the invention is shaped, present in contents of 0.1-2% by mass, in particular 0.10-2.0% by mass.
  • Mn increases hardenability of steel by lowering the A3 transformation temperature (i.e. the Ac3 and / or Ar3 temperature) from ferrite to austenite. This allows the
  • the furnace temperature can be reduced for complete conversion to austenite when heated.
  • the formation of the diffusion-controlled transformation phases ferrite, pearlite and bainite is postponed to longer times. Therefore, manganese is an alloying element as effective as carbon in this regard. Compared to carbon, manganese has the advantage of achieving a higher deformability in the hardened state, which is expressed, for example, in a higher notched impact strength. With the degradation of the critical
  • the cooling rate with increasing manganese content is also associated with an increase in hardening capacity. Fluctuations in the cooling conditions or different contact conditions during the cooling of components made from steel material alloyed according to the invention can be better compensated and the scattering of properties is limited. However, if the Mn content is too high, the carbon segregation behavior is increased and this can lead to inhomogeneous hardening behavior over the cross-section of the respective product and the formation of
  • the Mn content of a flat steel product intended for shaping a component according to the invention is limited to a maximum of 2% by mass, in particular at most 2.0 mass%, with unfavorable effects of the presence of Mn being able to be avoided particularly reliably when the Mn content is limited to at most 1.5 mass%, in particular 1.50 mass%.
  • the positive influences of Mn on the properties of a flat steel product provided for forming a component according to the invention can be used particularly reliably if the Mn content is at least 0.4% by mass, in particular at least 0.4 ⁇ % by mass.
  • the Mn content is therefore optimally 0.4-1, 5% by mass, preferably 0.40-1, 50% by mass, in particular 0.6-1, 3% by mass or 0.6-1, 2% by mass -%, preferably 0.60-1, 30% by mass or 0.60-1, 20% by mass.
  • Phosphorus “P” is one of the unavoidable companions of steel for manufacturing reasons. P segregates especially at the grain boundaries and reduces them
  • the P content of a flat steel product intended for forming a component according to the invention is therefore limited to a maximum of 0.03% by mass, the P content should be set as low as possible.
  • the P content of the flat steel product is therefore preferably at most 0.025% by mass, in particular at most 0.02% by mass.
  • Sulfur “S” is also an accompanying element, the presence of which in the flat steel product intended for forming a component according to the invention is fundamentally undesirable. Due to the Mn contents provided according to the invention, non-metallic MnS precipitates would form at higher S contents, which would be present in elongated form after rolling the flat steel product due to their low hardness and that
  • the S content is limited to a maximum of 0.03% by mass, with low S contents of less than 0.006% by mass, in particular less than 0.003% by mass, are particularly cheap.
  • Aluminum "AI" is in the steel of the flat steel product from which a
  • component according to the invention is shaped, present in contents of 0.05-0.2 mass%, in particular 0.050-0.20 mass%.
  • AI is traditionally used as a deoxidation element, for which purpose it is typically added in amounts of 0.02-0.05% by mass in practice. According to the invention
  • Alloyed steel provided according to the invention.
  • the formation of AlN or NbN is promoted in competition with the nitrogen binding classically known in heat-treatable steels by TiN and, insofar as Ti in the steel, is provided for a component according to the invention
  • the Al content can be at least 0.06% by mass, in particular at least 0.060% by mass, or at least 0.07% by mass, in particular at least 0.070 mass% can be set.
  • Al would be a risk that 'at the surface of a fabricated from the invention alloy steel material product external Al oxides adjust that the
  • the oxidic Al precipitates can form conglomerates with other types of precipitates such as sulfides and silicates and thus form larger precipitates that can have a higher potential for crack initiation and failure.
  • This can prove to be particularly risky in particular in the case of flat steel products produced from steel material alloyed according to the invention, which after tempering or hot forming can achieve strengths of up to 2500 MPa.
  • longitudinal cracks occur in the slabs cast from the steel material alloyed according to the invention during processing.
  • Al causes a drastic increase in the Ac3 transformation temperature, so that with higher Al contents the temperature, which must be exceeded for complete austenitization, would be unnecessarily increased. According to the invention, therefore, the Al content is one
  • the Al content is one for molding Flat steel product provided according to the invention 0.06-0.15 mass%, in particular 0.07-0.13 mass%, Al contents of 0.060-0.150 mass%, in particular 0.070-0.130 mass%, being particularly useful to have.
  • Chromium "Cr" is in the steel of the flat steel product from which a
  • component according to the invention is shaped, present as a mandatory element in contents of 0.05-0.8% by mass in order to increase the hardenability over the
  • Chromium effectively suppresses the formation of ferrite and pearlite during accelerated cooling of the flat steel product and enables complete martensite formation even at lower cooling rates, whereby an increase in hardenability is achieved.
  • the presence of Cr in the contents provided according to the invention thus contributes to the through-hardenability of the for molding one according to the invention
  • nitrogen "N" can be used as a fundamentally undesirable accompanying element in contents of up to 0.01 mass%
  • the N content is limited to a maximum of 0.01% by mass, whereby the negative influence of N on the properties of a flat steel product intended for forming a component according to the invention can be avoided particularly reliably. That the N content is limited to a maximum of 0.007 mass%, in particular a maximum of 0.005 mass%.
  • Niobium “Nb” is present in contents of 0.01-0.06 mass%, in particular 0.010-0.060 mass%, as a mandatory element in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed.
  • Nb has a strong grain-refining effect, and even as a dissolved alloying element in austenite, it can hinder grain growth.
  • Nb forms fine carbide or nitride precipitates which, in the case of nitrides, are significantly finer than TiN, for example. Grain refinement and precipitation increase the strength of the
  • alloyed steel material manufactured end product and also improve the toughness.
  • fine precipitates help prevent cracks.
  • fine precipitates are more favorable than coarse precipitates with regard to the avoidance of crack formation and crack propagation.
  • a finer austenite grain size also reduces the martensite packet size, which leads to a more homogeneous hardness and
  • the minimum Nb content of a flat steel product intended for forming a component according to the invention is 0.010% by mass, with Nb contents of at least 0.015% by mass or at least 0.020% by mass having proven to be particularly favorable.
  • the upper limit of the Nb content in the flat steel product used according to the invention is 0.060% by mass, since with increasing Nb content a clogging effect can set in when casting the steels alloyed according to the invention melted for the production of the flat steel product.
  • Precipitation during slab preheating is advantageous, however, in order to be able to use the grain refinement optimally and to be able to form finely distributed, strength-relevant Nb precipitates during hot rolling or in later process phases (recrystallization annealing, hot forming furnace) of the processing of steel material alloyed according to the invention.
  • Excessively high Nb contents can also have a negative impact on the coating behavior in the hot-dip process.
  • the advantageous effects of the presence of Nb in the flat steel product provided for forming a component according to the invention can be determined particularly reliably with contents of up to 0.05% by mass of Nb, in particular up to 0.050% by mass of Nb, or up to 0.04% by mass.
  • the Nb content of the flat steel product is 0.015-0.05 mass%, in particular 0.015-0.050 mass%, with contents of 0.020-0.04 mass%, in particular 0.020-0.040 mass%, having proven particularly useful
  • Titanium "Ti" can be the steel of the flat steel product from which a
  • component according to the invention is formed, optionally in contents of up to 0.02% by mass, in particular up to 0.020% by mass, can be added in order to bind and ensure the nitrogen inevitably present in the steel, that B remains in a non-set, interstitially dissolved form.
  • the Ti content must be limited in such a way that the formation of coarse TiN precipitates is avoided, in order to reduce the risk of crack initiation and crack propagation in the case of high-strength products made from steel material alloyed according to the invention, especially under cyclical and dynamic conditions
  • Ti content is at least 0.001% by mass, in particular at least 0.004% by mass or at least 0.010% by mass.
  • a concentration Ti from 0.004% by mass, in particular from at least 0.005% by mass is to be classified as a specifically added element.
  • Ti contents which are below the minimum limit of 0.004% by mass, in particular 0.005% by mass, specified according to the invention for the Ti content are "viewed as unavoidable impurities introduced by the starting materials used in the production of the steel At the same time, the negative effects of Ti can be avoided particularly safely by limiting the Ti content to a maximum of 0.020% by mass. Therefore, the Ti content of the steel from which a component according to the invention is made is optimally 0.004-0.016% by mass.
  • the respective Ti content% Ti can be matched to the respective N content% N of the flat steel product from which a component according to the invention is formed such that the ratio% Ti /% N applies:
  • UGAi_Nrest is 0.070% by mass, in particular 0.075% by mass, preferably 0.080% by mass, in particular 0.081% by mass
  • OGAi_Nrest is 0.150% by mass, in particular 0.135% by mass, preferably 0.125% by mass %, particularly preferably equal to 0.121% by mass. Accordingly, according to a particularly advantageous embodiment of the invention:
  • Boron “B” is present in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed, in contents of 0.0005-0.005% by mass
  • B is an effective hardening element, which, even in very low levels, can have a distinctly retarding effect on transformation and thus significantly increases hardenability.
  • B improves the grain boundary strength by primarily attaching itself to grain boundaries and thus displacing harmful elements, such as P, from there. In this way, toughness and necking at break are improved.
  • P harmful elements
  • B Effects of the presence of B can therefore be used particularly effectively at B contents of at most 0.0035% by mass, in particular at most 0.0030% by mass.
  • the B content is one to Forming a flat steel product provided according to the invention thus 0.001-0.0035 mass%, in particular 0.001-0.003 mass%.
  • Molybdenum “Mo” can optionally be present in the steel of the steel product according to the invention in contents of up to 1.5 mass%. Like chromium, Mo suppresses the formation of ferrite and pearlite during cooling and enables increased martensite or bainite formation even at lower cooling rates, which increases the hardenability. The hardenability-increasing effect of Mo is significantly higher than that of Cr. In this respect, Mo can effectively bring about an increase in strength in large thicknesses and cross-sections, where only relatively low ones due to dimensions or construction
  • Mo also reduces the annealing embrittlement of heat treatable steels.
  • Mo is also a strong carbide former and can therefore also contribute to increasing strength through the formation of precipitates. These favorable influences of Mo occur with optional Mo contents of at least 0.03 mass%, with the hardness-increasing contribution of Mo being able to be used particularly reliably with Mo contents of at least 0.1 mass%. If the Mo content is too high, however, the hot formability of the steel would be restricted too much. In addition, Mo could be too high
  • the Mo content is limited to at most 1.5 mass%. Negative effects of the presence of Mo can be avoided particularly reliably by limiting the Mo content to a maximum of 0.5% by mass.
  • one element or more elements from the group “Cu”, “Ni”, “V” and “REM” can be present in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed, in accordance with the stipulations explained below: Copper “Cu” and nickel “Ni” can optionally be used in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed to increase the
  • Hardenability be provided.
  • Cu contents suitable for this purpose are up to 0.5% by mass, the effect of Cu starting from an optional content of at least 0.1% by mass.
  • Ni can be provided in contents of up to 1.5% by mass if not only the hardenability but also the toughness of the component made from a steel product alloyed according to the invention is to be improved. For this purpose, Ni contents of at least 0.15 mass% are optionally required.
  • Vanadium “V” can optionally also be present in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed, in order to bring about precipitation strengthening.
  • V contents suitable for this are up to 0.2% by mass, whereby the effect of V can be used through optional contents of at least 0.03% by mass.
  • Rare earths “REM”, such as Cerium and Lanthanum, can be used in the steel of the
  • contents of at least 0.02 mass% REM can optionally be present. This effect can be used particularly effectively with REM contents of up to 0.05 mass%.
  • Calcium “Ca” is optionally present in contents of up to 0.005% by mass in the steel of the flat steel product from which a component according to the invention is formed.
  • Ca can be added to the steel to influence the sulphide shape. For example, it also forms sulphides in competition with manganese. Due to the higher hardness of CaS, a round precipitate is retained in the rolling process and a smaller interface with the substrate is the result. This prevents the development of a preferred direction when cracks are initiated and propagated. In conjunction with a reduction in the sulfur content, this improves the material toughness and Isotropy reached. To use this safely, the Ca content can increase
  • At least 0.001 mass% can be set. If the Ca content is too high, however, the probability would increase that further non-metallic inclusion types with the participation of Ca would form, which would worsen the degree of purity of the steel and also the toughness. For this reason, an upper limit of the Ca content of at most 0.005 mass%, preferably at most 0.003 mass%, should be adhered to.
  • B in the steel of a flat steel product provided according to the invention for shaping a component according to the invention makes a decisive contribution to the hardenability by delaying the structural transformation during cooling. At the same time, B improves toughness and
  • the contents of Al and Nb provided according to the invention in the steel of the flat steel product of a component according to the invention ensure that the nitrogen, which is inevitable in certain quantities due to the production process, is bound before boron nitrides can form.
  • ratio% AI /% N * 14/27 is below this limit value, there is not enough AI available to sufficiently favor the N setting via the desired formation of AIN compared to BN through the higher Al supply.
  • all optional elements can be present individually or in combination with one another as impurities in the steel of the flat steel product provided for forming a component according to the invention.
  • the contents of the elements in question are so low that they are below the minimum limits from which, according to the explanations above, the effect of the respective element can be used. If the contents of the optionally present alloy elements are below these minimum limits, these elements have no effect on the properties of the flat steel product and can therefore be tolerated in terms of contamination.
  • Endogenous or exogenous inclusions that arise in steel production » generally lead to a reduction in the degree of purity » which can lead to premature failure of components. This can be an increasing problem, particularly with high-strength components. This applies in particular » when such components are exposed to cyclic or dynamic loads.
  • endogenous inclusions » which result from the chemical composition and process control in the steel production process due to the thermodynamic conditions. Exogenous inclusions tend to be
  • pan slag Individual cases and originate e.g. from pan slag or from
  • the alloy of the steel of a component according to the invention is "the proportion of coarse and hard TiN, AlN and oxidic Al-based particles, as well as conglomerates of these compounds to reduce in strength reasons while the respectively existing nitrogen to set securely »in order to achieve complete conversion to martensite even at relatively low cooling rates of at least 30 ° C / s to a maximum of 120 ° C / s via the strong transformation-retarding effect of interstitially dissolved B
  • Conditions for the production of flat steel product provided according to the invention for forming components according to the invention are coordinated with one another in such a way that in the structure of a flat steel product according to the invention and a component produced therefrom homogeneously distributed over the strip thickness at most up to 150 surface ppm of hard TiN particles and Al-based oxidic Particles as well as AlN with a mean, circle-equivalent particle size of 0.2-10 ⁇ m are present.
  • particles of AlN, Al2O3 and AbOs-based spinels as well as TiN particles and conglomerates formed on the basis of the particles mentioned are considered here as falling under the definition of “hard particles”.
  • Such particles each have a high Mohs hardness of approx. 9. Due to their high hardness, they are hardly deformable in rolling or deformation processes and lead to local areas of tension in their environment
  • conglomerates can promote premature material failure.
  • conglomerates mixed forms
  • particle assemblies in which further particles are formed by heterogeneous nucleation on existing particles, e.g. AI2O3 with MnS, whereby the basis represents one of the hard particle types mentioned above.
  • the alloy concept according to the invention has also achieved that the total number of hard TiN-based precipitates falling in this particle size range and their mixed forms in a component formed from flat steel product alloyed according to the invention is less than 30% of the particles in the size class in the structure of a component 0.2 - 10 pm is reduced.
  • the absolute number of precipitates falling in the relevant particle size range is reduced compared to conventional flat steel products consisting, for example, of a steel with higher Ti contents, whereby the mean distance between the 0.2-10 ⁇ m precipitates in the component formed from a flat steel product alloyed according to the invention is clear is enlarged.
  • the proportion of hard TiN particles and their mixed forms makes up more than 45 - over 80% of the volume proportion of the particles present in the size class 0.2 - 10 miti. Because of this high proportion, a reduction in the mass fraction of Ti makes sense, which accordingly leads to a reduction in the fraction of hard TiN particles in the concept according to the invention.
  • coarse particles due to the optional addition of titanium, which is in any case restricted according to the invention, coarse particles such as TiN occur significantly less frequently in a flat steel product intended for forming a component according to the invention than is the case with conventional concepts in which higher contents of Ti are provided are. With the reduction in the proportion of coarse precipitates, an improvement in toughness is achieved, which prevents the formation and spread of cracks.
  • the moderate increase in the Al mass content in return does not lead to a significant increase in the proportion of similarly hard, oxidic Al-based precipitates and AlN and their conglomerates.
  • the moderate increase in the Al mass content in return does not lead to a significant increase in the proportion of similarly hard, oxidic Al-based precipitates and AlN and their conglomerates.
  • Tempering treatment creates a structure consisting entirely of martensite in the technical sense. According to professional understanding, this of course includes the possibility that up to 5 surface% of others
  • Components are present in the structure of a component according to the invention, but which are ineffective with regard to the properties of a component according to the invention determined by the martensite content.
  • the Al and Nb contents provided in the steel according to the invention bring about an additional refinement of the structure.
  • Nb and AI in dissolved and excreted form during the
  • Martensite packet size decreased. This creates other relevant precipitates in the flat steel product, such as NbN, NbC and AlN, which as a rule only reach a maximum size of up to approx. 100 nm as monolithic particles without germs on previously formed precipitates. In this way, more homogeneous waste fractions with narrower
  • the steel used to generate the steel from which a component according to the invention is formed has an austenite grain size during austenitizing that is up to half an ASTM grain size finer than that of the type
  • the grain sizes of a flat steel product alloyed and processed according to the invention are in a narrower range, i.e. with a reduced standard deviation.
  • the former austenite grain size is an important material parameter for setting the final properties. This is the grain size of the austenite that will change after the completion of the austenitizing process in the furnace as a result of Recrystallization and grain growth, i.e. prevail in the structure shortly before the start of quenching.
  • Austenite grain size KA inserted in miti
  • simple standard deviation Ks of the former austenite grain size also inserted in pm and averaged at three points over half the strip thickness, the following applies:
  • Components according to the invention achieve a tensile strength of at least 1000 MPa with carbon contents of 0.1 mass%, in particular 0.10 mass%, or Tensile strengths up to 2500 MPa with C contents of 0.6%, in particular 0.60
  • the necking s (epsilon) 3 was investigated here, since the investigation of the notched impact strength determined according to DIN EN ISO 148-1 according to Charpy only on thicknesses of 10 mm or so-called undersized samples (thicknesses of 2.5, 5 and 7 , 5 mm) and is therefore only suitable for the examination of appropriately thick samples that are not templates here.
  • the toughness properties were not determined here in accordance with DIN EN ISO 148-1 according to Charpy. As a measure of toughness or local
  • components according to the invention are characterized at the same time by an excellent toughness for this strength class, which, depending on the tensile strength, results in a percentage improvement in the following after a suitable heat treatment, as explained below
  • Constriction at break compared to a tempering concept based on Ti / B with increasing tensile strength from 1000 to 2500 MPa of at least 5 to 45% each.
  • the absolute fracture constriction in the thickness direction s (epsilon) 3 in components made from steel concepts according to the invention is 10-65%.
  • the components formed from flat steel products obtained according to the invention in the manner explained above by processing according to the invention are in particular weight-reduced Component applications in the automotive and truck sectors, including
  • Flat steel product by cold forming is used for a seam-welded steel tube which is suitable for use, for example, as a stabilizer for vehicle suspension, a steering shaft or a drive shaft of motor vehicles.
  • a subsequent hardening and tempering treatment can result in a considerable increase in strength on the formed tube.
  • the thickness of flat steel products provided according to the invention for forming components according to the invention is typically 1 - 16 mm, with sheet metal with a thickness of 2 - 9 mm, in particular 4 - 7 mm, being used for automotive applications, with thicknesses of up to 5 mm in the Practice can be of particular importance. If special requirements are placed on the resistance to abrasive wear of such flat steel products, this is because of the
  • intended flat steel products is at least 0.5 mass%, in particular 0.50 mass%.
  • flat steel products made according to the invention can also be used as hot or cold strip for forming components according to the invention.
  • hot or cold strip can be used
  • Structural components for automobile bodies are hot-formed and their high strength is retained through a subsequent targeted cooling from the forming heat. According to the invention for forming
  • Flat steel products intended for components according to the invention typically have a thickness of 0.5-3.5 mm, in particular 0.5-3 mm, 1-3 mm or 1.2-2.5 mm.
  • Examples of components according to the invention that are made from such according to the invention flat steel products that can be formed are supports of automotive structures subject to bending stress, such as the B-pillars or
  • Flat steel product according to the invention is also particularly suitable for processing into components that are moved during use, such as parts of shock absorbers, camshafts or their parts, piston rods or shafts, in particular also shafts of an electric motor.
  • parts of shock absorbers, camshafts or their parts such as parts of shock absorbers, camshafts or their parts, piston rods or shafts, in particular also shafts of an electric motor.
  • Hot forming or press hardening to obtain a higher-strength component for an automobile body Hot forming or press hardening to obtain a higher-strength component for an automobile body.
