WO2021156101A1 - Stahlblech für die warmumformung, verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlblechbauteils und warmumgeformtes stahlblechbauteil - Google Patents

Stahlblech für die warmumformung, verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlblechbauteils und warmumgeformtes stahlblechbauteil Download PDF

Info

Publication number
WO2021156101A1
WO2021156101A1 PCT/EP2021/051714 EP2021051714W WO2021156101A1 WO 2021156101 A1 WO2021156101 A1 WO 2021156101A1 EP 2021051714 W EP2021051714 W EP 2021051714W WO 2021156101 A1 WO2021156101 A1 WO 2021156101A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
hot
substrate
weight
areas
Prior art date
Application number
PCT/EP2021/051714
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Oliver Vogt
Frank PEERLINGS
Dirk Rosenstock
Maria KÖYER
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Thyssenkrupp Steel Europe Ag filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Publication of WO2021156101A1 publication Critical patent/WO2021156101A1/de

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/201—Work-pieces; preparation of the work-pieces, e.g. lubricating, coating
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • Sheet steel for hot forming method for producing a hot-formed sheet steel component and hot-formed sheet steel component
  • the invention relates to a steel sheet for hot forming, comprising a substrate made of a hardenable steel material with an aluminum-based coating, an intermetallic layer being formed between the substrate and the aluminum-based coating.
  • the invention also relates to a method for producing a hot-formed sheet steel component and a hot-formed sheet steel component.
  • Sheet steel components by means of hot forming has already established itself industrially, in particular for the production of body parts such as for example for the production of safety-relevant B-pillars etc.
  • Sheet steel components can be produced in direct as well as in indirect hot forming processes.
  • Flat blanks (directly) or pre-formed or near-net-shape (cold) formed semi-finished products / parts (indirect) made of a hardenable steel material are heated to a temperature at which, depending on the composition of the substrate used, a structural change occurs within the substrate of the steel sheet.
  • Acl the structural transformation into austenite begins and when Ac3 or above Ac3 is reached, an essentially completely austenitic structure is present.
  • the warm (austenitized) sheet steel is placed in a forming tool and hot formed.
  • the still warm steel sheet is cooled in such a way, preferably within the forming tool, which is preferably actively cooled, so that the structure in the substrate turns into a hard structure made of martensite and / or bainite, preferably essentially made of martensite, converts.
  • cooling or quenching of the sheet steel within the forming tool or by the action of a (hardening) tool, which has the final contour of the sheet steel component to be produced is also called “press hardening”.
  • cooling / quenching can also take place outside of a forming / hardening tool, in particular in a (cold) medium, for example in an oil bath, and is referred to as “hardening”.
  • Heating and cooling curves for setting the required microstructure depend on the chemical composition of the hardenable steel material used and can be derived from so-called ZTA or ZTU diagrams.
  • steel sheets coated with a metallic coating are hot-dip coated from a hardenable steel material, usually with an Al-based coating.
  • a certain layer structure is formed within the coating. This structure is determined on the basis of an Al-Fe intermetallic layer that is established, which is essential for good adhesion, among other things, with its thickness depending on the immersion temperature and the composition of the melt.
  • the steel sheets coated in this way are further processed into a sheet steel component in a hot forming process.
  • the austenitization during hot forming results in a conversion of the coating by diffusion and / or alloying into an n-layer structure, where n is dependent on the composition of the coating and can be at least 2 or more.
  • the structure of the coating can be essentially adapted depending on the requirements with regard to corrosion, weldability and paintability.
  • the essentially alloying through of the metallic coating results from diffusion between the metallic coating and the substrate at the intermetallic layer.
  • Corresponding examples are disclosed in the prior art, for example in the publications EP 2 086 755 B1, EP 2 242 863 B1.
  • the metallic coating is essentially alloyed through. Diffusion of the iron from the substrate into the coating and of the aluminum / silicon from the coating into the substrate takes place essentially homogeneously, so that components are formed, in particular close to the surface within the alloyed coating, which have an essentially unsatisfactory influence on the paintability and / or weldability, in particular due to the fact that there is an essentially porous surface with predominantly closed pores.
  • the poor weldability results from an explosive expansion of the gas or gases enclosed in the pores and thus an increased tendency for splashes.
  • An open porosity would be advantageous for paintability, since the paint can better get caught in the surface structure and there is a relative enlargement of the surface.
  • the object is therefore to provide a sheet steel coated with an aluminum-based coating which enables the production of a hot-formed sheet steel component in a manner with which a hot-formed sheet steel component can be produced with good weldability, corrosion resistance and / or paintability.
  • the object is achieved with a sheet steel for hot forming with the features of claim 1, with a method for producing a hot-formed sheet steel component with the features of claim 9 and with a hot-formed sheet steel component with the features of claim 12.
  • the steel sheet for hot forming comprises a substrate made of a hardenable steel material with an aluminum-based coating, an intermetallic layer being formed between the substrate and the aluminum-based coating, the substrate having a surface structure with valley areas, flank areas and mountain areas.
  • the inventors have surprisingly found that by structuring the surface of the substrate with valley areas, flank areas and mountain areas, which can be stochastic, guasi-stochastic or deterministic, an enlargement of the surface compared to a standard surface for hot forming, i.e. to a surface which is not provided with a structure, whereby a positive influence on the corrosion resistance, weldability and / or paintability can be exerted.
  • an inhomogeneity occurs at least close to the surface within the essentially fully alloyed coating, which in turn can advantageously be noticeable in comparison to a homogeneous distribution of the components from the prior art in that the closed porosity of the surface can be substantially reduced compared to the prior art.
  • the structure can be introduced into the surface of the substrate in a targeted manner using suitable means, in particular by embossing and / or rolling in, in which case the surface structure can have a geometrically defined structure. There are essentially no limits to the design freedom of the surface structure. These can be introduced individually and as required.
  • valley and mountain areas are connected to one another via flank areas, so that via the setting of the flank area angles and / or via the depth or the distance between the valley and mountain areas, in particular the Diffusion of the iron from the substrate into the coating can preferably be adjusted locally in a targeted manner.
  • a substrate is to be understood as a flat steel product in the form of a strip or sheet metal / plate. It has a longitudinal extension (length), a transverse extension (width) and a height extension (thickness).
  • the substrate can be a hot strip (hot-rolled steel strip) or a cold strip (cold-rolled steel strip), or it can be made from a hot strip or from a cold strip.
  • the substrate can consist of a material (monolith) or a composite material (2 or more layers).
  • the surface of the substrate can preferably be structured by means of one or more rollers, for example the surface structure can be introduced in a rolling stand in a rolling train or separately in a (subsequent) rolling stand.
  • the valley, flank and mountain areas of the surface structure can depend in their dimensions (depth, width, etc.), inter alia, on the degree of rolling, which is for example up to 20%, in particular up to 10%, preferably up to 5%, preferably up to 4%, particularly preferably up to 3%, the degree of rolling expressing the ratio of the decrease in thickness (input thickness minus output thickness in the roll stand) of the rolled substrate to the input thickness, in particular taking into account the reduction in thickness.
  • the degree of rolling is, for example, at least 0.2%, in particular at least 0.5%, preferably at least 1%.
  • the surface structure with valley, flank and mountain areas on the surface of the substrate (negative impression) is essentially found on the roller or rollers as a positive impression, with a valley area on the surface of the substrate corresponding to a mountain area on the surface of the roller.
  • the surface structure can be designed stochastically, in particular guasi-stochastically or preferably deterministically.
  • the substrate is coated, on one side or preferably on both sides, with an aluminum-based coating in a hot-dip coating system to form a sheet steel (strip / sheet / plate shape).