  • metallic protective layers based on zinc or aluminum are particularly suitable, such as AlSi coatings, which can be applied in a conventional manner by hot-dip coating. Electrolytic coatings are also conceivable.
  • Process management in steel production can influence endogenous inclusions in terms of type, size and distribution. In addition to solidification, the influence extends in particular to the production stage of hot rolling, as explained below.
  • Structural components existing structure consequently includes the following
  • a hot strip is produced by a) Steel is melted which consists of (in mass%)
  • the impurities contain contents of up to 0.03% P, up to 0.03% S, up to 0.01% N, less than 0.05% Sn, less than 0.05% As and less than 0 , 05% Co count and
  • the steel melt is cast into a preliminary product, namely a slab, a Thin slab or a cast strip, c) the preliminary product, if necessary, is heated to a preheating temperature of 1100 - 1350 ° C, d) the preliminary product is hot rolled into a hot strip with a thickness of 1 - 16 mm, the hot rolling at a
  • the end of the hot rolling end temperature which is at least 50 ° C and at most 150 ° C higher than the Ar3 temperature of the steel, e) the hot strip obtained to a temperature of 450-700 ° C
  • Coil temperature is cooled, the cooling in
  • Room temperature is cooled, as well as g) optional: the hot strip cooled in the coiled state is pickled and h) also optional: at a core temperature of the hot strip of
  • a cold strip is optionally produced from the hot strip obtained by i) cold-rolling the hot strip into a cold strip with a thickness of 0.5-3.5 mm in one or more cold-rolling steps. j) Optionally, the cold strip can be annealed in a hood or in a
  • Continuous annealing can be annealed.
  • Component is formed by k) cutting off a blank from the hot or cold strip and according to alternative 1:
  • the blank is heated through to an austenitizing temperature that is no more than 100 ° C lower than the Ac3 temperature of the steel from which the hot or cold strip is made, and no more than 950 ° C, 1.2) within 1 - 20 s after the end of the heating to the austenitizing temperature, the blank in a cooled one
  • Hot forming tool is inserted in which the blank is hot formed into the component
  • the component is press-hardened by accelerated cooling at a cooling rate of 30 - 120 ° C / s until the martensite start temperature of the steel from which the respective hot or cold strip is made, so that the component has a completely martensitic structure, or according to alternative 2: m.1) the blank is cold-formed into the component, m.2) the cold-formed component to an austenitizing temperature
  • the component heated to the austenitizing temperature is heated through, which is at most 100 ° C lower than the Ac3 temperature of the steel from which the hot or cold strip is produced, and at most 950 ° C, and m.3) the component heated to the austenitizing temperature at a cooling rate from 30 - 120 ° C / s until reaching the
  • Martensite start temperature of the steel from which the respective hot or cold strip is made is cooled at an accelerated rate so that the component has a completely martensitic structure.
  • the component obtained after steps 1.1-1.3 or m 1 -m.3 can be used at temperatures of 150-700 ° C at a
  • step a) The melt produced in step a) is cast into slabs, thin slabs or strip in a conventional manner (step b))
  • the slabs typically have thicknesses of 180 mm to 260 mm. Thin slabs are typically 40 to 60 mm thick, cast strip 2 to 5 mm thick.
  • step c) the preliminary products for the subsequent hot rolling (step d)) are heated through. This through-heating typically takes place in the prior art available impact or
  • the alloy of the steel specified according to the invention reduces on a statistical average germ effects on previously formed precipitates.
  • the germination of TiC, NbN, NbC, AIN on TiN would reduce the probability of formation these precipitates decrease at lower formation temperatures and thus impair their effectiveness with regard to the refinement of the microstructure aimed at by the invention.
  • the preheating temperatures used according to the invention are 1100-1350.degree. C. and preferably 1150-1280.degree. Below 1100 ° C, coarsening and germination effects of the particles in the preheating must be expected. Temperatures above 1350 ° C should be avoided in order to limit the coarsening of the austenite grain, to reduce the loss of material due to scaling and, from an economic point of view, to reduce energy costs.
  • the idle times over which the preliminary products are preheated are of equal importance. These are used for the complete dissolution of the preliminary products to be preheated after casting
  • the total lying time of slabs provided according to the invention is 150-400 min, the total lying time including the time required for heating to the respective soil preheating temperature and for heating the preliminary products through. If the total idle time is less than 150 minutes, there is a risk that the relevant
  • Micro-alloy precipitate types do not fully dissolve. Laying times of more than 400 minutes. however, should also be avoided in order to avoid the
  • Thin slabs are preheated in an equalizing furnace for significantly shorter times of 10 - 90 minutes.
  • strips produced by strip casting do not experience any preheating, but are instead hot-rolled in one or more hot strip stands directly to final hot strip thicknesses of 1 - 4 mm.
  • the slabs or thin slabs heated through in accordance with the invention taking into account the stipulations explained above, can be hot-rolled in a conventional manner in an equally conventional hot rolling plant, casting rolling plant, to form what is known as a “hot strip”.
  • the hot rolling can include rough rolling, in which the slabs in a so-called “roughing stand” typically reversing to a
  • pre-rolling can be omitted. It can be fed into the finishing hot rolling mill immediately after preheating, if necessary.
  • step d) the hot rolling in step d) is at
  • Finished hot rolling end temperatures which is at least 50 ° C higher than the Ar3 temperature of the steel, but at most 150 ° C above this temperature.
  • the hot rolling is thus at a
  • the hot rolling end temperature is selected so that the tendency of Nb and Al to form deformation-induced precipitations is reduced and a larger proportion of precipitation potential is used to inhibit grain growth
  • Hot forming is available. Typically for that
  • the end rolling temperature is preferably at least 60 ° C. and at most 130 ° C. higher than the Ar3 temperature, with
  • step e It is necessary in step e) to cool the hot strip after hot rolling in the temperature range from 800 ° C to 650 ° C with a cooling rate of more than 20 ° C / s to the coiling temperature.
  • the reel temperature is determined by the cooling in the cooling section. According to the invention, it is significantly below the Al temperature of the steel from which the flat steel product according to the invention is produced, in order to avoid relatively coarse pearlite precipitation in the hot strip.
  • the temperature "AG " in the iron-carbon diagram is the temperature at which from high
  • the A1 temperature is based on empirical formulas that reflect the influence of the alloying elements on A1 (see, for example, Hougardy, H. P. "Material Knowledge Steel Volume 1: Fundamentals", Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229) , at 722 - 727 ° C and thus in a narrow range.
  • Hougardy, H. P. “Material Knowledge Steel Volume 1: Fundamentals", Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229) , at 722 - 727 ° C and thus in a narrow range.
  • reel temperatures of 720 ° C are used. At such low coiling temperatures, the solution state and the
  • Precipitation form of the carbon influences in such a way that a finely divided C-precipitation for subsequent tempering or
  • Hot forging treatments is achieved to achieve the C resolution for the Accelerate hardening process. This makes flat steel products produced or procured according to the invention particularly suitable for tempering and
  • the cooling rate is at least 20 ° C / s. It should be noted that during the cooling process after hot rolling, the phase transition can lead to reheating of up to 30 ° C.
  • the tape for the invention
  • Hot rolling is done, hosed down with water.
  • cooling sections known in the prior art are particularly suitable, in which laminar and spray cooling devices are combined with one another. These should be able to achieve cooling rates of preferably more than 20 ° C / s, in particular at least 50 ° C / s, and a maximum of 200 ° C / s, especially in the temperature range of 800-650 ° C.
  • the coiling temperature to which the hot strip is cooled after hot rolling and at which the hot strip is reeled into a coil in step f) is 450 - 720 ° C.
  • the upper limit of 720 ° C is advantageous in order to be able to set a sufficiently low tensile strength for subsequent cold deformation at C contents> 0.4%.
  • the coiling temperature is particularly preferably lower than 650 ° C. in order to further suppress the precipitation of Nb and Al and to achieve a C dissolution state that is as finely divided as possible. This turns out to be an upper one
  • Coiling temperature of 650 ° C is particularly advantageous, because then a coarsely structured pearlite formation can largely be avoided.
  • Coiling temperatures of less than 450 ° C would be a significant Strength formation in the hot strip arise for which a subsequent
  • the hot strip is then cooled to room temperature in a conventional manner in the coil.
  • the flat steel product obtained according to the invention after coiling and present as hot strip typically has a tensile strength of less than
  • step g After coiling, in step g), which is only carried out optionally if there is a need for this, the hot strip can be pickled for further processing in order to remove scale adhering to it.
  • Such a processing step is advantageous if the hot strip in one
  • Cold forming tool is reshaped and contamination or damage to the tool can be avoided by abrasion of the scale.
  • pickling There are no special requirements for pickling. It can be done in any manner known for these purposes.
  • the microstructure of the hot strip obtained consists of pearlite with a small proportion of. Ferrite ( ⁇ 5%).
  • the ferrite can be designed in a linear or network-like manner.
  • the hot strip can also optionally be subjected to a hood annealing in step h) in order to reduce the strength of the steel for a subsequent cold forming / those set during the hood annealing
  • Core temperatures of the coiled flat steel product are 500 - 720 ° C.
  • a core temperature of at least 500 ° C is required so that a sufficient reduction in strength can occur.
  • Hood glow can be safely avoided.
  • a hood annealing time at core temperature level of at least 5 hours is required in order to also significantly improve the strength level, i.e. ⁇ 700 MPa tensile strength.
  • the hood annealing should not last longer than 50 hours, however, since the formation and coagulation of the pearlite then lead to coarse pearlite particles due to the ongoing diffusion processes.
  • the annealing conditions for hood annealing are chosen so that only one
  • Partial molding of the cementite takes place with a degree of molding of 85%.
  • the optionally provided hood annealing according to the invention can be carried out at core temperatures of max. 720 ° C under a protective gas atmosphere.
  • the protective gas atmosphere can be pure
  • H2 A hydrogen atmosphere (H2) or a mixture of N2 and up to 12 vol .-% H2 (“HNX"). Mixtures of 95% N2 and 5% H2 are typical here.
  • the core temperature of the hood annealing should be below 720 ° C., in particular around 680 ° C., but in any case below the A1 temperature of the steel from which the flat steel product is made. This restriction prevents new pearlite from being formed during the annealing process.
  • Hot strip structure in particular through carbon diffusion
  • Carbon redistribution Cementite particles (carbide particles) partially molded in. At the same time it can coarsen the structure as a result of
  • Coagulation come.
  • cementite is thus formed in a partially molded, globular form, which is largely homogeneously and randomly distributed in a ferritic matrix, the degree of deformation according to the invention being ⁇ 85%.
  • the limitation of the hood annealing temperature and holding time serves to limit the degree of deformation.
  • a limited one Degree of deformation reduces the time to complete C dissolution during the
  • Austenitizing The structure in the hot-strip hood annealed condition consists mainly of partially molded cementite » pearlite in a proportion of up to 90% and a proportion of non-polygonal ferrite of up to 10%.
  • the annealing can take place in a hood annealing, then this can be carried out according to the conditions already given above for step h). Should the annealing be completed in a continuous annealing device; there are no special requirements for the annealing parameters. Accordingly, the heating can take place at speeds of up to 30 ° C / s until the annealing temperature is reached, which can be in the range Ad to Ac3 + 30 ° C.
  • Room temperature can take place via gas jet or roller cooling and can be up to 20 ° C / s.
  • Hot-dip refinement can be integrated into continuous annealing after the actual annealing.
  • Coating can be applied in an electrolytic coating system
  • the production of the cold strip can usually be completed by a skin pass with the usual degrees of deformation of the usual 0.5-1.5%, with no special requirements being made here either.
  • two alternative ways are available. According to the first alternative, a blank divided from the respective hot or cold strip is produced in accordance with steps 1.1-1.3 of
  • method according to the invention is heated and press-hardened, whereas according to the second alternative the blank is first cold-formed and then tempered in accordance with work steps m.1 - m.3 of the method according to the invention.
  • this can for example be done in a manner known per se in a furnace, in which the respective flat steel product (work step 1.1) of the first alternative) or the component (work step m.2) of the second
  • the board is in step 1.1 and in the second
  • step m.2 the component is heated through to an austenitizing temperature that is no more than 100 ° C below the Ac3 temperature of the steel from which the hot or cold strip is made from which the blank or the component is made (austenitizing temperature> (Ac3 - 100 ° C)).
  • Austenitizing temperatures that are no more than 75 ° C lower than the Ac3 temperature (austenitizing temperature> (Ac3 - 75 ° C)), in particular no more than 50 ° C lower than the Ac3 temperature of the steel of the hot or cold rolled sheet which the circuit board or the component consists,
  • austenitizing temperature> (Ac3 - 50 ° C) in practice lead to the desired result in a particularly reliable manner.
  • austenitizing temperatures that are at least equal to the Ac3 temperature of the steel from which the respective blank or the respective component is made.
  • the austenitizing temperature is limited to a maximum of 950 ° C. The respectively complied with in steps 1.1 and m.2
  • the austenitizing temperature is accordingly in a range from (Ac3 - 100 ° C) to 950 ° C, in particular (Ac3 - 75 ° C) to 950 ° C or, particularly advantageously, from (Ac3 - 100 ° C) to 950 ° C enough, where
  • Austenitizing temperatures of Ac3 - 950 ° C are particularly practical.
  • a total time of typically 1 second to 20 minutes is required for heating the circuit board or the component, and in practice
  • Total times of at least 10 seconds, in particular at least 1 min, are suitable for reliably achieving the heating through.
  • the total time of heating includes the time required for heating to the austenitizing temperature.
  • Inductive continuous heating devices available on the market can be used to heat the component more quickly.
  • Run-through happens, so that heating through within a short time
  • Austenitizing temperature heated Such are particularly suitable Continuous heating devices for continuous heating of components such as pipes or profiles, of which a high degree of dimensional accuracy is required.
  • the respective flat steel product is inserted within a transfer time of 1-20 seconds into a hot forming device known for this purpose from the prior art, in which it is then likewise known is press hardened to form a component, the middle
  • the cooling rate to room temperature is 30 - 120 ° C / s.
  • Austenitizing temperature through heated component after austenitizing also quenched with an average cooling rate of 30 - 120 ° C / s to room temperature.
  • the component can be immersed in a suitable quenching medium in a manner known per se or by means of devices that are also known, such as nozzle or jet devices
  • Quenching medium are applied. If the component is heated through, it is particularly inductive
  • the section of the blank heated to austenitizing temperature can also be cooled in the flow by means of a suitable quenching device when it emerges from the relevant heating device.
  • the quenching takes place within 1 - 20 seconds after removal from the device used for heating to the austenitizing temperature (tempering) or by contact with the tool at the end of the press hardening process (hot forming).
  • tempering the austenitizing temperature
  • hot forming hot forming
  • an oil bath can be used for quenching and tempering, in which the respective component moves within 1 - 30 seconds
  • processed flat steel products especially for the production of highly stressed components for vehicle bodies, in particular for carriers, structural parts, frames, bumpers, battery boxes and the like.
  • they are those according to the invention.
  • the proportions of hard oxidic and nitridic particles in the microstructure of a flat steel product are given in area ppm, unless otherwise noted. The exact procedure for determining is described below. According to ASTM E2142 from 2008, the area proportion of inclusions can be equated to the volume proportion. The phase proportions of the structure given in the present text also relate to the evaluated ground surface and are therefore given in area%.
  • Electron backscatter diffraction investigations (“EBSD”, “Electron Backscatter Diffraction”) carried out in the fully martensitic state after quenching and tempering or press hardening on longitudinal sections across the strip thickness.
  • EBSD Electron backscatter diffraction investigations
  • the samples were polished with the polishing agent “OP-S Suspension” from the manufacturer “Struers”.
  • OP-S Suspension from the manufacturer “Struers”.
  • a measuring field with the dimensions 140 ⁇ m ⁇ 140 ⁇ m was positioned in different layers across the strip thickness and scanned with a step size of 0.15 ⁇ m.
  • several layers across the strip thickness were examined (1/6, 1/3, 1/2) in order to obtain a conclusion about the homogeneity of the
  • Tensile test parameters tensile strength, yield point, modulus of elasticity
  • tf denotes the thickness of the thinnest points in the constriction area of the fracture cross-section, determined on four measurements over the width of the sample.
  • the "absolute elongation in the direction of thickness” or “necking at break” was measured on tensile specimens after the tempering treatment with an optical system (microscope).
  • the thickness tf was determined in the fracture cross-section at four points across the width (1 mm to the right of the left edge, center, minimum, 1 mm to the left of the right edge).
  • Three parallel tensile specimens were tested in each case to
  • Hot strip stage as well as “pickling”, “cold rolling”, “continuous annealing” and each optional “AISi coating” and “skin passaging” for the inventive
  • the steels 1 - 6 have each been melted and cast into slabs.
  • the slabs are then heated through to a preheating temperature and then hot-rolled to form a hot strip.
  • Hot strips obtained from hot rolling have been cooled to a coiling temperature at which they have been coiled into a coil. The coil was then cooled to room temperature.
  • the hot strips produced from steels 1 and 4 were then cold-rolled to one cold strip each without intermediate annealing.
  • the cold strips obtained in this way have each undergone continuous annealing, have been provided with an AlSi coating by hot-dip coating and then have been pass-rolled.
  • the flat steel products provided with an AlSi coating are for the
  • the hot strips produced from steels 3, 3a and 6 are one
  • the flat steel product produced from the steel 5 as hot strip is according to the
  • Table 1 shows the chemical compositions of steels 1 - 6.
  • the contents of the production-related elements P, S and N, which are to be added to the impurities, are given here because they are of particular importance for the quality of the steels produced according to the invention and, in particular with the steels 1 - 3a according to the invention, it must be ensured that the contents on these elements correspond to the provisions of the invention.
  • the final thickness D of the flat steel products produced from steels 1 - 6 is given in Table 2. This means that for the steel strips produced from steels 1 and 4, the thickness D in the finished cold-rolled state provided with the AlSi coating and for the hot-rolled steel strips produced from steels 2, 3, 3a, 5 and 6, the thickness after Reels (from the Steel 2 produced hot strip) or after descaling (from steels 3,
  • the steels 1 - 3a according to the invention each have Ti contents which are insufficient or at most barely sufficient to bind the N content present in the respective steel. That is to be observed in the case of a theoretically complete binding of the nitrogen present by Ti
  • the% Ti /% N ratio is well below this value.
  • the% Ti /% N ratio is still below the stoichiometric ratio of 3.43.
  • the ratio% Ti /% N was less than 4 for the steels according to the invention.
  • all comparative steels were 4-6
  • the Al content of steels 1 - 3a according to the invention has been increased in order to achieve AlN precipitates through the higher Al content, ie via a higher precipitation pressure, and to avoid BN formation.
  • the% AI /% N ratio reaches a maximum of 12.3.
  • the melts composed according to the invention are in one
  • the hot strips produced from the steel 1 according to the invention and the comparative steel 4 were rolled to their final thickness “D” in cold rolling mills.
  • the degree of cold rolling achieved via cold rolling is not a decisive variable here. It is determined solely by the given hot strip thickness and the respectively required cold strip thickness, so that cold rolling can be carried out according to the procedure customary in the prior art.
  • the strip undergoes a plastic deformation, which in terms of the material leads to a strong hardening and a reduction in the others Deformability. Therefore, after the cold rolling, a recrystallizing annealing is carried out in a likewise conventional manner, by means of which the respective strip is softened and again suitable for reshaping into a component. The annealing can be done in the event that a
  • Hot dip coating is to take place, as in the example of the cold strip produced from the steel 1, in an equally known manner in the hot dip coating process, which is usually carried out in a continuous process
  • hood annealing can also take place.
  • An electrolytic coating can also be used instead of the hot-dip coating
  • Coating can be carried out.
  • Hot forming process has been subjected.
  • the samples were each heated to an austenitizing temperature "T_aust" which was around 60 ° C higher than the Ac3 temperature of the respective steel 1-6.
  • T_aust an austenitizing temperature
  • Austenitizing temperature T austenitizing time required was 7-10 min. including heating time in a salt bath oven. After the austenitization, the samples were quenched in oil at an average cooling rate of 70 - 120 ° C / s to room temperature.
  • Process parameters correspond to the usual conditions that prevail in practice when quenching and tempering components that have been cold-formed from flat steel products of the type made from steels 1 - 6, or that prevail during press hardening of such flat steel products into components.
  • the austenitization parameters are listed in Table 4.
  • the samples were tempered at 170-200 ° C. for a period of 20 minutes. This tempering corresponds to one for tempering typically final heat treatment, as well as the conditions that apply to cathodic dip painting in the
  • TiN-0 Diameter of the TiN precipitations "TiN-0", percentage of the TiN precipitates (including TiN particles as a conglomerate with softer ones
  • the samples produced and processed from steels 1 - 3a according to the invention and processed in accordance with the invention have a reduced former austenite grain size compared to the variants not according to the invention produced from steels 4 - 6 in connection with a likewise reduced scatter of the austenite grain size over the strip thickness , also averaged at three points 1/6, 1/3 and 1/2 over the strip thickness.
  • Standard deviation of the diameter of the former austenite grain size The lower the KG quality, the more favorable the effects on toughness or local elongation are. As is well known, the toughness improves with decreasing grain size. In addition, a lower distribution of the grain size ensures an increased homogeneity of the deformation behavior and thus a delayed start of instability due to fracture constriction, since there are fewer local differences.

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Abstract

Die Erfindung stellt ein gewichtsreduziertes Bauteil zur Verfügung, das im vergüteten und/oder warmumgeformten Zustand eine optimale Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit aufweist und höchsten Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften oder die Widerstandsfähigkeit gegen abrasiven Verschleiß gerecht wird. Das Bauteil ist dazu durch Umformen aus einer Stahlblechplatine hergestellt und besteht aus einem Stahl, der (in Masse-%) aus C: 0,1 - 0,6 %, Mn: 0,1 - 2 %, AI: 0,05 - 0,2 %, Nb: 0,01 - 0,06 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Cr: 0,05 - 0,8 %, Si: bis zu 0,8 %, Mo: bis zu 1,5 %, Cu: bis zu 0,5 %, Ni: bis zu 1,5'%, V: bis zu 0,2 %, REM: bis zu 0,05 % Ti: bis zu 0,02 %, Ca: bis zu 0,005 %, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,01 % N, weniger als 0,05 % Sn, weniger als 0,05 % As und weniger als 0,05 % Co zählen, wobei das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und dem jeweiligen N- Gehalt %N gebildete Verhältnis %AI/%N*14/27 > 8 ist, und wobei das Bauteil ein Gefüge aufweist, das zu mindestens 95 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus sonstigen Gefügebestandteilen besteht und in dem in einer homogenen Verteilung über die Banddicke höchstens 150 Flächen-ppm an Partikeln vorhanden sind, deren mittlere kreisäquivalente Partikelgröße 0,2 - 10 pm beträgt und die aus Al-Verbindungen auf oxidischer Basis, aus AIN, TiN oder aus Konglomeraten bestehen, die auf Basis dieser Partikel gebildet sind. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils.

Description

Bauteil, hergestellt durch Umformen einer Stahlblechplatine und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein Bauteil, das durch Umformen aus einer
Stahlblechplatine hergestellt ist, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils.
Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes vermerkt ist, Angaben zu Legierungsbestandteilen stets in Masse-% gemacht.
Als„Stahlflachprodukte“ werden hier Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Hierzu zählen insbesondere Stahlbänder, Stahlbleche und daraus gewonnene Zuschnitte, wie Platinen und desgleichen. Stahlflachprodukte der hier in Rede stehenden Art werden für eine Kaltumformung mit anschließender Vergütungsbehandlung zur Einstellung der mechanischen Eigenschaften des erhaltenen Bauteils oder für eine Warmumformung zu einem Bauteil eingesetzt, um so die mechanischen Eigenschaften des erhaltenen Bauteils einzustellen.
Die„Warmumformung“ wird auch als„Formhärten“ oder„Presshärten“ bezeichnet. Genau genommen bezeichnet das Presshärten das Härten eines Werkstückes oder Bauteiles in einem gekühlten Werkzeug, während die Warmumformung zusätzlich die vorgeschaltete Formgebung im erwärmten Zustand umfasst. Die drei genannten Begriffe werden jedoch häufig synonym verwendet. Als "Vergütung" wird hier eine aus dem Stand der Technik an sich bekannte Behandlung bezeichnet, bei der zunächst eine Erwärmung auf eine Temperatur stattfindet, bei der der Stahl des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts
(Bauteil) ein vollständig austenitisches Gefüge besitzt. Diese Erwärmung dient dazu, das jeweilige Bauteil auf geeignete Temperatur zu bringen. Diese
Erwärmung wird als separater Arbeitsschritt am zuvor aus dem
Stahlflachprodukt kaltumgeformten Bauteil vorgenommen. Nach der
Erwärmung wird das Bauteil beschleunigt abgekühlt, so dass der Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem das Bauteil geformt ist, Härtegefüge bildet mit dem Ergebnis, dass das Bauteil eine deutlich erhöhte Festigkeit erhält. Nach dem Abschrecken kann das Bauteil einem Anlassen unterzogen werden, um die inneren Spannungen zu reduzieren, die durch den Abschreckvorgang im
Gefüge des Bauteils entstehen können. Allgemein werden bei der Vergütung für eine Verkürzung der Taktzeit und damit der Kosten möglichst hohe
Temperaturen angestrebt.
Die im vorliegenden Text angegebenen Ac3-Temperaturen, also die
Temperatur, bei deren Überschreitung bei einer Erwärmung die Umwandlung des Stahlgefüges in den austenitischen Zustand abgeschlossen ist, wurden nach folgender Formel abgeschätzt:
Ac3 [°C] = 902 °C - (225 * %C + 19 * %Si - 11 * %Mn + 400 * %P +
181 * %AI - 5 * % Cr - 26 * %Cu + 13 * %Mo - 20 * %Ni + 55 * %V) * °C/Masse-%. wobei in dieser Formel mit %C der jeweilige Kohlenstoffgehalt, mit %Si der jeweilige Siliziumgehalt, mit %Mn der jeweilige Mangangehalt, mit %P der jeweilige Phosphorgehalt, mit %AI der jeweilige Aluminiumgehalt, mit %Cr der jeweilige Chromgehalt, mit %Cu der jeweilige Kupfergehalt, mit %Mo der jeweilige Molybdängehalt, mit %Ni der jeweilige Nickelgehalt und mit %V der jeweilige Vanadiumgehalt der Stahlzusammensetzung bezeichnet sind, deren Ac3-Temperatur bestimmt werden soll, und wobei die Gehalte an den betreffenden Elementen, soweit vorhanden, jeweils in Masse-% in die Formel eingesetzt werden.
Die im vorliegenden Text angegebenen Ar3-Temperaturen, also die
Temperatur, bei der nach einer Abkühlung die Umwandlung des zuvor austenitischen Gefüges des Stahls einsetzt, wurden nach folgender Formel abgeschätzt:
Ar3 [°C] = 910 °C - (203 * Quadratwurzel(%C) - 30 * %Mn + 44,7 * %Si - 11 * %Cr + 31 ,5 * %Mo - 15,2 * %Ni) * °C/Masse-% wobei auch in dieser Formel mit %C der jeweilige Kohlenstoffgehalt, mit %Si der jeweilige Siliziumgehalt, mit %Mn der jeweilige Mangangehalt, mit %Cr der jeweilige Chromgehalt, mit %Mo der jeweilige Molybdängehalt und mit %Ni der jeweilige Nickelgehalt der Stahlzusammensetzung bezeichnet sind, deren Ar3- Temperatur bestimmt werden soll, und wobei die Gehalte an den betreffenden Elementen, soweit vorhanden, jeweils in Masse-% in die Formel eingesetzt werden.
Stahlflachprodukte der hier in Rede stehenden Art werden insbesondere zur Herstellung von Bauteilen für Personen- oder Nutzfahrzeuge, an deren mechanische Eigenschaften höchste Anforderungen gestellt werden, und von Bauteilen benötigt, die im praktischen Gebrauch hohen abrasiven Belastungen ausgesetzt sind, wie beispielsweise Bauteile für Maschinen und Fahrzeuge, die in der Landwirtschaft, im Straßenbau, im Bergbau oder desgleichen eingesetzt werden.
Seit Anfang der 1980er Jahre besteht unter Umweltgesichtspunkten eine kontinuierlich steigende Nachfrage nach Gewichtsreduktion insbesondere bei Automobilkarosserien. Die Reduzierung des Fahrzeuggewichts soll die bewegten Massen reduzieren, so dass weniger T reibstoff für den Antrieb des Fahrzeugs benötigt wird und damit einhergehend weniger klimaschädliche Gase emittiert werden in der stahlverarbeitenden Industrie hat sich hier der Trend etabliert, durch Verwendung von Stahlgüten mit immer weiter erhöhten Festigkeiten eine Blechdickenreduzierung und damit die angestrebte Gewichtsreduzierung zu erreichen, ohne dass dadurch die Leistungsfähigkeit der betreffenden
Stahlflachprodukte vermindert wird. Einerseits ist dies durch Einsatz höherfester Stähle möglich, die sich auch noch im kalten Zustand umformen lassen.
Andererseits haben sich Stahlkonzepte durchgesetzt, die durch eine
Wärmebehandlung, bei der sie eine Austenitisierung und eine daran
anschließende gesteuerte Abkühlung durchlaufen, gehärtet werden können, wobei sich die Festigkeit derart verarbeiteter Stähle durch
Martensitumwandlung weiter steigern lässt, wobei optional durch eine auf die Härtung folgende Anlassbehandlung eine Reduzierung innerer Spannungen erfolgen kann.
Die Erfindung beruht hier auf der Aufgabe, ein gewichtsreduziertes Bauteil zu schaffen, das im vergüteten und/oder warmumgeformten Zustand eine optimale Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit aufweist und sich als solches für Verwendungen eignet, bei denen höchste Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften oder die Widerstandsfähigkeit gegen abrasiven Verschleiß gestellt werden.
Zudem sollte die Erfindung auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils nennen.
Ein diese Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Bauteil weist mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale auf.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Verfahren umfasst mindestens die in Anspruch 9 angegebenen Arbeitsschritte. Es versteht sich dabei von selbst, dass ein Fachmann bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens die hier nicht explizit erwähnten Arbeitsschritte ergänzt, von denen er aufgrund seiner praktischen Erfahrung weiß, dass sie bei der Durchführung solcher Verfahren regelmäßig angewendet werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden wie der allgemeine Erfindungsgedanke nachfolgend im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßes Bauteil ist demnach aus einem Stahlflachprodukt geformt, das aus einem Stahl besteht, der, in Masse-%, aus C: 0,1 - 0,6 %, insbesondere0,10 - 0,60 % C, Mn: 0,1 - 2,0 %, insbesondere 0,1 - 2,0 % Mn, AI: 0,05 - 0,20 %, insbesondere 0,050 - 0,20 %‘AI, Nb: 0,01 - 0,06 %, insbesondere 0,010 - 0,060 % Nb, B: 0,0005 - 0,005 %, Cr: 0,05 - 0,8 %, Si: bis zu 0,8 %, Mo: bis zu 1 ,5 %, Cu: bis zu 0,5 %, Ni: bis 1 ,5 %, V bis zu 0,2 %, REM bis zu 0,05 %, Ti: bis zu 0,02 %, insbesondere 0,020 % Ti, Ca: bis zu 0,005 %, Rest Eisen und
unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei zu den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,01 % N, weniger als 0,05 % Sn, weniger als 0,05 % As und weniger als 0,05 % Co zählen und wobei das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %Al und dem jeweiligen N-Gehalt %N gebildete Verhältnis %Al/%N* 14/27 > 8 ist.
Dabei besitzt ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt ein Gefüge, in dem ineiner homogenen Verteilung über die Banddicke höchstens 150 Flächen-ppm an Partikeln hoher Härte vorhanden sind, deren mittlere kreisäquivalente
Partikelgröße 0,2 - 10 pm beträgt und die aus Al-Verbindungen auf oxidischer Basis, aus AIN, TiN oder aus Konglomeraten bestehen, die auf Basis dieser Partikel gebildet sind.
Kohlenstoff„C“ ist im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, als Pflichtelement in Gehalten von 0,1 - 0,6 Masse-%, insbesondere 0,10 - 0,60 Masse-%, enthalten. Durch die Anwesenheit von C wird die Höhe des Härtungspotentials gesteuert. Mit steigendem C-Gehalt steigt nach Austenitisierung und beschleunigtem
Abkühlen sowohl der Martensitanteil als auch die Härte des dabei im Gefüge eines erfindungsgemäßen Bauteils erhaltenen Martensits, wobei eine
einphasige Martensitstruktur die Zielmikrostruktur des fertig prozessierten Bauteils darstellt. Die Härtesteigerung ist dabei gleichbedeutend mit einer Festigkeitssteigerüng im Zugversuch. Hierdurch wird eine
Blechdickenreduzierung und damit eine Gewichtsreduzierung in
kraftübertragenden Bauteilquerschnitten ermöglicht, wie sie im modernen Automobilstrukturbau hinsichtlich eines ressourcenschonenden
Karosserieleichtbaus angestrebt wird. Um hier die Bauteilhärte und Festigkeit effizient zu steigern, ist ein C-Gehalt von mindestens 0,1 Masse-%,
insbesondere mindestens 0,10 Masse-%, erforderlich. Die günstigen Wirkungen der Anwesenheit von C können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bei einem C-Gehalt von mindestens 0,12 Masse-%, insbesondere mindestens 0,15 Masse-%, besonders sicher erzielt werden. Bei C-Gehalten von mehr als 0,60 Masse-% wäre die Härte bzw. Festigkeit nach beschleunigtem Abschrecken allerdings so hoch, dass die sich in der Bruchdehnung oder Brucheinschnürung niederschlagende Zähigkeit des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, deutlich reduziert wäre. Gleichzeitig würde die Neigung zu Rissbildung ansteigen und die Verschweißbarkeit verschlechtert. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von C können dadurch besonders sicher verhindert werden, dass der C-Gehalt auf höchstens 0,55 Masse-%, insbesondere höchstens 0,50 Masse-%, beschränkt wird.
Optimalerweise beträgt daher der C-Gehalt 0,12 - 0,55 Masse-%, insbesondere 0,15 - 0,50 Masse-%. Allerdings kann es für bestimmte Anwendungen, insbesondere solche Anwendungen, bei denen es zu hohen abrasiven
Belastungen kommt und bei denen die eventuell negativen Auswirkungen höherer C-Gehalte nur eine untergeordnete Rolle spielen, auch sinnvoll sein, wegen der damit einhergehend hohen Härte C-Gehalte von mindestens 0,5 Masse-% vorzusehen. Silizium„Si“ kann optional im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, in Gehalten von bis zu 0,8 Masse-% vorhanden sein Si behindert die Zementit- und Perlitumwandlung und erhöht dadurch die Martensithärtbarkeit des Stahlflachprodukts. Dabei vermindert Si die hinsichtlich der angestrebten Martensitbildung kritische
Abkühlgeschwindigkeit und erhöht so die Einhärtung eines in
erfindungsgemäßer Weise erzeugten Stahlflachprodukts. Si zeigt zudem ein umgekehrtes Seigerungsverhalten als Mn und verbessert dadurch insgesamt das Seigerungshalten des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist. Eine Minimierung von
Seigerungen über den Querschnitt ist von besonderer Bedeutung, wenn es sich bei einem erfindungsgemäßen Bauteil um Rohre oder desgleichen handelt. Durch eine reduzierte Seigerungsempfindlichkeit können insbesondere bei höheren C-Gehalten Risse bei längsnahtgeschweißten Rohren vermieden werden. Um die positiven Effekte der Anwesenheit von Si nutzen zu können, können Si-Gehalte von mindestens 0,1 Masse-%, insbesondere mindestens 0,15 Masse-%, vorgesehen werden. Zu hohe Si-Gehalte könnten allerdings das Benetzungsverhalten des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, insbesondere dann verschlechtern, wenn erfindungsgemäß legierte Stahlflachprodukte schmelztauchbeschichtet werden sollen. Si neigt bei dem in diesem Fall durchgeführten Glühen des Stahlflachprodukts zur externen Oxidbildung. Um dies zu verhindern, beträgt der Si-Gehalt eines für ein erfindungsgemäßes Bauteil verwendeten Stahlflachprodukts höchstens
0,8 Masse-%. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von Si können dabei besonders sicher vermieden werden, wenn der Si-Gehalt auf höchstens
0,5 Masse-% beschränkt ist. Optimalerweise beträgt daher der Si-Gehalt 0,1 - 0,8 Masse-%, insbesondere 0,15 - 0,5 Masse-%.
Mangan„Mn“ ist im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, in Gehalten von 0,1 - 2 Masse-%, insbesondere von 0,10 - 2,0 Masse-%, vorhanden. Mn erhöht die Härtbarkeit des Stahles durch Absenkung der A3-Umwandlungstemperatur (also der Ac3 und/oder Ar3 Temperatur) von Ferrit zu Austenit. Hierdurch kann bei der
Wärmebehandlung des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, die Ofentemperatur zur vollständigen Umwandlung in Austenit beim Erwärmen reduziert werden. Insbesondere die Bildung der diffusionsgesteuerten Umwandlungsphasen Ferrit, Perlit und Bainit wird hin zu längeren Zeiten verschoben. Daher ist Mangan in dieser Hinsicht ein ähnlich wirkungsvolles Legierungselement wie Kohlenstoff. Gegenüber Kohlenstoff besitzt Mangan dabei den Vorteil, ein höheres Verformungsvermögen im gehärteten Zustand zu erreichen, das sich beispielsweise in einer höheren Kerbschlagzähigkeit äußert. Mit der Herabsetzung der kritischen
Abkühlgeschwindigkeit bei zunehmendem Mangangehalt ist zudem eine Erhöhung des Einhärtungsvermögens verbunden. Schwankungen in den Abkühlbedingungen oder unterschiedliche Kontaktbedingungen beim Abkühlen von aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Bauteilen können besser ausgeglichen werden und die Eigenschaftsstreuung wird eingegrenzt. Allerdings wird durch zu hohe Mn-Gehalte das C- Seigerungsverhalten erhöht und es kann zu inhomogenem Härtungsverhalten über dem Querschnitt des jeweiligen Produkts und zur Entstehung von
Härtungsrissen kommen. Durch steigende Mn-Gehalte steigt darüber hinaus das Risiko, dass sich an der Oberfläche des aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff erzeugten Produkts externe Mn-Oxide oder Mn-basierte
Mischoxide bilden. Dies würde wie im Fall von übermäßigen Gehalten an Si die Gefahr einer Verschlechterung des Benetzungsverhaltens eines aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Stahlflachprodukts beim Schmelztauchbeschichteten auslösen. Im Fall von Haubenglühprozessen würden zu hohe Mn-Gehalte an der Warm- oder Kaltbandoberfläche ebenfalls durch Bildung von Manganoxiden zu unerwünschten Verfärbungen oder so genannten„Manganschleiern“ führen. Um diese negativen Auswirkungen zu vermeiden, ist der Mn-Gehalt eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts auf höchstens 2 Masse-%, insbesondere höchstens 2,0 Masse-%, beschränkt, wobei ungünstige Effekte der Anwesenheit von Mn bei einer Beschränkung des Mn-Gehalts auf höchstens 1 ,5 Masse-%, insbesondere 1 ,50 Masse-%, besonders sicher vermieden werden können. Dagegen können die positiven Einflüsse von Mn auf die Eigenschaften eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts dann besonders sicher genutzt werden, wenn der Mn-Gehalt mindestens 0,4 Masse-%, insbesondere mindestens 0,4Ö Masse-%, beträgt. Optimalerweise beträgt daher der Mn-Gehalt 0,4 - 1 ,5 Masse-%, bevorzugt 0,40 -1 ,50 Masse-%, insbesondere 0,6 - 1 ,3 Masse-% oder 0,6 - 1 ,2 Masse-%, bevorzugt 0,60 - 1 ,30 Masse-% oder 0,60 - 1 ,20 Masse-%.
Phosphor„P“ zählt zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Stahlbegleitern. P seigert insbesondere an den Korngrenzen und vermindert die
Korngrenzenfestigkeit. Höhere P-Gehalte würden daher zur Schwächung des
Gefüges beitragen, die wiederum-eine Verschlechterung der Zähigkeit des Werkstoffes bedingen würde. Der Gehalt an P eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts ist daher auf höchstens 0,03 Masse-% beschränkt, wobei der Gehalt an P so gering wie möglich eingestellt werden sollte. Bevorzugt beträgt deshalb der P-Gehalt des Stahlflach produkts höchstens 0,025 Masse-%, insbesondere höchstens 0,02 Masse-%.
Schwefel„S“ ist ebenfalls ein Begleitelement, dessen Anwesenheit im zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukt grundsätzlich unerwünscht ist. Aufgrund der erfindungsgemäß vorgesehenen Mn-Gehalte würden sich bei höheren S-Gehalten nichtmetallische MnS- Ausscheidungen bilden, die nach dem Walzen des Stahlflachprodukts infolge ihrer niedrigen Härte in langgestreckter Form vorliegen würden und das
Bruchverhalten negativ beeinflussen würden. Bei Verformung könnten sich erste mikroskopische Werkstofftrennungen durch Risseinleitung und
Rissfortschritt an langgestreckten MnS bilden, ausdehnen und zusammenwachsen, bis sie das Werkstoffverhalten makroskopisch in Form von reduzierter Kerbschlagzähigkeit und steigender Werkstoffanisotropie
verschlechtern. Um die negativen Auswirkungen der Anwesenheit von S im erfindungsgemäß legierten Stahl auszuschließen, ist der S-Gehalt auf höchstens 0,03 Masse-% beschränkt, wobei niedrige S-Gehalte von weniger als 0,006 Masse-%, insbesondere weniger als 0,003 Masse-%, besonders günstig sind.