  • the aluminum-based coating has the following chemical composition in% by weight: optionally one or more alloy elements from the group (Si, Fe, Mg, Zn):
  • Si can be present in particular with at least 0.1% by weight, preferably with at least 2.0% by weight, preferably with at least 7.0% by weight, the content in particular being limited to a maximum of 12.0% by weight , can preferably be limited to a maximum of 11.0% by weight.
  • Si in the coating can contribute to improved processability in hot-dip coating.
  • Fe can be present in particular with at least 0.1% by weight, preferably with at least 0.5% by weight, preferably with at least 1.0% by weight, the content in particular being limited to a maximum of 4.0% by weight .-%, preferably to a maximum of 3.5 wt .-% can be limited.
  • Fe in the coating can increase the melting temperature of the coating, which can be advantageous when austenitizing.
  • Mg can in particular be present at at least 0.1% by weight, preferably at least 0.2% by weight, the content being in particular to a maximum of 3.0% by weight, preferably to a maximum of 1.5% by weight .-%, preferably to a maximum of 0.8 wt .-% can be limited.
  • Mg in the coating can contribute to a reduction in the uptake of diffusible hydrogen into the substrate.
  • Zn can be present in the coating with at least 1% by weight, in particular with at least 4% by weight, its content being limited to a maximum of 30% by weight, in particular to a maximum of 22% by weight, preferably to a maximum of 16% by weight.
  • an intermetallic layer forms between the substrate and the coating.
  • the intermetallic layer has at least iron and aluminum compounds.
  • the intermetallic layer can have a thickness between 0.01 and 10 ⁇ m, in particular up to 8 ⁇ m, preferably between up to 6 ⁇ m.
  • the intermetallic layer follows this course due to the surface structure with valley, flank and mountain areas, which was previously introduced on at least one side of the surface of the substrate.
  • the aluminum-based coating of the steel sheet shows on the free surface, guasi on the side facing away from the substrate and the intermetallic layer, preferably an essentially flat or planar surface.
  • the metallic coating varies in its thickness in the longitudinal and transverse extent of the steel sheet depending on the course of the valley and mountain areas, the height extent (thickness) of the steel sheet remains essentially constant if it is a substrate with a uniform thickness is, or wherein the vertical extension (thickness) of the steel sheet remains at least partially constant if it is a substrate with varying thickness in the longitudinal or transverse extent.
  • the thickness of the steel sheet is, for example, 0.5 to 4.0 mm, in particular 0.6 to 3.0 mm, preferably 0.7 to 2.5 mm.
  • the thickness of the aluminum-based coating is, for example, 3 to 40 ⁇ m before hot forming, in particular 10 to 40 ⁇ m, preferably 11 to 35 ⁇ m, preferably 12 to 30 ⁇ m, more preferably 13 to 27 ⁇ m, the thickness corresponding to the mean thickness. Due to the surface structure and the thickness of the coating, which varies in the longitudinal and transverse extent of the steel sheet, the thickness of the coating of the steel sheet according to the invention is not constant throughout, so that an average thickness is given.
  • the hardenable steel material has the following chemical composition in% by weight:
  • N to 0.1, and optionally one or more alloy elements from the group (Al, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca):
  • Carbon (C) performs several important functions.
  • C is a martensite former and is therefore essential for setting a desired hardness in the hot-formed sheet steel component, so that at least a content of 0.05% by weight, in particular at least a content of 0.1% by weight, preferably at least a content of 0.15% by weight is present.
  • the specified upper limit can prevent negative influences on the toughness properties, the forming properties and the suitability for welding.
  • the C content can be set individually within the specified ranges.
  • Manganese (Mn) is an alloying element that contributes to hardenability. At the same time, Mn reduces the tendency for undesired formation of pearlite during cooling and lowers the critical cooling rate, whereby the hardenability is increased. In addition, Mn can be used to set S, in order to prevent the hot-rollability from being impaired too much by an FeS eutectic, and / or to reduce the pearlite content, so that in particular a content of at least 0.3% by weight is present. Too high a Concentration, on the other hand, has a negative effect on weldability, so that Mn is limited to a maximum of 3.0% by weight.
  • the content is limited in particular to a maximum of 2.7% by weight, and to improve the toughness properties, preferably to a maximum of 2.5% by weight.
  • a content of at least 0.8% by weight is added in particular.
  • Silicon (Si) is an alloying element that contributes to deoxidation. To ensure effectiveness, a content of at least 0.05% by weight is used. However, Si can also contribute to increasing the strength, so that a content of at least 0.1% by weight, preferably of at least 0.2% by weight, is preferably added. If too much Si is alloyed to the steel, this can have a negative impact on the toughness properties, formability and weldability. The content is therefore limited to a maximum of 1.7% by weight, in order to improve the surface quality, in particular to a maximum of 0.9% by weight, preferably to a maximum of 0.7% by weight.
  • Phosphorus (P) is an alloying element that can be adjusted in contents of up to 0.1% by weight to delay the formation of cementite. To ensure the desired delay and stabilization, contents of in particular at least 0.002% by weight, preferably at least 0.004% by weight, are set. However, P has a strong toughness-reducing effect and therefore has an unfavorable effect on formability. In addition, due to its low diffusion rate, P can lead to severe segregation when the melt solidifies. Negative influences on the formability and / or weldability can be safely excluded if the content is limited to a maximum of 0.05% by weight in particular, and preferably to a maximum of 0.03% by weight to additionally reduce the segregation effects.
  • Sulfur (S) is an alloying element which can be present in contents up to 0.1% by weight. Since S in steel has a strong tendency to segregate and can negatively affect the formability or toughness as a result of the excessive formation of FeS, MnS or (Mn, Fe) S, the content is therefore in particular to a maximum of 0.05% by weight. , preferably limited to a maximum of 0.03% by weight, preferably to a maximum of 0.01% by weight.
  • N Nitrogen
  • N can be used as an alloying element in contents of up to 0.1% by weight to form nitride and / or improve hardenability.
  • N cannot be completely avoided in steel production due to the N-containing earth's atmosphere, but it can be very advantageous, depending on other alloying elements.
  • N can be just like C for Increasing the martensite hardness can be used, but in comparison to C weakens the grain boundaries less.
  • contents of at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight, preferably of at least 0.002% by weight can be set.
  • N leads to the formation of coarse nitrides, which can have a negative effect on formability.
  • the steel sheet can optionally contain one or more alloy elements from the group (Al, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca).
  • AI Aluminum
  • Aluminum (AI) can be added as an optional alloying element up to a maximum of 1.0% by weight.
  • AI can be used to bind any nitrogen that may be present, so that optionally alloyed boron can develop its strength-increasing effect. Therefore, in particular, a content of at least 0.005% by weight, preferably of at least 0.01% by weight, is added. To avoid problems with casting technology, the content is limited in particular to a maximum of 0.5% by weight, preferably to a maximum of 0.2% by weight.
  • titanium (Ti) can increase strength through the formation of carbides, nitrides and / or carbonitrides and act as a micro-segregation element. Furthermore, the formation of a coarse austenite structure can be suppressed. Ti can also be used for grain refinement and / or nitrogen binding and, if boron is present, to increase the effectiveness of boron. Since it can also contribute to enhancing the effectiveness of Cr, it can optionally be added with a content of up to 0.2% by weight.
  • the content is limited in particular to a maximum of 0.15% by weight, to reliably avoid the formation of excessively large titanium nitrides, preferably to a maximum of 0.1% by weight, preferably to a maximum of 0.05% by weight.
  • a content of at least 0.005% by weight in particular can be added.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight can preferably be used.
  • Vanadium (V) and / or niobium (Nb) can be added as optional alloying elements individually or in combination to refine the grain and / or to delay the hydrogen-induced crack formation.
  • V and / or Nb in particular with contents of (each) at least 0.005% by weight, preferably of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.015% by weight, can be used.
  • the minimum content, individually or in total, is particularly preferably at least 0.02% by weight.