Aluminium„AI“ ist im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, in Gehalten von 0,05 - 0,2 Masse-%, insbesondere 0,050 - 0,20 Masse-%, vorhanden. AI dient klassischerweise als Desoxidationselement, wozu es in der Praxis typischerweise in Gehalten von 0,02 - 0,05 Masse-% zulegiert wird. Gemäß der Erfindung werden
demgegenüber erhöhte Gehalte an AI von 0,050 - 0,20 Masse-%, insbesondere 0,050 - 0,20 Masse-%, in Kombination mit optionalen, niedrigen Ti-Gehalten von bis zu 0,02 Masse-%, insbesondere bis zu 0,020 Masse-%, im
erfindungsgemäß legierten Stahl vorgesehen. Auf diese Weise wird die Bildung von AIN oder NbN in Konkurrenz zur klassischerweise bei Vergütungsstählen bekannten Stickstoffabbindung durch TiN gefördert und, soweit Ti im Stahl eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen
Stahlflachprodukts vorhanden ist, die Entstehung von vergleichsweise grob auftretenden TiN vermieden. Ziel ist es dabei, die Entstehung von Bornitriden zu vermeiden, damit B, wie nachfolgend erläutert, seinen günstigen Einfluss auf die Verzögerung der Umwandlung in im Kristallgitter gelöster Form entfalten kann. Darüber hinaus wird durch die Anwesenheit von AI in den
erfindungsgemäß vorgegebenen Gehaltsgrenzen eine Kornfeinung erreicht. Bei Al-Gehalten von weniger als 0,05 Masse-%, insbesondere weniger als 0,050. Masse-%, wäre der Ausscheidungsdruck zur Bildung von AIN zu gering. Um die positiven Effekte von AI im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt sicher nutzen zu können, kann der Al-Gehalt auf mindestens 0,06 Masse-%, insbesondere mindestens 0,060 Masse-%, oder mindestens 0,07 Masse-%, insbesondere mindestens 0,070 Masse-%, eingestellt werden. Bei Gehalten von mehr als 0,2 Masse-%, insbesondere mehr als 0,20 Masse-%, AI bestünde allerdings die Gefahr, dass sich' an der Oberfläche eines aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Produkts externe Al-Oxide einstellen, die das
Benetzungsverhalten beim Schmelztauchbeschichten verschlechtern würden. Zudem würde bei höheren Al-Gehalten die Bildung von nichtmetallischen Al- basierten Einschlüssen begünstigt, die im Wesentlichen als Tonerde (AI2O3) und Aluminiumnitrid (AIN) zudem eine hohe Härte (Mobs-Härte 9) aufweisen und daher im Hinblick auf die Vermeidung der Gefahr von Risseinleitung und - fortschritt bei plastischer Verformung und zyklischer Beanspruchung
unerwünscht sind. Hierbei erweist es sich zudem als nachteilig, dass die oxidischen Al-Ausscheid ungen Konglomerate mit anderen Ausschei ungstypen wie Sulfiden und Silikaten bilden können und somit größere Ausscheidungen bilden, die ein höheres Risseinleitungs- und Versagenspotential haben können. Dies kann sich insbesondere bei aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff erzeugten Stahlflachprodukten, welche nach Vergütung oder Warmumformung Festigkeiten von bis zu 2500 MPa erreichen können, als besonders riskant erweisen. Hinzu kommt, dass bei hohen Al-Gehalten Längsrisse in den bei der Verarbeitung aus dem erfindungsgemäß legierten Stahlwerkstoff gegossenen Brammen entstehen. Zudem tritt durch AI eine drastische Erhöhung der Ac3- Umwandlungstemperatur ein, so dass bei höheren Al-Gehalten die Temperatur, die für eine vollständige Austenitisierung überschritten werden muss, unnötig gesteigert würde. Erfindungsgemäß ist daher der Al-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,2 Masse-%,
insbesondere höchstens 0,20 Masse-%, beschränkt, wobei negative
Auswirkungen der Anwesenheit von AI im zum Formen eines
erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts durch eine Begrenzung des Al-Gehalts auf höchstens 0,15 Masse-%, insbesondere höchstens 0,150 Masse-%, oder höchstens 0,13 Masse-%, insbesondere höchstens 0,130 Masse-%, besonders sicher vermieden werden können.
Optimalerweise beträgt daher der Al-Gehalt eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts 0,06 - 0,15 Masse-%, insbesondere 0,07 - 0,13 Masse-%, wobei sich Al-Gehalte von 0,060 - 0,150 Masse-%, insbesondere 0,070 - 0,130 Masse-%, besonders bewährt haben.
Chrom„Cr“ ist im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, als Pflichtelement in Gehalten von 0,05 - 0,8 Masse-% vorhanden, um die Härtbarkeit über den
umwandlungsverzögernden Einfluss zu erhöhen. Chrom unterdrückt effektiv die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten Abkühlung des Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige Martensitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird. Die Anwesenheit von Cr in den erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalten trägt somit zur Durchhärtbarkeit des zum Formen eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts mittels geeigneter Abkühlung bei und vermindert die
Streuung der lokalen Produkteigenschaften. Cr erhöht zudem die Zugfestigkeit, ohne dass dadurch die Dehnung wesentlich verschlechtert wird. Dies erklärt sich auch aus der Bildung von Chromkarbiden, die festigkeitssteigernd wirken und die Anlassbeständigkeit erhöhen können. Um die erwünschte Auswirkung auf die Umwandlung zu erreichen, ist eirt Mindestgehalt von 0,05 Masse-% Gr erforderlich, wobei sich dieser Effekt besonders sicher bei Cr-Gehalten von mindestens 0,15 Masse-% Cr einstellt. Bei Gehalten von mehr als 0,8 Masse-% Cr ist aufgrund der erfindungsgemäß Insgesamt ausgewählten Legierungslage keine Steigerung des positiven Einflusses von Cr mehr zu beobachten, wobei sich die umwandlungsverzögernde Wirkung von Cr bei Gehalten von bis zu 0,55 Masse-% besonders effektiv nutzen lässt. Daher betragen die Cr-Gehalte eines erfindungsgemäß zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts optimalerweise 0,15 - 0,55 Masse-%.
Stickstoff„N“ kann im erfindungsgemäßen Legierungskonzept als prinzipiell unerwünschtes Begleitelement in Gehalten von bis zu 0,01 Masse-%
vorhanden sein. Bei höheren N-Gehalten sind erhöhte Gehalte an Nitridbildner wie Ti, Nb, Ai notwendig, um N als Nitrid abbinden zu können. Zugleich erhöht sich insbesondere das Risiko zur Bildung gröberer, zähigkeitsverschlechternder TiN-Ausscheidungen, falls Ti optional zulegiert wird. Insbesondere bestünde dann auch die Gefahr, dass B nicht mehr in gelöster For zur Verfügung steht. Eine BN-Bildung muss vermieden werden, da ansonsten die erwünschte umwandlungsverzögernde Wirkung durch freies Bor nicht genutzt werden könnte. Um die hierzu erforderlichen legierungstechnischen Maßnahmen in Grenzen zu halten, ist der N-Gehalt auf höchstens 0,01 Masse-% beschränkt, wobei der negative Einfluss von N auf die Eigenschaften eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts dadurch besonders sicher vermieden werden kann, dass der N-Gehalt auf höchstens 0,007 Masse-%, insbesondere höchstens 0,005 Masse-%, beschränkt wird.
Niob„Nb“ ist in Gehalten von 0,01 - 0,06 Masse-%, insbesondere 0,010 - 0,060 Masse-%, als Pflichtelement im Stahl des Stahlflachprodukts vorhanden, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist. Nb wirkt stark kornfeinend, weites bereits als gelöstes Legierungselement im Austenit das Kornwachstum behindern kann. Zudem bildet Nb feine Karbid- oder Nitridausscheidungen, die im Fall der Nitride deutlich feiner als beispielsweise TiN sind. Kornfeinung und Ausscheidungsbildung tragen zur Festigkeitssteigerung am aus
erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Endprodukt bei und verbessern zudem die Zähigkeit. Darüber hinaus tragen feine Ausscheidungen zur Vermeidung von Rissen bei. Ferner sind feine Ausscheidungen günstiger im Hinblick auf die Vermeidung von Rissentstehung und Rissfortschritt als grobe Ausscheidungen. Durch eine feinere Austenitkorngröße wird des Weiteren die Martensitpaketgröße reduziert, was zu einer homogeneren Härte- und
Festigkeitsverteilung am aus einem erfindungsgemäß legierten Stahlwerkstoff erzeugten Produkt führt. Zudem wird durch die Anwesenheit von Nb das
Seigerungsverhalten positiv beeinflusst, da durch die feinere Ausbildung der Kornstruktur bereits im Austenitzustand eine Verfeinerung der
Seigerungsstruktur begünstigt wird. Um diese positiven Effekte zu erreichen, beträgt der minimale Nb-Gehalt eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts 0,010 Masse-%, wobei sich Nb- Gehalte von mindestens 0,015 Masse-% oder mindestens 0,020 Masse-% als besonders günstig herausgestellt haben. Die Obergrenze der Gehalte an Nb liegt beim erfindungsgemäß verwendeten Stahlflachprodukt bei 0,060 Masse- %, da mit steigendem Nb-Gehalt ein Clogging-Effekt beim Vergießen der für die Erzeugung des Stahlflachprodukts erschmolzenen, erfindungsgemäß legierten Stähle einsetzen kann. Zudem besteht insbesondere bei gleichzeitig höheren C-Gehalten die Gefahr, dass erhöhte Nb-Gehalte bei der Erwärmung von aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gegossenen Brammen bei minimalen Ofentemperaturen von 1100 °C nicht mehr vollständig in Lösung gebracht werden könnten. Die vollständige Auflösung von Nb-basierten
Ausscheidungen bei der Brammenvorwärmung ist jedoch vorteilhaft, um die Kornfeinung optimal nutzen zu können und um beim Warmwalzen oder auch in späteren Prozessphasen (Rekristallisationsglühen, Warmumformofen) der Verarbeitung erfindungsgemäß legierten Stahlwerkstoffs feinverteilte, festigkeitsrelevante Nb-Ausscheidungen bilden zu können. Zu hohe Nb-Gehalte können zudem das Beschichtungsverhalten im Schmelztauchprozess negativ beeinflussen. Die vorteilhaften Einflüsse der Anwesenheit von Nb im zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukt lassen sich besonders sicher bei Gehalten von bis zu 0,05 Masse-% Nb, insbesondere bis zu 0,050 Masse-% Nb, oder bis zu 0,04 Masse-% Nb, insbesondere bis zu 0,040 Masse-% Nb, nutzen. Optimalerweise beträgt somit der Nb-Gehalt des Stahlflachprodukts 0,015 - 0,05 Masse-%, insbesondere 0,015 - 0,050 Masse-%, wobei sich Gehalte von 0,020 - 0,04 Masse-%, insbesondere 0,020 - 0,040 Masse-%, besonders bewährt haben.
Titan„Ti“ kann dem Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein
erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, optional in Gehalten von bis zu 0,02 Masse-%, insbesondere bis zu 0,020 Masse-%, zugegeben werden, um den im Stahl unvermeidbar vorhandenen Stickstoff abzubinden und sicherzustellen, dass B in nicht abgebundener, interstitiell gelöster Form erhalten bleibt.
Gleichzeitig ist der Gehalt an Ti so zu beschränken, dass die Bildung grober TiN-Ausscheidungen vermieden wird, um bei aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff erzeugten hochfesten Produkten die Gefahr von Risseinleitung und Rissäusbreitung insbesondere unter zyklischer und dynamischer
Beanspruchung soweit wie möglich zu minimieren. Die günstigen Einflüsse von Ti auf die Eigenschaften eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts stellen sich dabei sicher ein, wenn der Ti- Gehalt mindestens 0,001 Masse- %, insbesondere mindestens 0,004 Masse-% oder mindestens 0,010 Masse-% beträgt. Im Sinne der Erfindung ist eine Konzentration Ti ab 0,004 Masse- %, insbesondere ab mindestens 0,005 Masse-%, als gezielt zulegiertes Element einzustufen. Ti-Gehalte, die unter der jeweils erfindungsgemäß für den Ti-Gehalt vorgegebenen Mindestgrenze von 0,004 Masse-%, insbesondere von 0,005 Masse-%, liegen, werden jeweils "als unvermeidbare Verunreinigung angesehen, die durch die bei der Erzeugung des Stahls eingesetzten Ausgangsstoffe eingetragen wird. Gleichzeitig lassen sich negative Auswirkungen von Ti durch eine Begrenzung des Ti-Gehalts auf höchstens 0,020 Masse-% besonders sicher vermeiden. Optimalerweise beträgt daher der Ti-Gehalt des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil besteht, 0,004 - 0,016 Masse-%.
Optional kann der jeweilige Ti-Gehalt %Ti so auf den jeweiligen N-Gehalt %N des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, abgestimmt werden, dass für das Verhältnis %Ti/%N gilt:
%Ti/%N < 4.
Gemäß einer in diesem Zusammenhang hinsichtlich der gewünschten
Abbindung von N besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung werden der Ti-Gehalt %Ti, der N-Gehalt %N sowie der Al-Gehalt %AI und der restliche N-Gehalt %Nrest, der nach Abbindung von N durch Ti zu TiN noch vorhanden ist (%Nrest = %N -%Ti* 14/48), so aufeinander abgestimmt, dass nicht nur die Bedingung %Ti/%N < 4 erfüllt ist, sondern dass für die Differenz des aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und der jeweiligen stöchiometrisch bestimmten Größe 27/14*%Nrest gilt:
UGAI_Nrest ^ %AI - 27/14*%Nf©St is OGAI_Nrest
Dabei ist UGAi_Nrest gleich 0,070 Masse-%, insbesondere gleich 0,075 Masse-%, bevorzugt gleich 0,080 Masse-%, insbesondere gleich 0,081 Masse-%, und OGAi_Nrest gleich 0,150 Masse-%, insbesondere gleich 0,135 Masse-%, bevorzugt gleich 0,125 Masse-%, insbesondere bevorzugt gleich 0,121 Masse- %. Demnach gilt gemäß einer besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung:
0,081 Masse-% < %AI - 27/14*%Nrest < 0,121 Masse-%
Bor„B“ ist im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Masse-% als
Pflichtbestandteil vorhanden. B ist ein effektiv wirkendes Härtungselement, das schon in sehr geringen Gehalten deutlich umwandlungsverzögernd wirken kann und somit die Härtbarkeit deutlich erhöht. Darüber hinaus verbessert B die Korngrenzenfestigkeit, indem es sich vornehmlich an Korngrenzen anlagert und so schädliche Elemente, wie beispielsweise P, von dort verdrängt. Auf diese Weise werden Zähigkeit und Brucheinschnürung verbessert. Unterhalb von 0,0005 Masse-% B ist allerdings die Verzögerung der Umwandlung zu gering. Besonders sicher lässt sich deshalb die günstige Wirkung von B im
Stahlflachprodukt, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, bei B- Gehalten von mindestens 0,001 Masse-% nutzen. Bei Gehalten von mehr als 0,005 Masse-% Bor tritt jedoch ein Sättigungseffekt ein. Die günstigen
Auswirkungen der Anwesenheit von B lassen sich daher besonders effektiv nutzen bei B-Gehalten von höchstens 0,0035 Masse-%, insbesondere höchstens 0,0030 Masse-%. Optimalerweise beträgt der B-Gehalt eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts somit 0,001 - 0,0035 Masse-%, insbesondere 0,001 - 0,003 Masse-%.
Molybdän„Mo“ kann optional im Stahl des erfindungsgemäßen Stahlprodukts in Gehalten von bis zu 1 ,5 Masse-% vorhanden sein. Wie auch Chrom unterdrückt Mo die Bildung von Ferrit und Perlit beim Abkühlen und ermöglicht eine erhöhte Martensit- oder Bainitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird. Dabei ist die härtbarkeitssteigernde Wirkung von Mo deutlich höher als die von Cr. Insofern kann Mo wirkungsvoll eine Festigkeitssteigerung in großen Dicken und Querschnitten bewerkstelligen, wo abmessungs- oder konstruktiv bedingt nur verhältnismäßig niedrige
Abkühlraten möglich sind. Mo verringert zudem die Anlaßversprödung von Vergütungsstählen. Mo ist auch ein starker Karbidbildner und kann somit auch zur Festigkeitserhöhung durch Ausscheidungsbildung beitragen. Diese günstigen Einflüsse von Mo stellen sich bei optionalen Mo-Gehalten von mindestens 0,03 Masse-% ein, wobei der härtesteigernde Beitrag von Mo bei Mo-Gehalten von mindestens 0,1 Masse-% besonders sicher genutzt werden kann. Bei zu hohen Mo-Gehalten würde allerdings die Warmverformbarkeit des Stahles zu stark eingeschränkt werden. Zudem könnte Mo bei zu hohen
Gehalten mit S niedrigschmelzende Sulfidverbindungen bilden, die lokal bei der Warmformgebung die Rissgefahr erhöhen und somit z.B. oberflächennah Fehlstellen begünstigen könnten. Daher ist der Mo-Gehalt erfindungsgemäß auf höchstens 1 ,5 Masse-% beschränkt. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von Mo können dabei dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Mo-Gehalt auf höchstens 0,5 Masse-% beschränkt wird.
Ebenfalls jeweils optional können ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe„Cu“,„Ni“,„V“ und„REM“ im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, entsprechend den nachfolgend erläuterten Maßgaben vorhanden sein: Kupfer„Cu“ und Nickel„Ni“ können optional im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, zur Erhöhung der
Härtbarkeit vorgesehen sein. Hierzu geeignete Gehalte von Cu sind bis zu 0,5 Masse-%, wobei die Wirkung von Cu ab einem optionalen Gehalt von mindestens 0,1 Masse-% eintritt. Ni kann in Gehalten von bis zu 1 ,5 Masse-% vorgesehen sein, wenn nicht nur die Härtbarkeit, sondern auch die Zähigkeit des aus einem erfindungsgemäß legierten Stahlprodukt gefertigten Bauteiles verbessert werden soll. Hierzu sind optional Ni-Gehalte von mindestens 0,15 Masse-% erforderlich.
Auch Vanadium„V“ kann im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, optional vorhanden sein, um eine Ausscheidungsverfestigung zu bewirken. Hierfür geeignete V-Gehalte betragen bis zu 0,2 Masse-%, wobei die Wirkung von V durch optionale Gehalte von mindestens 0,03 Masse-% genutzt werden kann.
Seltene Erden„REM“, wie z.B. Cer und Lanthan, können im Stahl des
Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, eine Kornfeinung und damit eine Zähigkeits- und Festigkeitssteigerung bewirken.
Um diese Wirkung zu nutzen, können optional Gehalte von mindestens 0,02 Masse-% REM vorhanden sein. Dabei lässt sich diese Wirkung bei REM- Gehalten von bis zu 0,05 Masse-% besonders effektiv nutzen.
Kalzium„Ca“ ist optional in Gehalten von bis zu 0,005 Masse-% im Stahl des Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, vorhanden. Ca kann dem Stahl zur Sulfidformbeeinflussung zugegeben werden. Es bildet beispielsweise in Konkurrenz mit Mangan ebenfalls Sulfide. Durch die höhere Härte von CaS bleibt eine runde Ausscheidungsform im Walzprozess erhalten und eine kleinere Grenzfläche mit dem Substrat ist die Folge. Hierdurch wird die Ausprägung einer Vorzugsrichtung bei Risseinleitung und -ausbreitung verhindert. Im Zusammenwirken mit einer Reduzierung des Schwefelgehaltes wird hierdurch eine Verbesserung der Werkstoffzähigkeit und Isotropie erreicht. Um dies sicher zu nutzen, kann der Ca-Gehalt auf
mindestens 0,001 Masse-% eingestellt werden. Bei zu hohen Ca-Gehalten würde sich allerdings die Wahrscheinlichkeit erhöhen, dass sich weitere nichtmetallische Einschlusstypen unter Beteiligung von Ca bilden, die den Reinheitsgrad des Stahles und auch die Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Masse-%, vorzugsweise höchstens 0,003 Masse-%, eingehalten werden.
Beispielsweise Zinn„Sn“, Arsen„As“ und Kobald„Co“ und alle anderen hier nicht genannten potenziellen Legierungselemente sind im Stahl des
Stahlflachprodukts, aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, allenfalls als den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnende
Begleitelemente vorhanden, deren Gehalte so gering wie möglich einzustellen sind, jedenfalls aber so zu minimieren sind, dass sie keinen Einfluss auf dieEigenschaften des Stahlflachprodukts und der daraus hergestellten Produkte haben. Hierzu sind für die Gehalte an Sn, As und Co folgende Obergrenzen einzuhalten: Sn: < 0,05 Masse-%, As: < 0,05 Masse-%, Co: < 0,05 Masse-%.
Wie ebenso schon erläutert, trägt B im Stahl eines erfindungsgemäß zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts entscheidend zur Härtbarkeit bei, indem es die Gefügeumwandlung bei der Abkühlung verzögert. Gleichzeitig verbessert B die Zähigkeit und
Brucheinschnürung des Stahlflachprodukts. Die gemäß der Erfindung im Stahl des Stahlflachprodukts eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Gehalte an AI- und Nb stellen sicher, dass der, wenn auch unerwünscht, so doch herstellungsbedingt stets in gewissen Mengen unvermeidbar im Stahl vorhandene Stickstoff abgebunden wird, bevor Bornitride entstehen können. Die Erfindung sieht hierzu vor, dass in jedem Fall so viel AI im Stahl des Stahlflach produkts vorhanden ist, dass für das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und dem jeweiligen N-Gehalt %N gebildete Verhältnis die folgende Bedingung erfüllt: %AI/%N*14/27 > UG%AI/%N mit UG%AI/%N = 8, insbesondere 8,0. Liegt das Verhältnis %AI/%N*14/27 unter diesem Grenzwert, so steht nicht genügend AI zur Verfügung, um die N- Abbindung über die erstrebte Bildung von AIN gegenüber BN durch das höhere Al-Angebot ausreichend zu begünstigen. Dieses Risiko kann dadurch gemindert werden, dass die Untergrenze UG%AI/%N für das Verhältnis %AI/%N* 14/27 auf UG%AI/%N = 8,3, insbesondere UG%AI/%N = 8,6 oder, besonders bevorzugt, auf UG%AI/%N = 9,0, angehoben wird.
Indem gleichzeitig für das Verhältnis %AI/%N die Bedingung
%AI/%N* 14/27 < OG%AI/%N mit OG%AI/%N = 15, insbesondere OG%AI/%N = 15,0, eingehalten wird, lässt sich verhindern, dass zu viel AI im Stahl zur Verfügung steht. Dies hätte andernfalls die Gefahr zur Folge, dass gröbere, oxidische Al-Ausscheidungen des Typs AI2O3 sowie deren Konglomerate mit Silikaten und Sulfiden anwachsen könnten. Ist OG%AI/%N = 13,5, insbesondere OG%AI/%N = 12,0, so lässt sich dieses Risiko besonders sicher minimieren. Als besonders vorteilhaft erweist es sich somit, wenn für das Verhältnis %AI/%N gilt:
9,0 < %AI/%N*14/27 < 12,0
Es versteht sich hier von selbst, dass alle optionalen Elemente einzeln oder in Kombination miteinander als Verunreinigungen im Stahl des zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts vorliegen können. In diesem Fall sind die Gehalte an den betreffenden Elementen so gering, dass sie unterhalb den Mindestgrenzen liegen, ab denen gemäß den voranstehenden Erläuterungen die Wirkung des jeweiligen Elements nutzbar ist. Bei unterhalb dieser Mindestgrenzen liegenden Gehalten an den optional vorhandenen Legierungselementen haben diese Elemente keine Auswirkungen auf die Eigenschaften des Stahlflachprodukts und können daher im Sinne einer Verunreinigung toleriert werden.
Endogene oder exogene Einschlüsse (Partikel» Ausscheidungen), die in der Stahlherstellung entstehen» führen grundsätzlich zu einer Reduzierung des Reinheitsgrades» was zum vorzeitigen Versagen von Bauteilen führen kann. Insbesondere bei hochfesten Bauteilen kann dies ein zunehmendes Problem darstellen. Dies gilt insbesondere dann» wenn solche Bauteile zyklischen oder dynamischen Belastungen ausgesetzt sind. Hier von Interesse sind die endogenen Einschlüsse» die sich beim Stahlherstellungsprozess aufgrund der thermodynamischen Gegebenheiten aus der chemischer Zusammensetzung und Prozessführung ergeben. Exogene Einschlüsse sind in der Regel
Einzelfälle und stammen z.B. aus Pfannenschlacke oder vom
Feuerfestmaterial» spielen hier jedoch keine Rolle und werden daher hier auch nicht betrachtet.
Ausgehend von diesen Erkenntnissen bestand ein Ziel der erfindungsgemäßen Einstellung der Legierung des Stahls eines erfindungsgemäßen Bauteils darin» den Anteil grober und harter TiN-, AIN- und oxidischer Al-basierter Partikel sowie Konglomeraten aus diesen Verbindungen aus Zähigkeitsgründen zu reduzieren und trotzdem den jeweils vorhandenen Stickstoff sicher abzubinden» um über die stark umwandlungsverzögernde Wirkung von interstitiell gelöstem B auch bei relativ niedrigen Abkühlraten von mindestens 30 °C/s bis höchstens 120 °C/s eine vollständige Umwandlung in Martensit auch bei größeren
Banddicken und Bauteilquerschnitten zu erreichen. Wie voranstehend schon erläutert» bilden AI und das optional vorhandene Ti harte Ausscheidungen» die bei aus erfindungsgemäß legierten Stahlflachprodukten geformten Bauteilen aufgrund der Kerbwirkung und der die Partikel umgebenden Spannungsfelder die Quelle von Rissen und deren Ausbreitung sein könnten. Besonders die kantig und kubusförmig auftretenden TiN-Partikel erweisen sich hier schon aufgrund ihrer Form und Größe als schädlich. Die Erfindung hat die Gehalte an den Legierungselementen und die
Bedingungen bei der Erzeugung von zum Formen von erfindungsgemäßen Bauteilen erfindungsgemäß vorgesehenem Stahlflachprodukt so aufeinander abgestimmt, dass im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und eines daraus erzeugten Bauteils über die Banddicke homogen verteilt höchstens bis zu 150 Flächen-ppm harte TiN-Partikel- und Al-basierte oxidische Partikel sowie AIN mit einer mittleren, kreisäquivalenten Partikelgröße von 0,2 - 10 pm vorhanden sind.
Als unter die Definition "harte Partikel" fallend werden hier im Wesentlichen Partikel von AIN, AI2O3 und AbOs-basierten Spinellen sowie TiN-Partikel und auf Basis der genannten Partikel gebildete Konglomerate betrachtet. Solche Partikel weisen jeweils eine hohe Mohs-Härte von ca. 9 auf. Aufgrund ihrer hohen Härte sind sie in Walz- oder Verformungsprozessen kaum verformbar und führen in ihrem Umfeld zu lokalen Spannungsfeldern, die einem
frühzeitigen Materialversagen Vorschub leisten können. Als Konglomerate (Mischformen) werden hier insbesondere Partikelverbünde bezeichnet, in denen sich weitere Partikel durch heterogene Keimbildung auf bereits bestehenden Partikeln bilden, z.B. AI2O3 mit MnS, wobei die Basis einer der zuvor bereits benannten harten Partikelarten darstellt.
Durch das erfindungsgemäße Legierungskonzept ist darüber hinaus erreicht worden, dass die Gesamtzahl der in diesen Partikelgrößenbereich fallenden, harten TiN-basierten Ausscheidungen und deren Mischformen in einem aus erfindungsgemäß legiertem Stahlflachprodukt geformten Bauteil auf weniger als 30 % der im Gefüge eines Bauteils vorhandenen Partikel in der Größenklasse 0,2 - 10 pm reduziert ist. Gleichzeitig ist die absolute Anzahl der in den betreffenden Partikelgrößenbereich fallenden Ausscheidungen gegenüber herkömmlichen, beispielsweise aus einem Stahl mit höheren Ti-Gehalten bestehenden Stahlflachprodukten reduziert, wodurch der mittlere Abstand der 0,2 - 10 pm großen Ausscheidungen im aus einem erfindungsgemäß legierten Stahlflachprodukt geformten Bauteil deutlich vergrößert ist. Dabei konnte festgestellt werden, dass beim Vergleichskonzept der Anteil der harten TiN- Partikel und deren Mischformen mehr als 45 - über 80 % des Volumenanteils der vorhandenen Partikel in der Größenklasse 0,2 - 10 miti ausmacht. Aufgrund dieses hohen Anteils macht eine Reduzierung des Ti-Massenanteils Sinn, was entsprechend zu einer Reduzierung des Anteils harter TiN-Partikel beim erfindungsgemäßen Konzept führt. Unter anderem durch die allenfalls optionale, in jedem Fall erfindungsgemäß eingeschränkte Zulegierung von Titan treten grobe Partikeln wie TiN in einem zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukt daher deutlich seltener auf, als dies bei konventionellen Konzepten der Fall ist, in denen höhere Gehalte an Ti vorgesehen sind. Mit der Reduzierung des Anteils an groben Ausscheidungen wird eine Zähigkeitsverbesserung erreicht, die die Entstehung und Ausbreitung von Rissen verhindert. Überraschenderweise führt die moderate Erhöhung des Al-Massengehaltes im Gegenzug nicht zu einer deutlichen Erhöhung des Anteils gleichfalls ähnlich harter, oxidischer Al-basierter Ausscheidungen sowie AIN und deren Konglomeraten. Im Ergebnis ist so bei den erfindungsgemäß zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen
Stahlflachprodukten die Gefahr für frühzeitiges Materialversagen reduziert. Die durch die Erfindung erzielte Optimierung der Zähigkeit macht sich in einer Verbesserung der Brucheinschnürung am erfindungsgemäßen Bauteil im warmumgeformten, vergüteten Zustand bemerkbar, in dem sie im besonderen Interesse des Bauteilherstellers liegt.
Bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Bauteiles wird durch eine
Vollaustenitisierung mit anschließender Abschreckung und optionaler
Anlassbehandlung ein im technischen Sinne vollständig aus Martensit bestehendes Gefüge erzeugt. Dies schließt nach fachmännischem Verständnis selbstverständlich die Möglichkeit ein, dass bis zu 5 Flächen-% anderer
Bestandteile im Gefüge eines erfindungsgemäßen Bauteiles vorhanden sind, die jedoch hinsichtlich der durch den Martensitanteil bestimmten Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Bauteiles unwirksam sind. Wie schon erwähnt, bewirken die erfindungsgemäß im Stahl vorgesehenen Gehalte an AI und Nb dabei eine zusätzliche Gefügeverfeinerung. So wird durch Nb und AI in gelöster und ausgeschiedener Form während der
Erzeugung und Wärmebehandlung des aus dem erfindungsgemäß legierten Stahl bestehenden Stahlflachprodukts und des daraus hergestellten Bauteils das Austenitkornwachstum reduziert und nach der Umwandlung die
Martensitpaketgröße verringert. Dabei entstehen in dem Stahlflachprodukt weitere relevante Ausscheidungen, wie NbN, NbC und AIN, die in der Regel als monolithische Teilchen ohne Ankeimung an zuvor gebildeten Ausscheidungen lediglich eine maximale Größe bis zu ca. 100 nm erreichen. Auf diese Weise werden homogenere Ausscheidungsfraktionen mit engeren
Partikelgrößenspannen erzielt. Diese erweisen sich als besonders wirksam im Hinblick auf die Steuerung der Austenitkorngröße. So weist der zur Erzeugung des Sta h If lach p rod u kts , aus dem ein erfindungsgemäßes Bauteil geformt ist, eingesetzte Stahl beim Austenitisieren eine Austenitkorngröße auf, die um bis zu einer halben ASTM-Korngröße feiner ist als bei zur Gattung des
erfindungsgemäßen Stahls gehörenden konventionellen Stahlkonzepten.
Zudem liegen die Korngrößen bei einem erfindungsgemäß legierten und prozessierten Stahlflachprodukt in einer engeren Spanne, d.h. mit einer reduzierten Standardabweichung, vor. Gleichzeitig zeigt sich eine reduzierte Variation der ehemaligen Austenitkorngröße über die Banddicke. Dies führt zu feineren Martensitpaketen und einer hohen Homogenität des Martensitgefüges, was von Vorteil für die Zähigkeit von aus einem solchen Stahlflachprodukt erfindungsgemäß hergestellten Bauteilen im vergüteten oder pressgehärteten Zustand ist. Hierdurch kommt es zudem zu einer besseren
Bauteilmaßhaltigkeit, da Festigkeitsschwankungen über die Banddicke reduziert werden können.
Eine wichtige Werkstoff ken ng röße für die Einstellung der Endeigenschaften ist die ehemalige Austenitkorngröße. Dies ist die Korngröße des Austenits, die sich nach dem Abschluss des Austenitisierungsprozesses im Ofen als Folge von Rekristallisation und Kornwachstum einsteilt, also kurz vor dem Beginn des Abschreckens im Gefüge vorherrscht. Je feiner diese Austenitkorngröße im Mittel, desto feiner auch die sich einstellende Martensitpaketgröße und desto vorteilhafter ist es für die Zähigkeit des Martensits und somit des Werkstoffes oder Bauteiles.
Ebenso ist es vorteilhaft für die Homogenität der lokalen
Festigkeitseigenschaften, wenn die Korngröße des Austenits gering schwankt und dadurch auch die Martensithärte nach der Umwandlung nur geringe lokale Schwankungen aufweist. Hierdurch lassen sich auch Rückfederungseffekte an einem pressgehärteten oder vergüteten Bauteil durch lokal inhomogene Gefüge vermeiden.
In erfindungsgemäßer Weise erzeugte Bauteile zeichnen sich daher nach der beim Warmumformen oder nach der bei der Vergütungsbehandlung durchgeführten Abschreckung dadurch aus, dass beim Gefüge des erhaltenen Bauteils das als „Korngrößengüte KG“ bezeichnete Produkt KG = KA x Ks aus ehemaliger
Austenitkorngröße KA, eingesetzt in miti, und einfacher Standardabweichung Ks der ehemaligen Austenitkorngröße, ebenfalls eingesetzt in pm und gemittelt an drei Stellen über die halbe Banddicke, gilt:
KG < 30 mhti2
Mit einer derart qualifizierten Korngrößengüte KG lässt sich gegenüber dem Stand der Technik erreichen, dass nicht nur eine für die Zähigkeit vorteilhafte geringe Korngröße, sondern auch über eine geringe Streuung der Korngröße eine hohe Homogenität der Mikrostruktur über den Bauteilquerschnitt zustande kommt.
Erfindungsgemäße Bauteile erreichen nach einer geeigneten, nachfolgend erläuterten Wärmebehandlung eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa bei C-Gehalten von 0,1 Masse-%, insbesondere 0,10 Masse-%, bzw. Zugfestigkeiten bis 2500 MPa bei C-Gehalten von 0,6 %, insbesondere 0,60
Masse-%.
Als Maß für die Zähigkeit wurde hier die Brucheinschnürung s(epsilon)3 untersucht, da die Untersuchung der gemäß DIN EN ISO 148-1 nach Charpy ermittelten Kerbschlagzähigkeit nur auf Dicken von 10 mm oder sogenannte Untermaßproben (Dicken von 2,5, 5 und 7,5 mm) beschränkt ist und sich somit nur für die Untersuchung für entsprechend dicke Proben eignet, die hier nicht Vorlagen. Die Zähigkeitseigenschaften wurden hier also nicht gemäß DIN EN ISO 148-1 nach Charpy ermittelt. Als Maß für die Zähigkeit bzw. lokale
Dehnung wurde die Brucheinschnürung ausgewertet, da entgegen den
Voraussetzungen des Kerbschlagversuches gemäß DIN EN ISO 148-1 unterschiedliche und insbesondere auch Dicken < 2,5 mm Dicke Vorlagen, so dass auch keine einheitlichen, sogenannten Untermaßproben verwendet werden konnten und somit die Anwendung dieser Norm nicht geeignet war. Die lokale Dehnung aus der Brucheinschnürung korreliert zwar mit der
Lochaufweitung, stellt aber eine erweiterte Beschreibung des lokalen
Verformungsverhaltens dar.
Dementsprechend zeichnen sich erfindungsgemäße Bauteile gleichzeitig durch eine für diese Festigkeitsklasse ausgezeichnete Zähigkeit aus, die sich ebenfalls in Abhängigkeit der Zugfestigkeit nach einer geeigneten, nachfolgend erläuterten Wärmebehandlung in einer prozentualer Verbesserung der
Brucheinschnürung (DBE) gegenüber einem Vergütungskonzept auf Ti/B-Basis mit steigender Zugfestigkeit von 1000 bis 2500 MPa von jeweils mindestens 5 bis 45 % äußert. Die absolute Brucheinschnürung in Dickenrichtung s(epsilon)3 bei Bauteilen aus erfindungsgemäßen Stahlkonzepten liegt bei 10 - 65 %.
Bei den aus in der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukten durch nach erfindungsgemäßer Verarbeitung geformten Bauteilen handelt es sich insbesondere um gewichtsreduzierte Bauteilanwendungen im Automobil- und LKW-Bereich, zu denen
längsnahtgeschweißte Rohre für Stabilisatoren, Rotorwellen, Nockenwellen oder rohrförmige Bauelemente zählen, die im Lenkungs- und im Chassisbereich eingesetzt werden; Insbesondere kann ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt durch Kaltumformung für ein nahtgeschweißtes Stahlrohr Anwendung finden, das zur Verwendung beispielsweise als Stabilisator zur Fahrzeugfederung, eine Lenkwelle oder eine Antriebswelle von Kraftfahrzeugen geeignet ist. Dabei kann durch eine anschließende Vergütungsbehandlung eine erhebliche Festigkeitssteigerung am umgeformten Rohr erzielt werden.
Die Dicke erfindungsgemäß zum Formen erfindungsgemäßer Bauteile vorgesehener Stahlflachprodukte beträgt typischerweise 1 - 16 mm, wobei fürden Bereich der Automobilanwendungen Bleche mit einer Dicke von 2 - 9 mm, insbesondere 4 - 7 mm, eingesetzt werden können, wobei Dicken von bis zu 5 mm in der Praxis von besonderer Bedeutung sein können. Werden an die Beständigkeit gegen abrasiven Verschleiß von solchen Stahlflachprodukten besondere Anforderungen gestellt, so hat es sich wegen der damit
einhergehend hohen Härte als vorteilhaft erwiesen, wenn der C-Gehalt der erfindungsgemäß zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils
vorgesehenen Stahlflachprodukte mindestens 0,5 Masse-%, insbesondere 0,50 Masse-%, beträgt.
Des Weiteren können erfindungsgemäß beschaffene Stahlflachprodukte auch als Warm- oder Kaltband zum Formen erfindungsgemäßer Bauteile eingesetzt werden. So können aus solchem Warm- oder Kaltband beispielsweise
Strukturbauteile für Automobilkarosserien warmumgeformt und durch eine anschließend erfolgende gezielte Abkühlung aus der Umformhitze seine hohe Festigkeit erhalten bleiben. Erfindungsgemäß zum Formen von
erfindungsgemäßen Bauteilen vorgesehene Stahlflachprodukte, die für diesen Verarbeitungsweg bereitgestellt werden, weisen typischerweise eine Dicke von 0,5 - 3,5 mm, insbesondere 0,5 - 3 mm, 1 - 3 mm oder 1 ,2 - 2,5 mm, auf. Beispiele für erfindungsgemäße Bauteile, die aus derart erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukten geformt werden können, sind auf Biegung beanspruchte Träger von Automobilstrukturen, wie die B-Säulen oder
Sitzquerträger von Personenkraftfahrzeugen sowie Längs- und Querträger von Personen- oder Nutzfahrzeugchassis, allgemein Karosseriestrukturteile. Auch für die Verarbeitung zu im Gebrauch bewegten Bauteilen, wie zu Teilen von Stoßdämpfern, zu Nockenwellen oder deren Teilen, , Kolbenstangen oder Wellen, insbesondere auch Wellen eines Elektromotors, ist erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besonders geeignet. Somit ist es möglich, durch eine
Warmumformung oder auch Presshärtung ein höherfestes Bauteil für eine Automobilkarosserie zu erhalten.
Zum Schutz vor Korrosion können erfindungsgemäß eingesetzte
Stahlflachprodukte und daraus erzeugte Bauteile mit einer metallischen
Schutzschicht versehen sein. Hierzu eignen sich insbesondere metallische Schutzschichten auf Zink- oder Aluminium-Basis, wie AlSi-Überzüge, die in konventioneller Weise durch Schmelztauchbeschichten aufgebracht werden können. Darüber hinaus sind auch elektrolytische Beschichtungen denkbar.