  • the optional alloying elements are (each) limited to a maximum of 0.5% by weight, in particular to a maximum of 0.2% by weight, preferably to a maximum of 0.1% by weight, since higher contents have a detrimental effect on the material properties, in particular can have a negative effect on the toughness properties of the steel.
  • boron (B) can segregate on the phase boundaries and prevent their movement. This can lead to a fine-grain structure, which can have beneficial effects on the mechanical properties.
  • a content of up to 0.01 wt .-%, and in particular to ensure the safe effectiveness even in the presence of N for example in the form of technically unavoidable impurities of the steel melt with N, in particular at least 0.0005 wt .-%, to increase the fine grain size, preferably of at least 0.0010% by weight, preferably at least 0.0015% by weight, can be added.
  • B With the optional alloying of B, sufficient Ti should also be alloyed to bind N.
  • Chromium (Cr) can be added as an optional alloying element for setting the hardness and strength, in particular with a content of at least 0.01% by weight, since, like C, it can support the conversion into austenite.
  • the upper limit is defined as 1.0% by weight. If the content is too high, the weldability and / or the toughness can be adversely affected, so that the content is limited in particular to a maximum of 0.75% by weight, preferably to a maximum of 0.45% by weight.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.1% by weight, preferably of at least 0.15% by weight can be added.
  • Molybdenum (Mo) as an optional alloying element can increase strength and hardness. Since it can contribute to strengthening the effectiveness of Cr or can replace the use of this alloy element, it can optionally contain up to 1.0% by weight, in particular between 0.01 and 0.8% by weight, for To achieve the greatest possible hardness and to reduce carbon diffusion, preferably between 0.1 and 0.5% by weight are added.
  • the optional alloying elements Cr and Mo are alloyed together, their total contents are limited to a maximum of 1.0% by weight, in particular to a maximum of 0.8% by weight, preferably to a maximum of 0.6% by weight.
  • Copper (Cu) can be added as an optional alloying element to improve hardenability with a content of up to 1.0% by weight.
  • contents of at least 0.01% by weight, preferably of at least 0.05% by weight can be added.
  • the content is limited in particular to a maximum of 0.5% by weight, preferably to a maximum of 0.2% by weight, in order to avoid negative influences on the suitability for welding and the toughness properties in the heat-affected zone of a weld made on the sheet steel component.
  • Nickel (Ni) as an optional alloying element can improve hardenability.
  • a content of at least 0.01% by weight in particular can be added.
  • contents of at least 0.02% by weight can preferably be added.
  • the content is limited to a maximum of 1.0% by weight, for cost reasons in particular to a maximum of 0.5% by weight, preferably to a maximum of 0.2% by weight.
  • Calcium (Ca) can be used as an optional alloying element of the melt as a desulfurizing agent and for targeted sulfide influence in contents of up to 0.1% by weight, in particular up to a maximum of 0.05% by weight, preferably up to a maximum of 0.01% by weight, are preferably added up to a maximum of 0.005 wt .-%, which can lead to a changed plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0005% by weight, preferably of at least 0.001% by weight.
  • the alloying elements specified as optional can alternatively also be tolerated as impurities in contents below the specified minimum limits without influencing the properties of the steel material, preferably not impairing them.
  • P, S and / or N can also be tolerated as impurities if they are not added in a targeted manner.
  • the aluminum-based coating is alloyed with at least 30% by weight of Fe.
  • the coated substrate can be fed to a (further) heat treatment in which the aluminum-based coating can be enriched with iron from the substrate by diffusion processes.
  • duration for example up to approx
  • the upper surface structure is formed deterministically with valley areas, flank areas and mountain areas.
  • Under deterministic surface structure are to be understood in particular regularly recurring surface structures which have a defined shape and / or design or dimensioning.
  • this also includes surface structures with a (guasi-) stochastic appearance, which are composed of stochastic form elements in a recurring structure. In this way, the valley areas, flank areas and mountain areas can be set in a targeted manner.
  • the distance or maximum surface roughness Rt between the valley areas and mountain areas between 1 and 50 pm, in particular between 3 and 40 pm, preferably between 5 and 28 pm, preferably between 8 and 20 pm.
  • the substrate has a surface that is enlarged by at least 3%, in particular by at least 5%, preferably by at least 10%, preferably by at least 13%.
  • the enlargement of the surface of the substrate is in relation to the "projection area" of the surface of the substrate. This means that one or more defined areas are viewed, for example recordings using a confocal white light microscope, and the determined or measured actual surface is set in relation to the projection surface (plane or flat surface) in the defined area or areas.
  • the enlargement of the surface depends on the shape, configuration and / or dimensioning of the valley, flank and mountain areas of the surface structure and also depends on the number or distribution of the structure, with an enlarged surface, for example, up to 500%, in particular up to 200 %, preferably up to 50% can be set.
  • the preferred enlarged surface relates in particular to the as yet uncoated substrate.
  • the steel sheet according to the invention can optionally be dressed.
  • the steel sheet can be skin-passed by means of skin-pass rollers, in particular with a degree of rolling between 0.2 and 4%, in order to set a targeted roughness and / or structure on the free surface of the coating of the steel sheet to be able to.
  • the invention relates to a method for producing a hot-formed sheet steel component, the method according to the invention comprising the following steps: providing a steel sheet according to the invention; Austenitizing the steel sheet at a temperature of at least Acl; Hot forming and cooling of the austenitized steel sheet to a temperature between 20 ° C and Ms.
  • the steel sheet according to the invention is heated or austenitized to a temperature of at least Acl or above, in particular to at least Ac3 or above, in order to form austenite in the substrate, preferably in a period of time which is sufficient to, in particular depending on the thickness and / or composition of the steel material used to completely heat the steel sheet.
  • a temperature of at least Acl or above in particular to at least Ac3 or above
  • austenite content and the carbon content in the austenite depend on the austenitization time, so that complete austenitization> Ac3 is preferred.
  • a sheet steel component with partially different properties is to be produced. So can only be at least a partial area Austenitizing the steel sheet is carried out at a temperature of at least Acl.
  • a heating with different, partial-area temperature zones within the steel sheet is to be understood, of which at least one is above Ac3.
  • complete heating of the steel sheet can also take place with more temporary, partial-area intermediate cooling, preferably with a fluid, to change the strength of the partial area, with the steel sheet being briefly moved out of the furnace for this purpose and then returned to an oven after partial-area intermediate cooling.
  • “Hot forming and cooling” is to be understood as meaning that the steel sheet includes hot forming as indirect or direct hot forming combined with cooling in a tool (press hardening) or in a medium (hardening) as a result of the targeted austenitization. If the austenitized steel sheet is cooled to a temperature below Ms, it can be ensured that the formation of a hard structure of austenite in martensite is forced, in particular by means of suitable cooling speeds.
  • the average or critical cooling rate is in particular at least 20K / s, preferably at least 30K / s, preferably at least 40K / s.
  • the conversion to martensite is completed when the Mf temperature is reached or below, with cooling down to a temperature of 20 ° C, in particular up to a temperature of 50 ° C, preferably up to a temperature of 80 ° C, preferably up to a temperature of 100.degree. C., more preferably up to a temperature of 200.degree.
  • Parameters such as Acl, Ac3, Ms, Mf, (critical) cooling rates etc. depend on the composition of the steel material used and can be derived from so-called ZTU or ZTA diagrams.
  • the cooling tool and tool correspond to a press hardening tool, which has the advantage that a particularly dimensionally stable sheet steel component is produced, since the austenitized sheet steel is in contact with a shaping steel The contour of the press hardening tool arrives.
  • the press hardening tool is preferred actively cooled and provides corresponding (critical) cooling speeds in order to be able to set a hard structure in the hot-formed sheet steel component.
  • a preformed part is provided as sheet steel, which essentially has a geometry close to its final dimensions.