Durch die erfindungsgemäß vorgegebene chemische Zusammensetzung des Stahls eines erfindungsgemäßen Bauteils und eine abgestimmte
Prozessführung bei der Stahlerzeugung kann auf die endogenen Einschlüsse hinsichtlich Art, Größe und Verteilung Einfluss genommen werden. Dabei erstreckt sich die Beeinflussung neben der Erstarrung insbesondere auf die Fertigungsstufe des Warmwalzens, wie nachfolgend erläutert.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Bauteils mit einem zu mindestens 95 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus sonstigen
Gefügebestandteilen bestehenden Gefüge, umfasst folglich folgende
Arbeitsschritte:
A) Es wird ein Warmband erzeugt, indem a) Stahl erschmolzen wird, der aus (in Masse-%)
C: 0,1 - 0,6 %,
Mn: 0,1 - 2 %,
AI: 0,05 - 0,2 %,
Nb: 0,01 - 0,06 %,
B: 0,0005 - 0,005 %,
Cr: 0,05 - 0,8 %,
Si: bis zu 0,8 %,
Mo: bis zu 1 ,5 %,
Cu: bis zu 0,5 %,
Ni: bis zu 1 ,5 %,
V: bis zu 0,2 %,
REM: bis zu 0,05 %
Ti: bis zu 0,02 %,
Ca: bis zu 0,005 %,
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
- wobei zu den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,01 % N, weniger als 0,05 % Sn, weniger als 0,05 % As und weniger als 0,05 % Co zählen und
- wobei das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und dem jeweiligen N- Gehalt %N gebildete Verhältnis %AI/%N* 14/27 > 8 ist, b) die Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen wird, nämlich zu einer Bramme, einer Dünnbramme oder einem gegossenen Band, c) das Vorprodukt, sofern erforderlich, auf eine 1100 - 1350 °C betragende Vorwärmtemperatur durcherwärmt wird, d) das Vorprodukt zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 - 16 mm warmgewalzt wird, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur beendet wird, die um mindestens 50 °C und höchstens 150 °C höher ist als die Ar3-Temperatur des Stahls, e) das erhaltene Warmband auf eine 450 - 700 °C betragende
Haspeltemperatur abgekühlt wird, wobei die Abkühlung im
Temperaturbereich von 800 - 650 °C mit einer Abkühlrate von 20 - 200 °C/s erfolgt, f) das auf die Haspeltemperatur abgekühlte Warmband zu einem Coil
gehaspelt wird und das Warmband im gehaspelten Zustand auf
Raumtemperatur abgekühlt wird, sowie g) optional: das im gehaspelten Zustand abgekühlte Warmband gebeizt wird und h) ebenso optional: bei einer Kerntemperatur des Warmbands von
500 - 720 °C über eine Dauer von 5 - 50 h haubengeglüht wird.
B) Aus dem erhaltenen Warmband wird optional ein Kaltband erzeugt, indem i) das Warmband zu einem Kaltband mit einer Dicke von 0,5 - 3,5 mm in einem oder mehreren Kaltwalzschritten kaltgewalzt wird. j) Optional kann das Kaltband in einer Haubenglühe oder in einer
Durchlaufglühe geglüht werden.
C) Aus dem Warmband oder dem optional daraus erzeugten Kaltband wird ein
Bauteil geformt wird, indem k) von dem Warm- oder Kaltband eine Platine abgeteilt wird und gemäß Alternative 1 :
1.1) die Platine auf eine Austenitisierungstemperatur durcherwärmt wird, die um höchstens 100 °C geringer ist als die Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem das Warm- oder Kaltband erzeugt ist, und höchstens 950 °C beträgt, 1.2) innerhalb von 1 - 20 s nach dem Ende der Durcherwärmung auf die Austenitisierungstemperatur die Platine in ein gekühltes
Warmumformwerkzeug eingelegt wird, in dem die Platine zu dem Bauteil warmumgeformt wird, und
1.3) das Bauteil durch beschleunigtes Abkühlen mit einer Abkühl rate von 30 - 120 °C/s bis Erreichen der Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das jeweilige Warm- oder Kaltband besteht, pressgehärtet wird, so dass das Bauteil ein vollständig martensitisches Gefüge erhält, oder gemäß Alternative 2: m.1) die Platine zu dem Bauteil kaltumgeformt wird, m.2) das kaltgeformte Bauteil auf eine Austenitisierungstemperatur
durcherwärmt wird, die um höchstens 100 °C geringer ist als die Ac3- Temperatur des Stahls, aus dem das Warm- oder Kaltband erzeugt ist, und höchstens 950 °C beträgt, und m.3) das auf die Austenitisierungstemperatur durcherwärmte Bauteil mit einer Abkühlrate von 30 - 120 °C/s bis Erreichen der
Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das jeweilige Warmoder Kaltband besteht, beschleunigt abgekühlt wird, so dass das Bauteil ein vollständig martensitisches Gefüge erhält. n) Optional kann das nach den Arbeitsschritten 1.1 - I.3 oder m 1 - m.3 erhaltene Bauteil bei Temperaturen von 150 - 700 °C bei einer
Glühdauer von 5 - 60 min angelassen werden.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird also im Arbeitsschritt a) eine
Schmelze erzeugt, die entsprechend den voranstehenden Erläuterungen zur Legierung des Stahls eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts zusammengesetzt ist. Es gelten dabei für die Legierung dieser Schmelze selbstverständlich die voranstehend zu vorteilhaften
Augestaltungen des Stahls eines zum Formen eines erfindungsgemäßen Bauteils vorgesehenen Stahlflachprodukts gegebenen Hinweise in gleicher Weise für die im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens erzeugte und verarbeitete Schmelze.
Die im Arbeitsschritt a) erzeugte Schmelze wird in konventioneller Weise zu Brammen, Dünnbrammen oder Band vergossen (Arbeitsschritt b))
Typischerweise weisen die Brammen Dicken von 180 mm bis 260 mm auf. Dünnbrammen liegen typischerweise in Dicken von 40 bis 60 mm vor, gegossenes Band in Dicken von 2 bis 5 mm.
Im Arbeitsschritt c) werden die Vorprodukte für das nachfolgende Warmwalzen (Arbeitsschritt d)) durcherwärmt. Diese Durcherwärmung erfolgt typischerweise in hierzu im Stand der Technik zur Verfügung stehenden Stoß- oder
Hubbalkenöfen. Die während der Vorwärmung der aus einer erfindungsgemäß legierten Stahlschmelze gegossenen Brammen, Dünnbrammen oder Bänder eingestellten Bedingungen sind von besonderer Bedeutung für die Ausprägung der Eigenschaften eines erfindungsgemäß zusammengesetzten und erzeugten Stahlflachprodukts. So hat sich gezeigt, dass in Folge der erfindungsgemäß allenfalls geringen Zulegierung von Titan zum erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl auch verhältnismäßig niedrige Ofentemperaturen prozesssicher sind, um keine oder wenig Ankeimungseffekte an groben Partikeln wie TiN zu erzeugen, da diese Partikel in den erfindungsgemäßen Stahlkonzepten deutlich seltener auftreten. Als "Ankeimen" wird dabei die Ausscheidungsbildung an bereits zuvor gebildeten Ausscheidungen auf Basis heterogener Keimbildung im Gegensatz zu homogener Ausscheidungsbildung ohne fremde
Keimbildungsstellen verstanden. Die erfindungsgemäß vorgegebene Legierung des Stahls, aus dem die erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlflachprodukte und die daraus geformten Bauteile bestehen, verringert im statistischen Mittel Ankeimungseffekte an zuvor gebildeten Ausscheidungen. Durch die Ankeimung von TiC, NbN, NbC, AIN an TiN würde die Wahrscheinlichkeit der Bildung dieser Ausscheidungen bei tieferen Bildungstemperaturen zurückgehen und damit deren Wirksamkeit hinsichtlich der von der Erfindung angestrebten Verfeinerung der Mikrostruktur beeinträchtigt. Überraschend hat sich hier ergeben, dass bei Einhaltung einer geeigneten Vorwärmtemperatur schon bei den vorgesehenen, vergleichbar niedrigen Nb-Gehalten eine
Austenitkorngrößenverfeinerung erreicht werden kann.
Die erfindungsgemäß angewendeten Vorwärmtemperaturen liegen dazu bei 1100 - 1350 °C und bevorzugt bei 1150 - 1280 °C. Unterhalb von 1100 °C muss mit einer Vergröberung und Ankeimungseffekten der Partikel in der Vorwärmung gerechnet werden. Temperaturen oberhalb von 1350 °C sollen vermieden werden, um die Vergröberung des Austenitkorns zu begrenzen, den Materialverlust durch Verzunderung zu reduzieren, bzw. aus ökonomischer Sicht, die Energiekosten zu reduzieren.
Von gleicher Bedeutung sind die Liegezeiten, über die die Vorerwärmung der Vorprodukte erfolgt. Diese werden für die vollständige Auflösung der in den vorzuerwärmenden Vorprodukten nach dem Guss vorhandenen
Ausscheidungen benötigt. Die erfindungsgemäß vorgesehene Gesamtliegezeit von Brammen beträgt 150 - 400 min, wobei in der Gesamtliegezeit die für das Aufheizen auf die jeweilige Soil-Vorwärmtemperatur und die Durcherwärmung der Vorprodukte benötigte Zeit enthalten sind. Bei Gesamtliegezeiten von weniger als 150 min besteht die Gefahr, dass sich die relevanten
Mikrolegierungsausscheidungstypen nicht vollständig auflösen. Liegezeiten von mehr als 400 min. sind jedoch ebenfalls zu vermeiden, um die
Austenitkornvergröberung zu begrenzen. Dünnbrammen werden in einem Ausgleichsofen für deutlich kürzere Zeiten von 10 - 90 min vorgewärmt.
Durch Bandguss erzeugte Bänder erfahren in der Regel keine Vorwärmung, sondern werden in einem oder mehreren Warmbandgerüsten direkt auf Warmbandenddicken von 1 - 4 mm warmgewalzt. Die in erfindungsgemäßerWeise unter Berücksichtigung der voranstehend erläuterten Maßgaben durcherwärmten Brammen oder Dünnbrammen können in konventioneller Weise in einer ebenso konventionellen Warmwalzanlage, Gießwalzanlage zu einem so genannten„Warmband“ warmgewalzt werden.
Dabei kann das Warmwalzen ein Vorwalzen umfassen, bei dem die Brammen in einem so genannten "Vorgerüst" typischerweise reversierend auf eine
Zwischendicke von ca. 35 bis 60 mm ausgewalzt werden. Die vorgewalzte Bramme läuft dann in eine mehrgerüstige Fertigwarmwalzstraße ein, in der sie im kontinuierlichen Durchlauf schrittweise zu einem Warmband fertig
warmgewalzt wird.
Bei einer Dünnbramme kann das Vorwalzen entfallen. Sie kann direkt nach dem gegebenenfalls durchgeführten Vorwärmen in die Fertigwarmwalzstraße eingespeist werden.
Erfindungsgemäß wird das Warmwalzen im Arbeitsschritt d) bei
Warmwalzendtemperaturen beendet, die um mindestens 50 °C höher ist als die Ar3-Temperatur des Stahls, jedoch um höchstens 150 °C oberhalb dieser Temperatur liegt. Das Warmwalzen wird somit bei einer
Warmwalzendtemperatur beendet, bei dem das erhaltene Warmband noch ein vollständig austenitisches Gefüge besitzt. Eine derartige Walzstrategie wird als "normalisierendes Walzen" bezeichnet. Die Warmwalzendtemperatur ist dabei erfindungsgemäß so gewählt, dass die Neigung von Nb und AI zur Bildung von verformungsinduzierten Ausscheidungen reduziert ist und ein größerer Anteil an Ausscheidungspotential für die Hemmung des Korn wachstu ms beim
Austenitisieren im später durchgeführten Vergütungsprozess oder beim
Warmumformen zur Verfügung steht. Typischerweise liegen für das
erfindungsgemäße Legierungskonzept geeignete Walzendtemperaturen oberhalb von 830 °C. Bevorzugt ist die Walzendtemperatur um mindestens 60 °C und höchstens 130 °C höher als die Ar3-Temperatur, wobei sich
Warm wa Izendtem peratu ren , die um höchstens 110 °C oberhalb der Ar3- Temperatur liegen, als besonders praxisgerecht herausgestellt haben, um das Austenitkornwachstum zu begrenzen. Normalisierendes Walzen wird hier bevorzugt, da dabei die Warmwalzkräfte vergleichsweise niedrig sind und die Ausscheidung von verformungsinduzierten, relativ groben Ausscheidungen vermieden wird. Somit kann das Ausscheidungspotential zur Reduzierung der ehemaligen Austenitkorngröße in später erfolgenden Austenitisierungsstufen der Vergütung und Warmumformung maximiert werden. Hierdurch wird die Zähigkeit positiv beeinflusst.
Um das Ausscheidungspotenzial von AI und Nb im nach dem Warmwalzen erhaltenen Warmband für spätere Prozesssch ritte zu bewahren, ist es
erforderlich, im Arbeitsschritt e) das Warmband nach dem Warmwalzen im Temperaturbereich von 800 °C bis 650 °C mit einer Abkühlrate von mehr als 20 °C/s auf die Haspeltemperatur abzukühlen. Die konkret erzielte
Haspeltemperatur wird durch die Kühlung in der Kühlstrecke bestimmt. Sie liegt erfindungsgemäß deutlich unterhalb der Al -Temperatur des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt erzeugt ist, um eine verhältnismäßig grobe Perlitausscheidung im Warmband zu vermeiden. Die Temperatur "AG ist ' im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm die Temperatur, bei der von hohen
Temperaturen kommend Austenit zu Perlit zerfällt. Im reinen Zweistoffsystem Eisen-Kohlenstoff liegt A1 bei 723 °C, wobei diese Umwandlung bei
Kohlenstoffgehalten > 0,02 Masse-% stattfindet, was bei den
erfindungsgemäßen Stahlkonzepten der Fall ist. Die A1 -T emperatur liegt nach empirischen Formeln, die den Einfluss der Legierungselemente auf A1 wiedergeben (s. beispielsweise Hougardy, H . P . "Werkstoffku nde Stahl Band 1 : Grundlagen", Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229), bei 722 - 727 °C und damit in einem engen Bereich. Im Fall der Erfindung werden
insbesondere Haspeltemperaturen von 720 °C angewendet. Bei derart niedrigen Haspeltemperaturen wird der Lösungszustand und die
Ausscheidungsform des Kohlenstoffes dahingehend beeinflusst, dass eine feinverteilte C-Ausscheidung für nachfolgende Vergütungs- bzw.
Warmumformbehandlungen erzielt wird, um die C-Auflösung für den Härtungsprozess zu beschleunigen. Dies macht erfindungsgemäß erzeugte oder beschaffene Stahlflachprodukte besonders geeignet für Vergütungs- und
Erwärmungsbehandlungen, bei denen eine schnelle Erwärmung mitels
Induktionserwärmung oder anderen schnellen Erwärmungsprozessen
angewendet werden soll.
Durch die erfindungsgemäße schnelle Abkühlung des erhaltenen Warmbands im Temperaturbereich von 800 - 650 °C wird somit erreicht, dass die
Ausscheidungsbildung von Nb und AI unterdrückt wird. Dies kann insbesondere dadurch gewährleistet werden, dass die Abkühl rate mindestens 20 °C/s beträgt. Zu beachten ist dabei, dass es während der Abkühlung nach dem Warmwalzen aufgrund der Phasenumwandlung zu einer Wiedererwärmung um bis zu 30 °C kommen kann. In der Praxis kann das Band für die erfindungsgemäß
gesteuerte Abkühlung im Anschluss an die Warmwalzstraße, in der das
Warmwalzen erfolgt, mit Wasser abgespritzt werden. Hierzu eignen sich insbesondere im Stand der Technik bekannte Kühlstrecken, bei denen Laminarund Sprühkühlungseinrichtungen miteinander kombiniert sind. Diese sollten in der Lage sein, speziell im Temperaturbereich von 800 - 650 °C Abkühlraten von bevorzugt mehr als 20 °C/s, insbesondere mindestens 50 °C/s, und maximal 200 °C/s zu erreichen.
Die Haspeltemperatur, auf die das Warmband nach dem Warmwalzen abgekühlt wird und bei der das Warmband im Arbeitsschritt f) zu einem Coil gehaspelt wird, beträgt 450 - 720 °C. Die Obergrenze von 720 °C ist vorteilhaft, um bei C-Gehalten > 0,4 % eine ausreichend niedrige Zugfestigkeit für eine nachfolgende Kaltverformung einstellen zu können. Besonders bevorzugt ist die Haspeltemperatur niedriger als 650 °C, um die Ausscheidungsbildung von Nb und AI weiter zu unterdrücken und einen möglichst feinverteilten C- Auflösungszustand zu erreichen. Dabei erweist sich eine obere
Haspeltemperatur von 650 °C als besonders vorteilhaft, weil dann eine grobstrukturierte Perlitbildung weitgehend vermieden werden kann. Bei
Haspeltemperaturen von weniger als 450 °C würde eine deutliche Festigkeitsbildung im Warmband entstehen, für die eine nachfolgende
Kaltumformung oder Kaltwalzung eine deutliche Steigerung der
Verformungskräfte darstellt und daher vermieden wird. Die Abkühlung des Warmbands auf Raumtemperatur erfolgt dann in konventioneller Weise im Coil.
Das nach dem Haspeln erfindungsgemäß erhaltene, als Warmband vorliegende Stahlflachprodukt weist typischerweise eine Zugfestigkeit von weniger als
700 MPa auf. Erst durch die nachfolgend durchgeführte. Vergütungsbehandlung oder durch die bei einem Warmumformen absolvierte Prozessierung werden das erfindungsgemäße, weitgehend vollmartensitische Gefüge und damit einhergehend die optimierten mechanischen Eigenschaften eines
erfindungsgemäßen Bauteils erreicht.
Nach dem Haspeln kann im Arbeitsschritt g), der nur optional durchgeführt wird, wenn hierzu ein Bedarf besteht, das Warmband für die Weiterverarbeitung einem Beizen unterzogen werden, um auf ihm haftenden Zunder zu entfernen. Ein derartiger Verarbeitungsschritt ist vorteilhaft, wenn das Warmband in einem
Kaltumformwerkzeug umgeförmt wird und durch Abrieb des Zunders eine Verschmutzung oder Beschädigung des Werkzeuges vermieden werden kann. An das Beizen werden keine besonderen Anforderungen gestellt. Es kann in jeder für diese Zwecke bekannten Weise erfolgen.
Das erhaltene Warmband besteht in der Mikrostruktur aus Perlit mit geringen Anteilen an. Ferrit (< 5 %). Der Ferrit kann dabei zeilig bis netzwerkartig ausgebildet sein.
Ebenso optional kann das Warmband im Arbeitsschritt h) einem Haubenglühen unterzogen werden, um die Festigkeit des Stahles für eine nachfolgende Kaltumformung zu reduzieren/ Die beim Haubenglühen eingestellten
Kerntemperaturen des gehaspelten Stahlflachprodukts betragen 500 - 720 °C. Eine Kerntemperatur von mindestens 500 °C ist erforderlich, damit eine ausreichende Festigkeitsreduzierung eintreten kann. Glühtemperaturen von mehr als 720 °C würden allerdings dazu führen, dass eine Bildung neuen Perlits durch Überschreiten der A1 -Temperatur in allen Stellen des Coils beim
Haubenglühen sicher vermieden werden kann. Dabei ist eine Hauben- Glühdauer auf Kerntemperaturniveau von mindestens 5 h erforderlich, um ebenfalls das Festigkeitsniveau signifikant, d.h. < 700 MPa Zugfestigkeit abzusenken. Länger als 50 h sollte jedoch die Haubenglühung nicht andauern, da dann die Einformung und Koagulation des Perlits durch die anhaltenden Diffusionsprozesse zu groben Perlitpartikeln führen. Optimalerweise werden die Glühbedingungen beim Haubenglühen so gewählt, dass lediglich eine
Teileinformung des Zementits mit einem Einformungsgrad 85 % stattfindet. In der Praxis kann das optional vorgesehene, erfindungsgemäße Haubenglühen bei Kerntemperaturen von max. 720 °C unter einer Schutzgasatmosphäre durchgeführt werden. Die Schutzgasatmosphäre kann dabei als reine
Wasserstoffatmosphäre (H2) oder aus einem Gemisch aus N2 und bis zu 12 Vol.-% H2 ("HNX") bestehen. Typisch sind hier Gemische von 95 % N2 und 5 % H2. Durch die HNX-Giühe entstehen längere Gesamtglühzeiten bis 50 h, da der Wärmeübergang langsamer erfolgt als bei reiner H2-Atmosphäre. Die Kerntemperatur der Haubenglühung soll unter 720 °C liegen, insbesondere um 680 °C betragen, jedenfalls aber unterhalb der A1 -Temperatur des Stahls liegen, aus dem das Stahlflachprodukt gefertigt ist. Diese Beschränkung verhindert, dass während des Glühprozesses neuer Perlit gebildet wird.
Stattdessen werden aus dem zu Beginn der Glühung vorliegenden
Warmbandgefüge insbesondere durch Kohienstoffdiffusion und
Kohlenstoffumverteilung Zementitpartikel (Karbidpartikel) teilweise eingeformt. Gleichzeitig kann es zu einer Vergröberung des Gefüges in Folge von
Koagulation kommen. Im Zuge des erfindungsgemäß optional absolvierten Haubenglühprozesses bildet sich somit Zementit in teilweise eingeformter, globulithischer Form, der weitgehend homogen und regellos verteilt in einer ferritischen Matrix vorhanden ist, wobei der Einformungsgrad erfindungsgemäß < 85 % beträgt. Die Beschränkung der Haubenglühtemperatur und Haltezeit dient hierbei dazu, den Einformungsgrad zu limitieren. Ein begrenzter Einformungsgrad reduziert die Zeit zur vollständigen C-Auflösung bei der
Austenitisierung. Das Gefüge im Zustand Warmband-Haubengeglüht besteht somit überwiegend aus teilweise eingeformtem Zementit» Perlit in einem Anteil von bis zu 90 % und einem Anteil von nicht polygonalem Ferrit von bis zu 10 %.