  • the sheet steel in the case of direct hot forming, can be provided as a flat blank which, after austenitization, is hot formed in at least one hot forming tool.
  • the hot forming can also be hot formed in two or more hot forming tools.
  • the one or more hot forming tools in the process in the last stage is also designed to cool down, so that one or the last hot forming tool in the process chain is designed as a press hardening tool that is actively cooled and corresponding (critical ) Provides cooling rates in order to be able to set a hard structure in the hot-formed sheet steel component.
  • the first hot forming tool in the process chain can also be designed for partial cooling, in particular by means of contact cooling.
  • austenitizing is carried out in a furnace at a temperature of at least Ac3 for a duration, in particular dwell time in the furnace, between 50 and 1200 s, in particular between 80 and 720 s, preferably between 100 and 600 s, preferably between 120 and carried out for 360 s.
  • the temperature for austenitization is a maximum of 980 ° C, in particular a maximum of 940 ° C.
  • an essentially complete alloying of the coating can also be ensured within the specified time periods.
  • the third teaching of the invention relates to a hot-formed sheet steel component, the sheet steel component having a substrate with an aluminum-based coating and an interdiffusion layer formed between the substrate and the aluminum-based coating, the substrate having a surface structure with valley areas, flank areas and mountain areas.
  • the interdiffusion layer that is formed follows the course of the surface structure.
  • the surface structure with valley areas, flank areas and mountain areas of the hot-formed sheet steel component essentially corresponds to the basic structure of the surface structure with valley areas, flank areas and mountain areas of the sheet steel, whereby as a result of the diffusion during austenitization and the mechanical stress in the course of hot forming, the surface structure of the substrate of the hot-formed sheet steel component can experience a change in comparison to the surface structure of the substrate of the steel sheet, in particular at least partially a relative smoothing.
  • the distance or maximum roughness depth Rt between the valley areas and mountain areas in the vertical extent of the substrate is between 1 and 50 ⁇ m, in particular between 3 and 40 ⁇ m, preferably between 5 and 28 ⁇ m, preferably between 8 and 20 ⁇ m pm.
  • the substrate of the hot-formed sheet steel component has a structure of martensite with at least 50 area%, in particular at least 60 area%, preferably at least 70 area%, preferably at least 80 area%, particularly preferably at least 90 area%, with others or remaining structural components in the form of bainite, austenite, retained austenite, cementite, pearlite and / or ferrite can be present.
  • the remaining non-martensitic structural component consists for the most part of bainite, it being possible for pearlite and / or ferrite to be present with up to 10% by area, preferably with up to 5% by area.
  • the structure preferably consists of 100% martensite by area, whereby the highest possible hardness, in particular in connection with the corresponding alloying elements used, can be provided.
  • the structure can optionally contain up to a maximum of 2% by area of production-related, unavoidable structural components such as cementite or other precipitates such as carbides, nitrides and / or oxides and their mixed forms.
  • the above-mentioned structural components can be present entirely in the sheet steel component or partially, if a sheet steel component with partially different properties is to be produced.
  • the aluminum-based coating of the hot-formed sheet steel component is essentially fully alloyed and has a mixed form, which inter alia. depends on the chemical composition.
  • the intermetallic layer has, at least locally, a greater thickness compared to the thickness of the intermetallic layer before austenitizing and cooling.
  • Figure 1 a schematic section through a substrate, 2a, b) a schematic section through a steel sheet according to the prior art (a) and through a steel sheet according to an embodiment according to the invention (b),
  • Figure 4a, b) each shows a detail of a micrograph of a hot-formed sheet steel component according to the prior art (a) and a hot-formed sheet steel component according to an embodiment of the invention (b).
  • the substrate (1) has a surface structure (1.1) with valley areas (1.12), flank areas (1.13) and mountain areas (1.11).
  • the valley areas (1.12) are connected to the mountain areas (1.11) via flank areas (1.13).
  • the distance in the section between the mountain area (1.11) and valley area (1.12) is identified, can in particular also be referred to as the structure depth or maximum roughness depth Rt, with (b) the width or length in the section of a mountain area (1.11) and with (d) the width or length in the section of a valley area (1.12).
  • FIG. 1 shows any shapes and / or designs or dimensions of the surface structure, which are introduced individually or in combination, preferably as a deterministic surface structure (1.1).
  • the substrate (1) has a surface that is enlarged by at least 3%.
  • Other three-dimensional configurations that can be represented in the longitudinal and / or transverse direction in a deterministic, guasi-stochastic or stochastic structure, preferably recurring, are also conceivable.
  • FIG. 2 shows a schematic representation in section of a steel sheet according to the prior art, see FIG. 2a), and according to an embodiment according to the invention, see FIG. 2b).
  • the steel sheet in FIG. 2a) comprises an aluminum-based one Coating (2) and an intermetallic layer (3) formed between the coating (2) and the substrate.
  • the aluminum-based coating (2) has a constant thickness (dB).
  • the steel sheet according to the invention looks different in section, which through the surface structure (1.1) with valley areas (1.12), flank areas (1.13) and mountain areas (1.11) also has a formed intermetallic layer (3) running along this structure, the aluminum-based coating (2) on its free surface, on the side facing away from the substrate (1) and the intermetallic layer (3), is designed to run essentially flat or planar or parallel to the substrate plane, its thickness in the longitudinal extension (L) and transverse extension (Q ) of the steel sheet varies, whereby the thickness corresponds to the mean thickness (dB, likes), the mean thickness (dB, likes) being determined from the sum of the minimum thickness (dB, min) and half the distance (a).
  • the transverse extension (B) runs perpendicular to the image plane or the longitudinal extension (L), symbolized by a circled X.
  • the aluminum-based coating (2) can optionally also contain one or more alloy elements from the group (Si, Fe, Mg, Zn): Si up to 15.0, Fe up to 5.0, Mg up to 5.0, Zn up to 30.0.
  • the thickness of the steel sheet is, for example, 0.5 to 4.0 mm, in particular 0.6 to 3.0 mm, preferably 0.7 to 2.5 mm (including double-sided coating (2)).
  • the intermetallic layer (3) comprises at least iron and aluminum compounds.
  • FIG. 3 shows, in section, a schematic representation through a steel sheet according to an embodiment of the invention before austenitizing (a) and after hot forming and cooling (b).
  • the arrows symbolize diffusion processes during austenitizing, in particular they show the diffusion paths of the element Fe from the substrate (1), which diffuses onto the free surface of the aluminum-based coating (2) due to the heat treatment.
  • the surface structure (1.1) with the valley areas (1.12), flank areas (1.13) and mountain areas (1.11) is also essentially retained on the hot-formed sheet steel component (10).
  • the aluminum-based coating (20) has a mixed form which is established as a result of the heat treatment and depending on the coating system provided (Al and optionally Si and / or Fe and / or Mg and / or Zn). Furthermore, the coating (2) of the hot-formed sheet steel component can have an essentially n-layer, in particular 4- to 5-layer structure.
  • the substrates A, B were coated with a metallic coating in a hot-dip coating system.
  • the melt was an aluminum-based alloy which was applied to the substrates as an aluminum-based coating with 10.7% by weight Si, 2.6% by weight Fe, the remainder Al and unavoidable impurities.
  • the substrates were processed conventionally, these being identified below as steel sheets with a C) as a reference. Further substrates were produced, with a surface structure with valley areas, flank areas and mountain areas being applied to their surfaces by means of a pair of rollers, which acted on the surfaces of the substrates on both sides, the degree of rolling being up to 2%.
  • No. 1 to 6 were taken from the following steel sheets for further investigation:
  • Samples Nos. 1 to 6 were subjected to direct hot working.
  • the samples were austenitized in an oven, with the target temperatures for No. 1 and 4 at 920 ° C, for No. 2 and 5 at 960 ° C and for No. 3 and 6 at 880 ° C.