Soll aus dem in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Warmband ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt erzeugt werden, so können hierzu im
Anschluss an die Arbeitsschritte a) - h), von denen die Arbeitsschritte g) und h) jeweils nur bedarfsweise, d.h. optional, durchgeführt werden, folgende weitere Arbeitsschritte durchgeführt werden: i) Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband mit einer Dicke von 0,5 - 3 mm in einem oder mehreren Kaltwalzschritten; j) Rekristallisierendes Glühen des Kaltbandes, welches in einer Haubenglühe
oder in einer Durchlaufglühe stattfinden kann. Erfolgt das Glühen in einer Haubenglühe, dann kann dies nach den oben zu Arbeitsschritt h) bereits angegebenen Bedingungen durchgeführt werden. Soll das Glühen in einer Durchlaufglüheinrichtung absolviert erden; so sind hier keine besonderen Anforderungen an die Glühparameter zu stellen. Demnach kann die Erwärmung bei Geschwindigkeiten bis 30 °C/s bis Erreichen der Glühtemperatur erfolgen, die im Bereich Ad bis Ac3 + 30°C liegen kann. Die Abkühlrate auf
Raumtemperatur kann über Gasjet- oder Rollenkühlungen erfolgen und bei bis zu 20 °C/s liegen. In ie Durchlaufglühung kann eine Schmelztauchveredelung nach dem eigentlichen Glühen integriert sein. Ergänzend kann eine
Beschichtung in einer elektrolytischen Beschichtungsanlage aufgebracht werden;
Die Erzeugung des Kaltbands kann in üblicher weise durch einen Dressierstich mit üblichen Verformungsgraden von üblichen 0,5 - 1 ,5 % abgeschlossen werden, wobei auch hier keine besonderen Anforderungen gestellt werden. Um aus erfindungsgemäß erzeugtem Warmband oder Kaltband erfindungsgemäße Bauteile zu formen, die eine optimierte Kombination aus hoher Festigkeit und Zähigkeit besitzen, stehen zwei alternative Wege zur Verfügung. Gemäß der ersten Alternative wird eine aus dem jeweiligen Warm- oder Kaltband abgeteilte Platine nach Maßgabe der Arbeitsschritte 1.1 - 1.3 des
erfindungsgemäßen Verfahrens erwärmt und pressgehärtet, wogegen gemäß der zweiten Alternative die Platine nach Maßgabe der Arbeitsschritte m.1 - m.3 des erfindungsgemäßen Verfahrens zunächst kaltverformt und dann vergütet wird.
Für die Vergütung/Warmumformung von aus erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten durch eine Kaltformgebung geformten Bauteilen oder für das Warmumformen zu Bauteilen wird somit das jeweilige Bauteil (Vergüten) oder Stahlflachprodukt (Warmumformen oder Presshärten) zunächst auf eine geeignet hohe Austenitisierungstemperatur durcherwärmt („Austenitisieren“).
Dies kann in der Praxis beispielsweise in an sich bekannter Weise zunächst in einem Ofen erfolgen, in dem das jeweilige Stahlflachprodukt (Arbeitsschritt 1.1) der ersten Alternative) oder das Bauteil (Arbeitsschritt m.2) der zweiten
Alternative) über eine ausreichende Gesamtzeit insbesondere (einschließlich der Aufheizzeit)auf die jeweilige Austenitisierungstemperatur durcherwärmt wird.
Bei der ersten Alternative wird im Schritt 1.1 die Platine und bei der zweiten
Alternative im Arbeitsschritt m.2 das Bauteil auf eine Austenitisierungstemperatur durcherwärmt, die jeweils um höchstens 100 °C unterhalb der Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem das Warm- oder Kaltband erzeugt ist, aus dem die Platine oder das Bauteil besteht, (Austenitisierungstemperatur > (Ac3 - 100°C)) liegt.
Austenitisierungstemperaturen, die um höchstens 75 °C geringer sind als die Ac3- Temperatur (Austenitisierungstemperatur > (Ac3 - 75 °C)), insbesondere um höchstens 50 °C geringer sind als die Ac3-Temperatur des Stahls des warm- oder kaltgewalzten Blechs, aus dem die Platine oder das Bauteil besteht,
(Austenitisierungstemperatur > (Ac3 - 50 °C)), führen dabei in der Praxis besonders betriebssicher zum gewünschten Ergebnis. Besonders geeignet sind dabei Austenitisierungstemperaturen, die mindestens gleich der Ac3-Temperatur des Stahls sind, aus dem die jeweilige Platine oder das jeweilige Bauteil besteht. Nach oben ist die Austenitisierungstemperatur auf höchstens 950 °C begrenzt. Die in den Arbeitsschritten 1.1 und m.2 jeweils eingehaltene
Austenitisierungstemperatur liegt dementsprechend in einem Bereich, der von (Ac3 - 100 °C) bis 950 °C, insbesondere (Ac3 - 75 °C) bis 950 °C oder, besonders vorteilhafterweise, von (Ac3 - 100 °C) bis 950 °C reicht, wobei
Austenitisierungstemperaturen von Ac3 - 950 °C besonders praxisgerecht sind.
Für die Durcherwärmung der Platine oder des Bauteils wird eine Gesamtzeit von typischerweise 1 Sekunde bis 20 min benötigt, wobei in der Praxis
Gesamtzeiten von mindestens 10 Sekunden, insbesondere mindestens 1 min, geeignet sind, um betriebssicher die Durcherwärmung zu erreichen. Die
Gesamtzeit der Erwärmung umfasst dabei jeweils die zum Aufheizen auf die Austenitisierungstemperatur benötigte Zeit.
So eignen sich für die Erwärmung von Platinen im Arbeitsschritt 1.1
insbesondere Gesamtzeiten (einschließlich Aufheizzeit) von 1 - 20 min.
Im Fall der Vergütung eines Bauteils (Arbeitsschritte m.2 und m.3 der zweiten Alternative) werden für eine stückweise Durcherwärmung des Bauteils auf die Austenitisierungstemperatur typischerweise Gesamtzeiten von 1 - 20 min oder 2 - 10 min, insbesondere 5 - 10 min, vorgesehen.
Für eine schnellere Durcherwärmung des Bauteils können im Markt verfügbare induktiv arbeitende Durchlauferwärmungseinrichtungen eingesetzt werden.
Diese Einrichtungen werden von dem jeweils zu erwärmenden Bauteil im
Durchlauf passiert, so dass innerhalb kurzer Zeit eine Durcherwärmung
desjenigen Bauteilabschnitts erfolgt, der sich jeweils im Wirkbereich eines durch die Erwärmungseinrichtung induzierten elektromagnetischen Feldes befindet.
Auf diese Weise wird das Bauteil sukzessive über seine Länge auf
Austenitisierungstemperatur erwärmt. Besonders geeignet sind derartige Durchlauferwärmungseinrichtungen für die Durchlauferwärmung von Bauteilen, wie Rohren oder Profilen, von denen eine hohe Maßhaltigkeit gefordert wird.
Im Fall des Warmumformens gemäß der ersten Alternative wird das jeweilige Stahlflachprodukt nach dem Austenitisieren innerhalb von einer Transferzeit von 1 - 20 Sekunden in eine zu einer für diese Zwecke aus dem Stand der Technik bekannte Warmumform-Einrichtung eingelegt, in der es dann in ebenso bekannter Weise zu einem Bauteil pressgehärtet wird, wobei die mittlere
Abkühlrate auf Raumtemperatur 30 - 120 °C/s beträgt.
Im Fall der Vergütung gemäß der zweiten Alternative wird das auf die
Austenitisierungstemperatur durcherwärmte Bauteil nach dem Austenitisieren ebenfalls mit einer mitleren Abkühlrate von 30 - 120 °C/s auf Raumtemperatur abgeschreckt. Hierzu kann das Bauteil in an sich bekannter Weise in ein geeignetes Abschreckmedium getaucht werden oder mittels ebenso bekannter Einrichtungen, wie Düsen- oder Strahleinrichtungen, mit dem
Abschreckmedium beaufschlagt werden. Wird für die Durcherwärmung des Bauteils eine insbesondere induktiv arbeitende
Durchlauferwärmungseinrichtung der voranstehend erläuterten Art eingesetzt, so kann der jeweils auf Austenitisierungstemperatur erwärmte Abschnitt der Platine bei Austritt aus der betreffenden Erwärmungseinrichtung mittels einer geeigneten Abschreckeinrichtung ebenfalls im Durchlauf abgekühlt werden.
Die Abschreckung erfolgt dabei jeweils innerhalb von 1 - 20 Sekunden nach der Entnahme aus der zur Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur verwendeten Einrichtung (Vergütung) oder durch Kontakt mit dem Werkzeug zum Ende des Presshärteprozesses (Warmumformen). In der Praxis kann für die Abschreckung beim Vergüten ein Ölbad eingesetzt werden, in dem das jeweilige Bauteil innerhalb von 1 - 30 Sekunden unter Bewegung auf
Raumtemperatur abgeschreckt wird. Typische Transferzeiten zwischen dem Ofen, in dem die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur erfolgt, und dem Ölbad betragen dabei 1 - 20 Sekunden.
Aufgrund ihres besonderen Eigenschaftsprofils eignen sich in
erfindungsgemäßer weise prozessierte Stahlflachprodukte besonders zur Herstellung von hoch belasteten Bauteilen für Karosserien von Fahrzeugen, insbesondere für Träger, Strukturteile, Rahmen, Stoßfänger, Batteriekästen und desgleichen. Insbesondere handelt es sich bei den erfindungsgemäßen
Bauteilen um rohrförmige Bauteile, bei deren Herstellung Zuschnitte von erfindungsgemäß erzeugtem Warm- oder Kaltband zu einem Rohrkörper geformt und anschließend längsnahtverschweißt werden.
Das Gefüge der hier in Rede stehenden Stahlflachprodukte und daraus hergestellter erfindungsgemäßer Bauteile ist wie folgt untersucht worden:
Die Anteile von harten oxidischen und nitridischen Partikeln am Mikrogefüge eines Stahlflachprodukts sind in Flächen-ppm angegeben, soweit nichts anderes vermerkt ist. Die genaue Vorgehensweise zur Ermittlung wird im Folgenden beschrieben. Nach ASTM E2142 von 2008 kann der Flächenanteil an Einschlüssen dem Volumenanteil gleschgesetzt werden. Ebenso beziehen sich die im vorliegenden Text angegebenen Phasenanteile des Gefüges auf die ausgewertete Schlifffläche und werden demzufolge in Flächen-% angegeben.
Die Untersuchung der Einschlüsse erfolgte an Längsschliffen über Banddicke durch Einsatz eines Rasterelektronenmikroskops (Scanning Electron
Microscope„SEM“) der Firma Zeiss (Modell GeminiSEM 500), ausgerüstet mit dem EDX-System„Oxford Xmax“ des Herstellers„Oxford instr.“ zur
energiedispersiven Elementanalyse. Die Datenauswertung erfolgte dabei mit der Software„Aztec 3.3 SPI, Feature Analysis“ von„Oxford instr.“ Es wurden dabei Einschlüsse ab einer Größe von ca. 0,2 pm erfasst. Die Ermittlung der in den Ausscheidungen enthaltenen Elementgehalte erfolgte anhand von
Kalibrierproben. Die Klassierung der Einschlüsse erfolgte an Hand der Stöchiometrie der bekannten Ausscheidungen, wobei eine Einteilung in Oxide, Sulfide und TiN erfolgte. Es wurde eine Quantifizierung und Normierung der gemessenen Elemente ohne Fe, C und Ag durchgeführt. Die erfassten
Elemente wurden in Oxide (ohne S, P, CI, F) umgerechnet und auf 100 % normiert Zusätzlich erfolgte eine Berechnung des Teilsystems <Ah03-Si02- CaO> und Normierung auf 100 %. Anschließend wurden computerunterstützt aus den so erhaltenen Rohdaten Klassierungstabellen der analysierten
Einschlüsse erstellt. Einschlüsse, die nicht eindeutig klassiert werden können, wurden gesondert aufgelistet. Diese Einschlüsse wurden einzeln überprüft. Die Teilchengröße wurde unabhängig von der Partikelform als kreisäquivalenter Durchmesser idealisiert.
Die Homogenität der Gefügestruktur des ehemaligen Austenits und der
Verteilung der in ihm enthaltenen Bestandteile wurde mittels
Elektronenrückstreubeugungsuntersuchungen („EBSD“,„Electron Backscatter Diffraction“) im vollmartensitischen Zustand nach Vergüten oder Presshärten an Längsschliffen über Banddicke vorgenommen. Die Proben wurden hierzu mit dem Poliermittel„OP-S Suspension“ des Herstellers„Struers“ poliert. Hierfür wurde jeweils ein Messfeld mit den Abmessungen 140 pm x 140 pm in unterschiedlichen Lagen über Banddicke positioniert und mit einer Schrittweite von 0,15 pm abgerastert. Es wurden zusätzlich mehrere Lagen über Banddicke untersucht (1/6, 1/3, 1/2), um eine Aussage über die Homogenität der
Gefügestruktur zu erhalten. Die bei den EBSD-Untersuchungen am
martensitischen Gefüge gewonnenen Daten wurden anschließend benutzt, um das austenitische Ausgangsgefüge mit Hilfe der Software„ARPGE 2.0, Reconstruction of Parent Grains from EBSD Data“ (beschrieben in C. Cayron, Acta Cryst. A62 (2006) 21-40; C. Cayron, J. Appl. Cryst. 40 (2007), p. 1183- 1188) zu rekonstruieren. Dabei wurde die Orientierungsbeziehung nach Nishiyama-Wassermann für die Umwandlung von kubisch raumzentrierten Kristallen in kubisch flächenzentrierte Kristalle benutzt (Z. Nishiyama, Sei. Rep. Res. Inst. Tohuku Univ. Vol. 23 (1934-1935), p. 647). Die über die Einschlussstruktur hinausgehende quantitative Abschätzung der Gefügeanteile Ferrit, Perlit, Zementit, Bainit und Martensit erfolgte
lichtmikroskopisch an Hand von Längsschliffen in der 1/3-Zone in
Banddickenrichtung bei 500 - 1000-facher Vergrößerung.
Die im vorliegenden Text erwähnten mechanischen Kenngrößen von
Stahlflachprodukten oder daraus erzeugten Bauteilen, sind die
Zugversuchskennwerte (Zugfestigkeit, Streckgrenze, E-Modul,
Gleichmaßdehnung und Bruchdehnung), die nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelt wurden.
Als Maß für die Zähigkeit wurde die Brucheinschnürung, auch als "absolute Dehnung in Dickenrichtung" s(epsilon)3 = (tO - tf)/t0 bezeichnet, ausgedrückt in % verwendet (Larour, P., Freudenthaler, J., Weissböck, T.: Reduction of cross section area at fracture in tensile test: measurement and applications for flat sheet steels, IDDRG 2017, 36th International Deep Drawing Research Group Conference, Materials Modelling and Testing for Sheet Metal Forming,
München, DE, Jul 2-6, 2017, Band 896 (2017), p. 012073/1-8). Dabei bezeichnet to die Ausgangsdicke der Probe, tf bezeichnet die Dicke der dünnsten Stellen im Einschnürdehnungsbereich des Bruchquerschnittes ermittelt an vier Messungen über Probenbreite. Die "absolute Dehnung in Dickenrichtung" oder "Brucheinschnürung" wurde an Zugproben nach der Vergütungsbehandlung mit einem optischen System (Mikroskop) ausgemessen. Dazu wurde im Bruchquerschnitt an vier Stellen über die Breite (1 mm rechts vom linken Rand, Mitte, Minimum, 1 mm links vom rechten Rand) die Dicke tf ermittelt. Es wurden jeweils drei Parallelzugproben geprüft, um eine
repräsentative Aussage für den jeweils untersuchten Zustand zu erhalten.
Insgesamt wurden also jeweils sechs Bruchquerschnitte vermessen. Aus den sechs Messwerten wurde der Mittelwert für eine Probe gebildet. Die Zugproben waren längs zur Walzrichtung orientiert. Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:
Zum Nachweis der Wirksamkeit der Erfindung sind drei erfindungsgemäße Stähle 1— 3a erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Zum Vergleich wurden drei weitere Stähle 4 - 6 erschmolzen, die nicht erfindungsgemäß legiert waren und deren Zusammensetzungen ebenfalls in Tabelle 1 angegeben sind.
Die Erzeugung von Stahlflachprodukten aus den Stählen 1 - 6 ist in
konventioneller Weise in einem integrierten Stahlwerk durchgeführt worden, in dem die Prozesskette "Roheisen- und Rohstahlherstellung", "Stahlerzeugung" und die verschiedenen Stufen der Halbzeugfabrikation, wie "Vorwärmen" und "Warmwalzen" sowie optional "Beizen" und "Haubenglühen" für die
Warmbandstufe, sowie "Beizen", "Kaltwalzen", "Durchlaufglühen" sowie jeweils optional "AISi-Beschichten" und "Dressieren" für die erfindungsgemäße
Kaltbandstufe abgebildet werden. Dabei gelten die erfindungsgemäßen
Maßgaben und Maßnahmen für die Erzeugung unbeschichteter Warm- oder Kaltbänder für Vergütungs- oder Warmumformprozesse, als auch für die Erzeugung eines AlSi-beschichteten, erfindungsgemäß legierten und
kaltgewalzten Feinbleches für die Warmumformung.
Die Stähle 1 - 6 sind jeweils erschmolzen und zu Brammen vergossen worden. Anschließend sind die Brammen auf eine Vorwärmtemperatur durcherwärmt und daraufhin zu einem Warmband warmgewalzt worden. Die beim
Warmwalzen erhaltenen Warmbänder sind auf eine Haspeltemperatur abgekühlt worden, bei der sie zu einem Coil gehaspelt worden sind. Im Coil erfolgte dann die Abkühlung auf Raumtemperatur.
Das derart als ungeheiztes Wamnband aus dem Stahl 2 erzeugte
Stahlflachprodukt ist ohne weitere Behandlung für die Weiterverarbeitung zur Verfügung gestellt worden. Nach der Abkühlung im Coil sind die aus den Stählen 1 und 3 - 6 erzeugten Warmbänder einer Beizbehandlung unterzogen worden, um auf ihnen haftenden Zunder zu entfernen.
Die aus den Stählen 1 und 4 erzeugten Warmbänder sind daraufhin ohne zwischengeschaltete Glühung zu jeweils einem Kaltband kaltgewalzt worden. Die so erhaltenen Kaltbänder haben jeweils eine Durchlaufglühung durchlaufen, sind durch Schmelztauchbeschichten mit einem AlSi-Überzug versehen worden und abschließend dressiergewalzt worden. Die als mit einem AlSi-Überzug versehene Kaltbänder vorliegenden Stahlflachprodukte sind für die
Weiterverarbeitung zu Bauteilen bereitgestellt worden.
Die aus den Stählen 3, 3a und 6 erzeugten Warmbänder sind einer
Haubenglühung unterzogen und in diesem Zustand als Stahlflachprodukte für die Weiterverarbeitung bereitgestellt worden.
Das aus dem Stahl 5 als Warmband erzeugte Stahlflachprodukt ist nach dem
Beizen für die Weiterverarbeitung bereitgestellt worden.
In Tabelle 1 sind die chemischen Zusammensetzungen der Stähle 1 - 6 aufgeführt. Die Gehalte an den herstellungsbedingt vorhandenen, jedoch den Verunreinigungen zuzürechnenden Elementen P, S und N sind hier angegeben, weil sie für die Qualität der erfindungsgemäß erzeugten Stähle von besonderer Bedeutung sind und insbesondere bei den erfindungsgemäßen Stählen 1 - 3a sichergestellt sein muss, dass die Gehalte an diesen Elementen den Maßgaben der Erfindung entsprechen.
Die Enddicke D der aus den Stählen 1 - 6 jeweils erzeugten Stahlflachprodukte ist in Tabelle 2 angegeben. Das heißt, dass für die aus den Stählen 1 und 4 erzeugten Stahlbänder die Dicke D im fertig kaltgewalzten und mit dem AlSi- Überzug versehenen Zustand und bei den aus den Stählen 2, 3, 3a, 5 und 6 erzeugten warmgewalzten Stahlbändern die Dicke nach dem Haspeln (aus dem Stahl 2 erzeugtes Warmband) bzw. nach dem Entzundern (aus den Stählen 3,
3a, 5 und 6) erzeugte Warmbänder) angegeben ist.