  • the warm or austenitized specimens No. 1 to 6 were removed from the furnace after the target temperature had been reached and within one Transfer time of approx. 7 s to a hot forming tool, which was actively cooled and thus also designed as a press hardening tool, fed and inserted, in which hot forming and cooling to hot formed sheet steel components No. 1 to 6 was carried out.
  • the average cooling rate was at least 40 K / s and was thus above the critical cooling rate.
  • All sheet steel components had a structure of martensite with> 95 surfaces. -% on. From the flat samples Nos. 1 to 6, hot-formed sheet steel components Nos. 1 to 6 with a hat-shaped cross section were produced. The samples were completely heated. The cooling also took place completely on the hot-formed sheet steel components.
  • FIG. 4 each shows a section of a micrograph, the cuts being polished for a light microscopic examination and etched with 3% HNO3 acid, with photographs being taken with 500-fold magnification, of a hot-formed sheet steel component according to the prior art, FIG. 4a) and of a hot-formed sheet steel component according to an embodiment according to the invention, FIG. 4b).
  • FIG. 4a) shows the image of the hot-formed steel sheet no. 1
  • FIG. 4b) the image of the hot-formed steel sheet no. 4. Both images show through-alloyed coatings (20) and thickened interdiffusion layers (30).
  • the formed interdiffusion layer (30) consequently also follows the course of the upper surface structure (1.11, 1.12, 1.13) of the substrate of the hot-formed sheet steel component (10), see Fig. 4b).
  • hot-formed sheet steel components (10) with good weldability and / or paintability can be provided.
  • the shape and / or dimensioning of the surface structure (1.1) with valley areas (1.12), flanks areas (1.13) and mountain areas (1.11) have a positive influence, in particular on the diffusion of iron within the aluminum-based coating (2).
  • the rapid diffusion leads to a segregation of atoms in the layers of the coating close to the surface due to the different thermal and chemical properties of the structural components, which ultimately leads to increased pore formation.
  • the uncontrolled formation of pores, especially closed pores, has a negative impact on weldability.
  • a structured and regular nucleation as a result of the structuring of the surface of the substrate leads to a directional diffusion, which leaves less space for the formation of closed pores.
  • the lower thermal and chemical (element distribution) gradient in the layers of the coating close to the surface is essentially responsible for the above-mentioned relationships.
  • the discontinuous course of the thermal and chemical gradients can thus lead to less closed pores and preferably to open pores at the boundary layer with the atmosphere.
  • the sheet steel components hot-formed from the specimens / sheet steel No. 1 to 6 were resistance welded and painted, see Table 2.
  • the weldability was evaluated on the basis of the width of the welding window.
  • the paintability was assessed on the basis of an optical impression.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlblech für eine Warmumformung, umfassend ein Substrat (1) aus einem härtbaren Stahlwerkstoff mit einem aluminiumbasierten Überzug (2), wobei zwischen Substrat (1) und aluminiumbasiertem Überzug (2) eine intermetallische Schicht (3) ausgebildet ist. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils (10) sowie ein warmumgeformtes Stahlblechbauteil (10).

Description

Stahlblech für die Warmumformung, Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils und warmumgeformtes Stahlblechbauteil
Die Erfindung betrifft ein Stahlblech für eine Warmumformung, umfassend ein Substrat aus einem härtbaren Stahlwerkstoff mit einem aluminiumbasierten Überzug, wobei zwischen Substrat und aluminiumbasiertem Überzug eine intermetallische Schicht ausgebildet ist. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahl blechbauteils sowie ein warmumgeformtes Stahlblechbauteil.
Die Herstellung von Stahlblechbauteilen mittels Warmumformung hat sich bereits industriell etabliert, insbesondere zur Herstellung von Karosserieteilen wie zum Beispiel zur Herstellung von sicherheitsrelevanten B-Säulen etc. Stahlblechbauteile können im direkten wie auch im indirekten Warmumformverfahren hergestellt werden. Dabei werden ebene Platinen (direkt) oder bereits vorgeformte bzw. endabmessungsnahe (kalt)geformte Halbzeuge/Teile (indirekt) aus einem härtbaren Stahlwerkstoff auf eine Temperatur erwärmt, bei welcher abhängig von der Zusammensetzung des verwendeten Substrats eine Gefügeumwandlung innerhalb des Substrats des Stahlblechs eintritt. Mit Acl beginnt die Gefügeumwandlung in Austenit und mit Erreichen von Ac3 bzw. oberhalb von Ac3 liegt ein im Wesentlichen vollständig austenitisches Gefüge vor. Die Erwärmung oberhalb von mindestens Acl wird in Fachkreisen auch „Austenitisieren“ genannt, insbesondere wenn eine vollständige Umwandlung in Austenit erfolgen soll (>= Ac3). Nach der Erwärmung wird das warme (austenitisierte) Stahlblech in ein Umformwerkzeug eingelegt und warm umgeformt. Dabei wird im Zuge oder nach Beendigung des Warmumformens das noch warme Stahlblech derart gekühlt, vorzugsweise innerhalb des Umformwerkzeug, welches vorzugsweise aktiv gekühlt wird, so dass das Gefüge im Substrat in ein hartes Gefüge aus Martensit und/oder Bainit, vorzugsweise im Wesentlichen aus Martensit, umwandelt. In Fachkreisen wird die Abkühlung respektive Abschreckung des Stahl blechs innerhalb des Umformwerkzeugs bzw. durch Einwirken eines (Härte-)Werkzeugs, welches die Endkontur des herzustellenden Stahlblechbauteils aufweist, auch „Presshärten“ genannt. Alternativ kann eine Abkühlung/Abschreckung auch außerhalb eines Umformwerk zeugs/Härtewerkzeugs erfolgen, insbesondere in einem (kalten) Medium, beispielsweise in einem Ölbad, und wird als „Härten“ bezeichnet. Erwärmungs- und Abkühlkurven zur Ein stellung der geforderten Gefügestruktur sind abhängig von der chemischen Zusammen setzung des verwendeten, härtbaren Stahlwerkstoffs und lassen sich aus sog. ZTA- bzw. ZTU- Schaubildern entnehmen bzw. ableiten. Mittels Warmumformung ist die Einstellung einer im Wesentlichen martensitischen Gefügestruktur mit hohen Festigkeiten möglich. Mit der klassischen Warmumformung bzw. durch das Presshärten von insbesondere Mangan-Bor- Stählen zur Herstellung von Strukturbauteilen im Fahrzeugbereich, beispielsweise in Kraft fahrzeugen, Landfahrzeugen und Schienenfahrzeugen ist eine gute Balance zwischen Festig keit und Gewicht gefunden worden.
Konventionell werden mit einem metallischen Überzug beschichtete Stahlbleche aus einem härtbaren Stahlwerkstoff schmelztauchbeschichtet, in der Regel mit einem Al-basierten Über zug. Dabei bildet sich ein bestimmter Schichtaufbau innerhalb des Überzugs aus. Dieser Aufbau bestimmt sich ausgehend von einer sich einstellenden Al-Fe intermetallischen Schicht, welche unter anderem wesentlich für eine gute Haftung ist, wobei ihre Dicke von der Eintauchtemperatur und von der Zusammensetzung der Schmelze abhängt. Die auf diese Weise beschichteten Stahlbleche werden in einem Warmumformprozess zu einem Stahl blechbauteil weiterverarbeitet. Durch die Austenitisierung während der Warmumformung findet eine Umwandlung des Überzugs durch Diffusion und/oder Durchlegieren in einen n- schichtigen Aufbau statt, wobei n abhängig von der Zusammensetzung des Überzugs ist und mindestens 2 und mehr betragen kann. Darüber hinaus kann der Aufbau des Überzugs je nach Anforderung hinsichtlich Korrosion, Schweißbarkeit und Lackierbarkeit im Wesentlichen angepasst werden. Das im Wesentlichen Durchlegieren des metallischen Überzugs ergibt sich aufgrund von Diffusion zwischen dem metallischen Überzug und dem Substrat an der inter metallischen Schicht. Im Stand der Technik sind entsprechende Beispiele offenbart, beispiels weise in den Druckschriften EP 2 086 755 Bl, EP 2 242 863 Bl.
Während des Austenitisierens findet im Wesentlichen eine Durchlegierung des metallischen Überzugs statt. Eine Diffusion des Eisens aus dem Substrat in den Überzug und des Aluminiums/Siliziums aus dem Überzug in das Substrat erfolgt im Wesentlichen homogen, so dass sich insbesondere oberflächennah innerhalb des durchlegierten Überzugs Komponenten ausbilden, die einen im Wesentlichen nicht zufriedenstellenden Einfluss auf die Lackierbarkeit und/oder Schweißbarkeit haben, insbesondere dadurch bedingt, dass eine im Wesentlichen poröse Oberfläche mit überwiegend geschlossenen Poren vorliegt. Die schlechte Schweiß barkeit resultiert aus einer explosionsartigen Expansion des in den Poren eingeschlossenen Gases bzw. Gase und damit einer erhöhten Neigung für Spritzer. Eine offene Porosität wäre hingegen vorteilhaft für die Lackierbarkeit, da sich der Lack besser in der Oberflächenstruktur verhaken kann und eine relative Vergrößerung der Oberfläche vorliegt. Aufgabe ist daher, ein mit einem aluminiumbasierten Überzug beschichtetes Stahlblech zur Verfügung zu stellen, welches die Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils in einer Art und Weise ermöglicht, mit welchem ein warmumgeformtes Stahlblechbauteil mit einer guten Schweißbarkeit, Korrosionsbeständigkeit und/oder Lackierbarkeit herstellbar ist.
Die Aufgabe wird mit einem Stahlblech für eine Warmumformung mit den Merkmalen des Anspruches 1, mit einem Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblech bauteils mit den Merkmalen des Anspruches 9 sowie mit einem warmumgeformten Stahl blechbauteil mit den Merkmalen des Anspruches 12 gelöst.
Gemäß einer ersten Lehre der Erfindung umfasst das Stahlblech für die Warmumformung ein Substrat aus einem härtbaren Stahlwerkstoff mit einem aluminiumbasierten Überzug, wobei zwischen Substrat und aluminiumbasiertem Überzug eine intermetallische Schicht ausgebildet ist, wobei das Substrat eine Oberflächenstruktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen aufweist.
Die Erfinder haben überraschend festgestellt, dass durch eine Strukturierung der Oberfläche des Substrats mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen, welche stochastisch, guasi-stochastisch oder deterministisch ausgebildet sein kann, eine Vergrößerung der Ober fläche im Vergleich zu einer standardmäßigen Oberfläche für die Warmumformung, sprich zu einer nicht mit einer Struktur versehenen Oberfläche, bereitgestellt werden kann, wodurch positiv Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit, Schweißbarkeit und/oder Lackierbarkeit genommen werden kann. Durch die unterschiedlichen, insbesondere nichtlinearen Diffusions wege des Eisens aus dem Substrat in den Überzug stellt sich zumindest oberflächennah innerhalb des im Wesentlichen durchlegierten Überzugs eine Inhomogenität ein, was sich wiederum im Vergleich zu einer aus dem Stand der Technik homogenen Verteilung der Komponenten vorteilhaft bemerkbar machen kann, indem die geschlossene Porosität der Oberfläche im Vergleich zum Stand der Technik im Wesentlichen reduziert werden kann. Die Struktur kann mit geeigneten Mitteln, insbesondere durch Einprägen und/oder Einwalzen, insbesondere gezielt in die Oberfläche des Substrats eingebracht werden, wobei die Ober flächenstruktur eine geometrisch definierte Struktur aufweisen kann. Der Gestaltungsfreiheit der Oberflächenstruktur sind im Wesentlichen keine Grenzen gesetzt. Diese können individuell und bedarfsgerecht eingebracht werden. Die Tal-und Bergbereiche sind über Flankenbereiche miteinander verbunden, so dass über die Einstellung der Flankenbereichswinkel und/oder über die Tiefe bzw. den Abstand zwischen den Tal- und Bergbereichen insbesondere die Diffusion des Eisens aus dem Substrat in den Überzug vorzugsweise gezielt lokal eingestellt werden kann.
Unter Substrat ist ein Stahlflachprodukt in Bandform oder Blech-/Platinenform zu verstehen. Es weist eine Längserstreckung (Länge), eine Querstreckung (Breite) sowie eine Höhen erstreckung (Dicke) auf. Das Substrat kann ein Warmband (warmgewalztes Stahlband) oder Kaltband (kaltgewalztes Stahlband) sein oder aus einem Warmband oder aus einem Kaltband hergestellt sein. Das Substrat kann aus einem Werkstoff (Monolith) oder aus einem Werkstoff verbund (2 oder mehrere Lagen) bestehen. Bevorzugt kann die Oberfläche des Substrats mittels einer oder mehreren Walzen strukturiert werden, beispielsweise die Oberflächen struktur in einem Walzgerüst in einer Walzstraße oder separat in einem (Nach-) Walzgerüst eingebracht werden. Die Tal-, Flanken- und Bergbereiche der Oberflächenstruktur können in ihrer Dimensionierung (Tiefe, Breite etc.) unter anderem abhängig vom Walzgrad sein, welcher beispielsweise bis zu 20 %, insbesondere bis zu 10 %, vorzugsweise bis zu 5 %, bevorzugt bis zu 4 %, besonders bevorzugt bis zu 3 % betragen kann, wobei der Walzgrad das Verhältnis der Dickenabnahme (Eingangsdicke minus Ausgangsdicke im Walzgerüst) des gewalzten Substrats zur Eingangsdicke ausdrückt, insbesondere die Dickenreduktion berück sichtigt. Der Walzgrad beträgt beispielsweise mindestens 0,2 %, insbesondere mindestens 0,5 %, vorzugsweise mindestens 1%.
Die Oberflächenstruktur mit Tal-, Flanken- und Bergbereichen auf der Oberfläche des Sub strats (Negativabdruck) findet sich im Wesentlichen auf der oder den Walzen als Positiv abdruck wieder, wobei ein Talbereich auf der Oberfläche des Substrats einem Bergbereich auf der Oberfläche der Walze entspricht. Die Oberflächenstruktur kann stochastisch, insbesondere guasi-stochastisch oder vorzugsweise deterministisch ausgebildet sein.
Im Anschluss an das Einbringen der Oberflächenstruktur wird das Substrat, einseitig oder vorzugsweise beidseitig, mit einem aluminiumbasierten Überzug in einer Schmelztauch beschichtungsanlage zu einem Stahlblech (Band-/Blech-/Platinenform) beschichtet.