Ebenso sind in Tabelle 2 für die Stähle 1 - 6 das Ergebnis der Gleichung %Ti- 48/14*%N, das Verhältnis %Ti/%N, der Gehalt %Nrest des nicht durch Ti abgebundenen Stickstoffs, das Ergebnis der Gleichung %AI-27/14*%Nrest, das Verhältnis %AI/%N und das Ergebnis der Gleichung %AI//%N*14/27
angegeben, wobei mit %Ti der Ti-Gehalt, %N der N-Gehalt und mit %AI der Al- Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind.
Jeder der Stähle ist mit B legiert worden, wobei die B-Gehalte jeweils
mindestens 0,001 Masse-% betrugen.
Die erfindungsgemäßen Stähle 1 - 3a weisen jeweils Ti-Gehalte auf, die nicht oder allenfalls nur sehr knapp ausreichen, um den im jeweiligen Stahl vorhandenen N-Gehalt abzubinden. Das bei einer theoretisch vollständigen Abbindung des vorhandenen Stickstoffs durch Ti einzuhaltende
stöchiometrische Verhältnis %Ti/%N beträgt 48/14 = 3,43. Beim
erfindungsgemäßen Stahl 1 liegt das Verhältnis %Ti/%N deutlich unterhalb dieses Wertes. Ebenso liegt bei den erfindungsgemäßen Stählen 2, 3, 3a das Verhältnis %Ti/%N immer noch unterhalb des stöchiometrischen Verhältnisses von 3,43. Jedenfalls betrug bei den erfindungsgemäßen Stählen das Verhältnis %Ti/%N weniger als 4. Dagegen wiesen alle Vergleichsstähle 4 - 6 ein
%Ti/%N-Verhältnis > 5 auf.
Zur Kompensation der niedrigen Ti-Gehalte ist bei den erfindungsgemäßen Stählen 1 - 3a der Al-Gehalt angehoben worden, um durch die höheren Al- Gehalte, d.h. über einen höheren Ausscheidungsdruck, AIN-Ausscheidungen zu erzielen und eine BN-Bildung zu vermeiden. Die %AI/%N-Verhältnisse der erfindungsgemäßen Stähle 1 - 3 sind gegenüber den Vergleichsstählen 4 - 6 deutlich angehoben und betragen jeweils mehr als 15. Sie liegen damit auch deutlich über dem stöchiometrischen %AI/% N-Verhä ltn is , das 27/14 = 1 ,93 beträgt. Bei den Vergleichsvarianten 4 - 6 erreicht das %AI/%N-Verhältnis höchstens 12,3.
Die erfindungsgemäß zusammengesetzten Schmelzen sind in einer
konventionellen Stranggießanlage zu Brammen vergossen worden, die nach einer über eine Liegezeit "LIZ" sich erstreckenden Durcherwärmung auf eine Vorwärmtemperatur "VWT" in einem ebenso konventionellen Warmbandwerk zunächst zu einem Vorband mit einer Dicke’VBD" vorgewalzt worden ist. Die mit einer Temperatur "VßT" das Vorwalzgerüst verlassenden Vorbänder sind dann in einem kontinuierlichen, konventionell durchgeführten Warmwalzprozess zu Warmbändern mit einer Warmbanddicke "WBD" fertig warmgewalzt worden. Die aus der Warmwalzanlage austretenden, fertig warmgewalzten Warmbänder sind auf eine weniger als 650 °C betragende Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, wobei im Temperaturbereich von 800 - 650 °C eine Abkühlrate "ABK" von mindestens 50 °C/s eingestellt worden ist.
Die beispielhaft bei der Erzeugung und Weiterverarbeitung von aus den Stählen 1 - 6 bestehenden Brammen eingestellten Verfahrensparameter
"Vorwärmtemperatur VWT", "Liegezeit LIZ", 'Vorbandtemperatur VBT",
'Vorbanddicke VBD", "Warmwalzendtemperatur WET", "Abkühlrate ABK", ''Haspeltemperatur HT" und "Warmbanddicke WBD" sind in Tabelle 3
angegeben, zusätzlich die nach der oben angegebenen Formel berechnete Temperatur„ArS“:
Die aus dem erfindungsgemäßen Stahl 1 und dem Vergleichsstahl 4 erzeugten Warmbänder wurden in Kaltwalzstraßen auf ihre Enddicke„D“ gewalzt. Der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad ist hierbei keine entscheidende Größe. Er wird bestimmt alleine durch die gegebene Warmbanddicke und die jeweils geforderte Kaltbanddicke, so dass das Kaltwalzen gemäß der im Stand der Technik üblichen Vorgehensweise durchgeführt werden kann. Durch das Kaltwalzen erfährt das Band eine plastische Verformung, die werkstofftechnisch eine starke Verfestigung nach sich zieht und eine Reduzierung der weiteren Verformungsfähigkeit zur Folge hat. Deshalb wird nach dem Kaltwalzen in ebenfalls konventioneller Weise eine rekristallisierende Glühung durchgeführt, durch die das jeweilige Band entfestigt und wieder für eine Umformung zu einem Bauteil geeignet wird. Die Glühung kann im Fall, dass eine
Schmelztauchbeschichtung erfolgen soll, wie beim Beispiel des aus dem Stahl 1 erzeugten Kaltbands, in ebenso bekannter Weise in den üblicherweise im Durchlaufprozess absolvierten Schmelztauchbeschichtungsprozess
eingebunden werden. Alternativ kann auch eine Haubenglühung stattfinden. Ebenso kann statt der Schmelztauchbeschichtung eine elektrolytische
Beschichtung durchgeführt werden.
Um das Verhalten der in der voranstehend erläuterten Weise aus den erfindungsgemäßen Stählen 1 - 3a und aus den Vergleichsstählen 4 - 6 gefertigten Stahlflachprodukten bei der Vergütung bzw. bei einem
Warm u mform prozess zu ermitteln, sind Proben der betreffenden
Stahlflachprodukte einer Simulation eines üblichen Vergütungs- oder
Warmumformprozesses unterworfen worden. Dabei sind die Proben jeweils auf eine Austenitisierungstemperatur "T_aust" erwärmt worden, die um einen Betrag von ca. 60 °C höher waren als die Ac3-Temperatur des jeweiligen Stahls 1 - 6. Die für das Aufheizen und Durcherwärmen bei der
Austenitisierungstemperatur T aust benötigte Austenitisierungszeit betrug 7- 10 min. inklusive Aufheizzeit in einem Salzbadofen. Im Anschluss an die Austenitisierung sind die Proben in Öl mit einer mittleren Abkühlrate von 70 - 120 °C/s auf Raumtemperatur abgeschreckt worden. Diese
Verfahrensparameter entsprechen den üblichen Bedingungen, die in der Praxis beim Vergüten von Bauteilen, die aus Stahlflachprodukten der aus den Stählen 1 - 6 erzeugten Art kaltgeformt worden sind, oder die beim Presshärten von derartigen Stahlflachprodukten zu Bauteilen vorherrschen. Die Parameter der Austenitisierung sind in Tabelle 4 aufgeführt.
Nach dem Abschrecken folgte ein Anlassen der Proben bei 170 - 200 °C über eine Dauer von 20 min. Dieses Anlassen entspricht sowohl einer beim Vergüten typischerweise abschließend absolvierten Wärmebehandlung, als auch den Bedingungen, die bei einer kathodischen Tauchlackierung im
automobiltypischen Lackierprozess herrschen. Für das Anlassen eines
Bauteiles sind auch Temperaturen von 150 - 700 °C in Kombination mit Haltezeiten von 5 - 60 min in der industriellen Praxis gebräuchlich.
Aus den in der eingangs erläuterten Weise ermittelten Einzelwerten der Brucheinschnürung ("absolute Dehnung in Dickenrichtung") s(epsilon)3 wurde jeweils eine lineare Regressionsrechnung für s(epsilon)3 als Funktion der Zugfestigkeit für das erfindungsgemäße Konzept und das Vergleichskonzept erstellt. Mit > 90 % Bestimmtheitsmaß ergaben sich damit statistisch
signifikante Einflüsse. Als Zähigkeitsverbesserung wurde die Größe DBE = (c(epsilon)3_Erf. - 8(epsilon)3_Vergl.)/ e(epsilon)3_Erf. als Funktion der
Zugfestigkeit beider Regressionsrechnungen definiert. Erf. bedeutet hierbei erfindungsgemäß, vergl. bezeichnet vergleichsgemäß. Diese Größe ist wie der jeweils ermittelte Wert (epsilon)3 der Brucheinschnürung als Wert DBE in T abeile 4 aufgeführt.
Nach diesen abschließenden Wärmebehandlungsprozessen wurden an den aus den Stählen 1 - 6 in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Proben gemäß DIN EN ISO 6892-1 die mechanischen Zugversuchskennwerte Έ- Modul", "Dehngrenze Rp0,2", "Zugfestigkeit Rm", "Gleichmaßdehnung Ag" und "Bruchdehnung A" ermittelt. Die Bruchdehnung A bezieht sich bei
Kaltbanddicken < 3 mm auf die Probenform 2 mit Querschnitten 20 Breite und einer Ausgangsmesslänge von 80 mm. Bei den Dicken > 3,0 mm wurde eine Ausgangsmesslänge von 50 - 65 mm (proportionale Zugproben) verwendet. Die Bestimmung erfolgte an jeweils drei Stellen der untersuchten Proben in
Längsrichtung bei Raumtemperatur. Die aus den jeweils drei Messungen gemittelten Ergebnisse dieser Untersuchungen sind ebenfalls in Tabelle 4 zusammengefasst. Ebenso ist an den aus den Stählen 1 - 6 in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Proben der Einschlusszustand im Gefüge untersucht worden und zwar zum einen im Zustand Anlieferung, d.h. vor dem Vergüten und zum anderen nach dem Vergüten. Hierbei wurden keine signifikanten Unterschiede bei den nichtmetallischen Ausscheidungen festgestellt, daher wurde aus beiden Messungen ein Mittelwert gebildet, Dazu sind die oben erläuterten
Untersuchungsmethoden eingesetzt worden. Diese Untersuchungen haben bestätigt, dass die aus den erfindungsgemäß legierten Stählen 1 - 3a bestehenden Proben in ihren Gefügen einen deutlich reduzierten Anteil von weniger als 150 Flächen-ppm an harten TiN, AIN und Al-basierten, oxidischen Ausscheidungen aufwiesen, deren mittlere Partikelgröße 0,2 - 10 pm betrug. Die Ausscheidungen lagen zudem über Banddicke homogen verteilt vor. Die Messfläche, über die sich die jeweilige Untersuchung erstreckt hat, die entsprechenden Gefügekennzahlen "Anzahl TiN pro cm2", mittlerer
Durchmesser der TiN-Ausscheidungen "TiN-0", %-Anteil der TiN- Ausscheidungen (inklusive TiN-Partikel als Konglomerat mit weicheren
Partikeln) an der Gesamtsumme harter Partikel "TiN-Anteil+Konglomerate" sowie die Gesamtsumme harter Partikel der TiN, AIN und AI2O3- Ausscheidungen sowie deren Konglomeraten mit weicheren Partikeln "TiN, AI2O3, AIN+Konglomerate" sind in Tabelle 5 aufgeführt.
Zudem zeigte sich, dass die aus den erfindungsgemäßen Stählen 1 - 3a in erfindungsgemäßer Weise erzeugten und verarbeiteten Proben eine gegenüber den nicht erfindungsgemäßen, aus den Stählen 4 - 6 erzeugten Varianten reduzierte ehemalige Austenitkorngröße in Verbindung mit einer ebenfalls reduzierten Streuung der Austenitkorngröße über die Banddicke aufweisen, ebenfalls jeweils gemittelt an drei Stellen 1/6, 1/3 und 1/2 über die Banddicke. Die bei diesen Untersuchungen ermittelten Kenngrößen mittlerer Durchmesser der ehemaligen Austenitkörner "KA=0 ehern. A-KG", Standardabweichung (bezogen auf den Stichprobenumfang) des Durchmessers der ehemaligen Austenitkörner "Ks=o ehern. A-KG" und die abgeleitete Größe der Korngrößengüte "KG-Güte" sind io Tabelle 6 zusammengefasst. Die KG-Güte ergibt sich als Multiplikation der mittleren ehemaligen Austenitkorngröße mit der
Standardabweichung des Durchmessers der ehemaligen Austenitkorngröße. Je kleiner die KG-Güte, desto günstiger sind die Auswirkungen auf die Zähigkeit bzw. lokale Dehnung anzusehen. Bekanntlich verbessert sich die Zähigkeit mit sinkender Korngröße. Zusätzlich sorgt eine geringere Streuung der Korngröße für eine erhöhte Homogenität des Verformungsverhaltens und somit zu einem verzögerten Beginn der Instabilität durch Brucheinschnürung, da geringere lokale Unterschiede vorliegen.
Figure imgf000056_0002
*) Verunreinigung
Angaben in Masse-%, Rest Eisen und sonstige unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
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Figure imgf000056_0001
%N N-Gehalt, %Nrest = nicht durch Ti abgebundener N-Gehalt, %AI = Al-Gehalt des jeweiligen Stahls
Tabelle 2
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Tabelle 3
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Tabelle 4
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Tabelle 5
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Tabelle 6

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Bauteil, das durch Umformen aus einer Stahlblechplatine hergesteSIt ist,
- das aus einem Stahl besteht, der (in Masse-%) aus
C: 0,1 - 0,6 %,
Mn: 0,1 - 2%,
Al: 0,05 - 0,2 %,
Nb: 0,01 - 0,06%,
B: 0,0005 - 0,005 %,
Cr: 0,05 - 0,8 %,
Si: bis zu 0,8 %,
Mo: bis zu 1,5 %,
Cu: bis zu 0,5 %,
Ni: bis zu 1,5%,
V: bis zu 0,2 %,
REM: bis zu 0,05 %
Ti: bis zu 0,02 %,
Ca: bis zu 0,005 %,
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
- wobei zu den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,01 % N, weniger als 0,05 % Sn, weniger als 0,05 % As und weniger als 0,05 % Co zählen,
- wobei das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und dem jeweiligen N- Gehalt %N gebildete Verhältnis %AI/%N* 14/27 > 8 ist, und 2
- wobei das Bauteil ein Gefüge aufweist, das zu mindestens 95 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus sonstigen Gefügebestandteilen besteht und in dem in einer homogenen Verteilung über die Banddicke höchstens 150 Flächen-ppm an Partikeln vorhanden sind, deren mittlere kreisäquivalente Partikelgröße 0,2 - 10 pm beträgt und die aus Ai- Verbindungen auf oxidischer Basis, aus AIN, TiN oder aus
Konglomeraten bestehen, die auf Basis dieser Partikel gebildet sind.
2. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt 0,07 - 0,13 Masse-% beträgt.
3. Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein B-Gehalt 0,001 - 0,0035 Masse-% beträgt.
4. Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass bei seinem Gefüge für das Produkt KA x Ks aus ehemaliger Austenitkorngröße KA, eingesetzt in pm, und einfacher Standardabweichung Ks der ehemaligen Austenitkorngröße, ebenfalls eingesetzt in pm und gemittelt über die bei einem Sechstel, einem Drittel und der Hälfte der Dicke des jeweils betrachteten Wandabschnitts des Bauteils ermittelten Austenitkorngrößen, gilt:
KA x Ks < 30 pm2.
5. Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass es im vergüteten oder pressgehärteten Zustand eine Zugfestigkeit Rm von 1000 - 2500 MPa aufweist. -3-
6 Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche,, dadurch
gekennzeichnet, dass es im vergüteten oder pressgehärteten Zustand eine Brucheinschnürung in Dickenrichtung e3 von 10-65 % aufweist
7. Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass es ein Hohlrohr ist, das aus einem längsnahtverschweißten Zuschnitt eines gemäß einem der Ansprüche 0-3 beschaffenen Bauteils gebildet ist.
8. Bauteil nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass es ein Karosseriestrukturteil, ein
Stabilisator für eine Fahrzeugfederung, eine Lenkwelle oder eine
Antriebswelle von Kraftfahrzeugen ist.
9 Verfahren zur Herstellung eines Bauteils mit einem zu mindestens
95 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus sonstigen
Gefügebestandteilen bestehenden Gefüge, wobei
A) ein Warmband erzeugt wird, indem
a) Stahl erschmolzen wird, der aus (in Masse-%)
C: 0,1 - 0,6 %,
Mn: 0,1 - 2 %,
AI: 0,05 - 0,2 %,
Nb: 0,01 - 0,06 %,
B: 0,0005 - 0,005 %,
Cr: 0,05 - 0,8 %,
Si: bis zu 0,8 %,
Mo: bis zu 1,5 %, - 4 -
Cu: bis zu 0,5 %,
Ni: bis zu 1 ,5 %,
V: bis zu 0,2 %,
REM: bis zu 0,05 %
Ti: bis zu 0,02 %,
Ca: bis zu 0,005 %,
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
- wobei zu den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,03 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,01 % N, weniger als 0,05 % Sn, weniger als 0,05 % As und weniger als 0,05 % Co zählen und
- wobei das aus dem jeweiligen Al-Gehalt %AI und dem jeweiligen N- Gehalt %N gebildete Verhältnis %AI/%N*14/27 > 8 ist, b) die Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen wird, nämlich zu einer Bramme, einer Dünnbramme oder einem gegossenen Band, c) das Vorprodukt, sofern erforderlich, auf eine 1100 - 1350 °C
betragende Vorwä rmtem peratu r durcherwärmt wird, d) das Vorprodukt zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 - 16 mm warmgewalzt wird, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur beendet wird, die um mindestens 50 °C und höchstens 150 °C höher ist als die Ar3-Temperatur des Stahls, e) das erhaltene Warmband auf eine 450 - 700 °C betragende
Haspeltemperatur abgekühlt wird, wobei die Abkühlung im
Temperaturbereich von 800 - 650 °C mit einer Abkühlrate von
20 - 200 °C/s erfolgt,
f) das auf die Haspeltemperatur abgekühlte Warmband zu einem Coil gehaspelt wird und im gehaspelten Zustand auf Raumtemperatur abgekühlt wird, sowie - 5 - g) optional: das im gehaspelten Zustand abgekühlte Warmband gebeizt wird und h) optional: bei einer Kerntemperatur des Warmbands von 500 - 720 °C über eine Dauer von 5 - 50 h haubengeglüht wird;
B) wobei aus dem erhaltenen Warmband optional ein Kaltband erzeugt wird, indem i) das Warmband zu einem Kaltband mit einer Dicke von 0,5 - 3,5 mm in einem oder mehreren Kaltwalzschritten kaltgewalzt wird; j) optional: Glühen des Kaltbandes in einer Haubenglühe oder in einer Durchlaufglühe;
C) aus dem Warmband oder dem optional daraus erzeugten Kaltband ein Bauteil geformt wird, indem k) von dem Warm- oder Kaltband eine Platine abgeteilt wird und gemäß Alternative 1 :
LI) die Platine auf eine Austenitisierungstemperatur durcherwärmt wird, die um höchstens 100 °C geringer ist als die Ac3- Temperatur des Stahls, aus dem das Warm- oder Kaltband erzeugt ist, und höchstens 950 °C beträgt,
1.2) innerhalb von 1 - 20 s nach dem Ende der Durcherwärmung auf die Austenitisierungstemperatur die Platine in ein gekühltes Warmumformwerkzeug eingelegt wird, in dem die Platine zu dem Bauteil warmumgeformt wird, und
1.3) das Bauteil durch beschleunigtes Abkühlen mit einer Abkühlrate von 30 - 120 °C/s bis Erreichen der Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das jeweilige Warm- oder Kaltband besteht, pressgehärtet wird, so dass das Bauteil ein vollständig martensitisches Gefüge erhält,
Sl/cs I QiMSaWO 6 oder gemäß Alternative 2:
m.1) die Platine zu dem Bauteil kaltumgeformt wird,
m.2) das kaltgeformte Bauteil auf eine Austenitisierungstemperatur durcherwärmt wird, die um höchstens 100 °C geringer ist als die Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem das Warm- oder Kaltband erzeugt ist, und höchstens 950 °C beträgt, und
m.3) das auf die Austenitisierungstemperatur durcherwärmte Bauteil mit einer Abkühlrate von 30 - 120 ° C/s bis Erreichen der Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das jeweilige Warm- oder Kaltband besteht, beschleunigt abgekühlt wird, so dass das Bauteil ein vollständig martensitisches Gefüge erhält; und
n) optional: das nach den Arbeitsschritten 1.1 - I.3 oder m.1 - m.3 erhaltene Bauteil bei Temperaturen von 150 - 700 °C bei einer Glühdauer von 5-60 min angelassen wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 550 - 630 °C beträgt.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, d a d u r c h gekennzeichnet, dass die Gesamtzeit, welche im Arbeitsschritt 1.1 für die
Durcherwärmung der Platine oder im Arbeitsschritt m.2 für die
Durcherwärmung des Bauteils vorgesehen wird, 1 Sekunde bis 20 Minuten beträgt, wobei die Gesamtzeit die zum Aufheizen auf die jeweilige
Austenitisierungstemperatur benötigte Aufheizzeit umfasst.
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