Der aluminiumbasierte Überzug weist folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% auf: optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (Si, Fe, Mg, Zn):
Si bis 15,0,
Fe bis 5,0, Mg bis 5,0,
Zn bis 30,0,
Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen. In dem aluminiumbasierten Überzug können neben Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen zusätzliche Elemente wie Silizium mit einem Gehalt bis zu 15,0 Gew.-% und/oder Eisen mit einem Gehalt bis zu 5,0 Gew.-% und/oder Magnesium mit einem Gehalt bis zu 5,0 Gew.-% und/oder Zink mit einem Gehalt bis zu 30,0 Gew.-% in dem Überzug enthalten sein. Si kann insbesondere mit mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise mit mindestens 2,0 Gew.-%, bevorzugt mit mindestens 7,0 Gew.-% vorhanden sein, wobei der Gehalt insbesondere auf maximal 12,0 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 11,0 Gew.-% begrenzt werden kann. Si kann im Überzug zu einer verbesserten Verarbeitbarkeit beim Schmelztauchbeschichten beitragen. Alternativ oder zusätzlich kann Fe insbesondere mit mindestens 0,1 Gew.-%, vorzugsweise mit mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mit mindestens 1,0 Gew.-% vorhanden sein, wobei der Gehalt insbesondere auf maximal 4,0 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 3,5 Gew.-% begrenzt werden kann. Fe kann im Überzug die Schmelztemperatur des Überzugs erhöhen, was beim Austenitisieren von Vorteil sein kann. Alternativ oder zusätzlich kann Mg insbesondere mit mindestens 0,1 Gew.- %, vorzugsweise mit mindestens 0,2 Gew.-% vorhanden sein, wobei der Gehalt insbesondere auf maximal 3,0 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,8 Gew.-% begrenzt werden kann. Mg kann im Überzug zu einer Verringerung der Aufnahme von diffusiblem Wasserstoff in das Substrat beitragen. Um eine Verbesserung der Korrosions eigenschaften zu bewirken, insbesondere um die Rotrostbildung zu reduzieren, kann Zn mit mindestens 1 Gew.-%, insbesondere mit mindestens 4 Gew.-% im Überzug vorhanden sein, wobei sein Gehalt auf maximal 30 Gew.-%, insbesondere auf maximal 22 Gew.-%, vorzugs weise auf maximal 16 Gew.-% beschränkt sein kann.
Prozessbedingt bildet sich zwischen dem Substrat und dem Überzug eine intermetallische Schicht aus. Die intermetallische Schicht weist mindestens Eisen- und Aluminium verbindungen auf. Die intermetallische Schicht kann eine Dicke zwischen 0,01 und 10 pm, insbesondere bis zu 8 pm, vorzugsweise zwischen bis zu 6 pm aufweisen.
Durch die vorher zumindest einseitig auf der Oberfläche des Substrats eingebrachte Ober flächenstruktur mit Tal-, Flanken- und Bergebereichen folgt die intermetallische Schicht diesem Verlauf. Der aluminiumbasierte Überzug des Stahlblechs weist auf der freien Ober fläche, guasi auf der dem Substrat und der intermetallischen Schicht abgewandten Seite, vorzugsweise eine im Wesentlichen ebene bzw. plane Oberfläche auf. Somit variiert der metallische Überzug in seiner Dicke in Längs- und Quererstreckung des Stahlblechs in Ab hängigkeit von dem Verlauf der Tal- und Bergbereiche, wobei die Höhenerstreckung (Dicke) des Stahlblechs im Wesentlichen konstant bleibt, wenn es sich um ein Substrat mit einheit licher Dicke handelt, oder wobei die Höhenerstreckung (Dicke) des Stahlblechs zumindest abschnittsweise im Wesentlichen konstant bleibt, wenn es sich um ein Substrat mit variieren der Dicke in Längs- oder Quererstreckung handelt.
Die Dicke des Stahlblechs beträgt beispielsweise 0,5 bis 4,0 mm, insbesondere 0,6 bis 3,0 mm, vorzugsweise 0,7 bis 2,5 mm.
Die Dicke des aluminiumbasierten Überzugs beträgt beispielsweise 3 bis 40 pm vor der Warmumformung, insbesondere 10 bis 40 pm, vorzugsweise 11 bis 35 pm, bevorzugt 12 bis 30 pm, weiter bevorzugt 13 bis 27 pm, wobei die Dicke der gemittelten Dicke entspricht. Aufgrund der Oberflächenstruktur und der in Längs- und Quererstreckung des Stahlblechs variierenden Dicke des Überzugs, ist die Dicke des Überzugs des erfindungsgemäßen Stahl blechs nicht durchgehend konstant, so dass eine gemittelte Dicke angegeben wird.
Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen und Weiterbildungen gehen aus der nachfolgenden Beschreibung hervor. Ein oder mehrere Merkmale aus den Ansprüchen, der Beschreibung wie auch der Zeichnung können mit einem oder mehreren anderen Merkmalen daraus zu weiteren Ausgestaltungen der Erfindung verknüpft werden. Es können auch ein oder mehrere Merk male aus den unabhängigen Ansprüchen durch ein oder mehrere andere Merkmale verknüpft werden.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechs weist der härtbare Stahl werkstoff folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% auf:
C = 0,05 bis 0,5,
Mn = 0,3 bis 3,0,
Si = 0,05 bis 1,7,
P bis 0,1,
S bis 0,1,
N bis 0,1, sowie optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca):
AI bis 1,0,
Ti bis 0,2,
V bis 0,5,
Nb bis 0,5,
B bis 0,01,
Cr bis 1,0,
Mo bis 1,0,
Cu bis 1,0,
Ni bis 1,0,
Ca bis 0,1,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Kohlenstoff (C) übernimmt mehrere wichtige Funktionen. In erster Linie ist C ein Martensit bildner und damit essentiell für die Einstellung einer gewünschten Härte im warmumge- formten Stahlblechbauteil, so dass mindestens ein Gehalt von 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens ein Gehalt von 0,1 Gew.-%, vorzugsweise mindestens ein Gehalt von 0,15 Gew.- % vorhanden ist. Weiterhin trägt C in großem Maße zu einem höheren CEV-Wert (CEV = Kohlenstoffäguivalent) bei, wodurch die Schweißeignung negativ beeinflusst wird, so dass ein Gehalt bis maximal 0,5 Gew.-%, zur Verringerung der Neigung zu Einrissen insbesondere bis maximal 0,45 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,4 Gew.-% eingestellt wird. Des Weiteren können durch die angegebene Obergrenze negative Einflüsse in Bezug auf die Zähigkeits eigenschaften, die Umformeigenschaften und die Schweißeignung vermieden werden. Je nach erforderlicher Umformbarkeit und Zähigkeit kann der C-Gehalt innerhalb der ange gebenen Spannen individuell eingestellt werden.
Mangan (Mn) ist ein Legierungselement, das zur Härtbarkeit beiträgt. Gleichzeitig verringert Mn die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung und setzt die kritische Abkühlgeschwindigkeit herab, wodurch die Härtbarkeit erhöht wird. Zudem kann Mn zur Abbindung von S, um zu verhindern, dass die Warmwalzbarkeit durch ein FeS Eutektikum zu sehr beeinträchtigt wird, und/oder Verringerung des Perlitanteils verwendet werden, so dass insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,3 Gew.-% vorhanden ist. Eine zu hohe Mn- Konzentration wirkt sich dagegen negativ auf die Schweißeignung aus, so dass Mn auf maximal 3,0 Gew.-% begrenzt ist. Zur Gewährleistung der gewünschten Umformbarkeit wird der Gehalt insbesondere auf maximal 2,7 Gew.-%, zur Verbesserung der Zähigkeitseigen schaften, vorzugsweise auf maximal 2,5 Gew.-% beschränkt. Zur Einstellung der angestrebten Festigkeitseigenschaften wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,8 Gew.-% zulegiert.
Silizium (Si) ist ein Legierungselement, das zur Desoxidation beiträgt. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit wird ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% verwendet. Allerdings kann Si auch zur Festigkeitssteigerung beitragen, so dass vorzugsweise ein Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,2 Gew.-% zulegiert wird. Wird dem Stahl zu viel Si zu legiert, kann dies einen negativen Einfluss auf die Zähigkeitseigenschaften, die Umformbarkeit und die Schweißeignung haben. Daher ist der Gehalt auf maximal 1,7 Gew.-%, zur Ver besserung der Oberflächengualität, insbesondere auf maximal 0,9 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,7 Gew.-% begrenzt.
Phosphor (P) ist ein Legierungselement, das zur Verzögerung der Zementitbildung in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% eingestellt werden kann. Zur Sicherstellung der gewünschten Verzögerung und Stabilisierung werden Gehalte von insbesondere mindestens 0,002 Gew.-%, vorzugs weise mindestens 0,004 Gew.-% eingestellt. Allerdings wirkt sich P stark zähigkeitsmindernd und dadurch ungünstig auf die Umformbarkeit aus. P kann zudem aufgrund seiner geringen Diffusionsgeschwindigkeit beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Negative Einflüsse auf die Umformbarkeit und/oder Schweißbarkeit können sicher ausge schlossen werden, wenn der Gehalt insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, zur zusätzlichen Verringerung der Seigerungseffekte vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-% begrenzt wird.
Schwefel (S) ist ein Legierungselement, das in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% vorhanden sein kann. Da S im Stahl eine starke Neigung zur Seigerung aufweisen und die Umformbarkeit respektive Zähigkeit in Folge der übermäßigen Bildung von FeS, MnS bzw. (Mn, Fe) S negativ beeinträchtigen kann, wird der Gehalt daher insbesondere auf maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,01 Gew.-% begrenzt.
Stickstoff (N) kann als Legierungselement in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-% zur Nitridbildung und/oder Verbesserung der Härtbarkeit eingestellt werden. Grundsätzlich lässt sich N bei der Stahlherstellung durch die N-haltige Erdatmosphäre nicht vollständig vermeiden, kann jedoch, abhängig von weiteren Legierungselementen, sehr vorteilhaft sein. N kann genauso wie C zur Steigerung der Martensithärte eingesetzt werden, schwächt aber im Vergleich zu C die Korn grenzen weniger. Um diese Wirkung zu erzielen, können insbesondere Gehalte von mindes tens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-%, bevorzugt von mindes tens 0,002 Gew.-% eingestellt werden. Allerdings führt N insbesondere in Verbindung mit AI und/oder Ti zur Bildung von groben Nitriden, die sich negativ auf die Umformbarkeit aus wirken können. Der Gehalt ist daher insbesondere auf maximal 0,015 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,007 Gew.-% begrenzt. Falls Ti vorhanden ist, sollte im Falle von Ti-Gehalten > 0,01 Gew.-% der N-Gehalt besonders bevorzugt zwischen 0,001% < N <= 0,004 % eingestellt werden.
Das Stahlblech kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca) enthalten.
Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement bis zu maximal 1,0 Gew.-% zulegiert werden. Insbesondere kann AI zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet werden, so dass optional zulegiertes Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung ent falten kann. Daher wird insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-%, vorzugs weise von mindestens 0,01 Gew.-% zulegiert. Zur Vermeidung gießtechnischer Probleme wird der Gehalt insbesondere auf maximal 0,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,2 Gew.-%, begrenzt.
Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit durch Bildung von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden steigern und als Mikroseigerungselement wirken. Des Weiteren kann die Bildung von grobem Austenitgefüge unterdrückt werden. Auch kann Ti zur Kornfeinung und/oder Stickstoffabbindung und, falls Bor vorhanden ist, die Wirksamkeit von Bor erhöhen. Da es zudem zur Verstärkung der Wirksamkeit von Cr beitragen kann, kann es optional mit einem Gehalt bis zu 0,2 Gew.-% zulegiert werden. Aus Kostengründen wird der Gehalt insbesondere auf maximal 0,15 Gew.-%, zur sicheren Vermeidung der Bildung zu großer Titannitride vorzugsweise auf maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.- % beschränkt. Zur Sicherstellung der Wirksamkeit kann ein Gehalt insbesondere von mindes tens 0,005 Gew.-% zulegiert werden. Zur Ausnutzung der festigkeitssteigernden Wirkung können vorzugsweise Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew.-% verwendet werden. Vanadium (V) und/oder Niob (Nb) können als optionale Legierungselemente einzeln oder in Kombination zur Kornfeinung und/oder zur Verzögerung der wasserstoffinduzierten Riss bildung zulegiert werden. Diese optionalen Legierungselemente können wie Ti als Mikro legierungselemente eingesetzt werden, um festigkeitssteigernde Carbide, Nitride und/oder Carbonitride zu bilden. Zur Gewährleistung ihrer Wirksamkeit können V und/oder Nb insbeson dere mit Gehalten von (jeweils) mindestens 0,005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,015 Gew.-%, eingesetzt werden. Für Nb und V liegt der Mindestgehalt einzeln oder in Summe besonders bevorzugt bei mindestens 0,02 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente sind (jeweils) auf maximal 0,5 Gew.-%, insbe sondere auf maximal 0,2 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,1 Gew.-% begrenzt, da höhere Gehalte sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere sich negativ auf die Zähigkeitseigenschaften des Stahls auswirken können.
Bor (B) kann als optionales Legierungselement auf den Phasengrenzen segregieren und deren Bewegung verhindern. Dies kann zu einem feinkörnigen Gefüge führen, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Um die Wirksamkeit dieser Effekte zu gewährleisten und die Härtbarkeit zu erhöhen, kann ein Gehalt bis zu 0,01 Gew.-%, insbesondere aus Kostengründen bis maximal 0,005 Gew.-%, und zur sicheren Vermeidung einer Versprödung an Korngrenzen bevorzugt bis maximal 0,004 Gew.-%, sowie insbeson dere zur Gewährleistung der sicheren Wirksamkeit auch bei Vorhandensein von N, beispiels weise in Form von technisch unvermeidbaren Verunreinigungen der Stahlschmelze mit N, insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, zur Erhöhung der Feinkörnigkeit, vorzugs weise von mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,0015 Gew.-%, zulegiert werden. Beim optionalen Zulegieren von B sollte zudem ausreichend Ti für die Abbindung von N zulegiert sein.
Chrom (Cr) kann als optionales Legierungselement zur Einstellung der Härte und der Festig keit insbesondere mit einem Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% zulegiert werden, da es wie C die Umwandlung in Austenit unterstützen kann. Aus Kostengründen ist die Obergrenze mit 1,0 Gew.-% definiert. Bei zu hohem Gehalt kann die Schweißeignung und/oder die Zähigkeit negativ beeinflusst werden, so dass der Gehalt insbesondere auf maximal 0,75 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,45 Gew.-% begrenzt wird. Um die Kohlenstoffdiffusion herab zusetzen und so eine gleichgewichtsferne Umwandlung zu begünstigen, können insbesondere Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,15 Gew. -% zulegiert werden. Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit und die Härte erhöhen. Da es zur Verstärkung der Wirksamkeit von Cr beitragen bzw. den Einsatz dieses Legierungs elements ersetzen kann, kann es optional mit einem Gehalt bis zu 1,0 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,01 und 0,8 Gew.-%, zur Erzielung einer möglichst großen Härte und zur Verringerung der Kohlenstoffdiffusion vorzugsweise zwischen 0,1 und 0,5 Gew.-% zulegiert werden.
Werden beispielsweise die optionalen Legierungselemente Cr und Mo zusammen zulegiert, so sind ihre Gehalte in Summe auf maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,8 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,6 Gew.-% begrenzt.
Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement zur Verbesserung der Härtbarkeit mit einem Gehalt bis zu 1,0 Gew.-% zulegiert werden. Um diese Wirkung zu gewährleisten, können Gehalte insbesondere von mindestens 0,01 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,05 Gew.-% zulegiert werden. Der Gehalt wird insbesondere auf maximal 0,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,2 Gew.-% begrenzt, um negative Einflüsse auf die Schweiß eignung und die Zähigkeitseigenschaften in der Wärmeeinflusszone einer am Stahlblech bauteil möglichen vorgenommenen Schweißung zu vermeiden.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement die Härtbarkeit verbessern. Zur Sicher stellung der Wirksamkeit kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,01 Gew.-% zulegiert werden. Zur Erhöhung der Zähigkeit können vorzugsweise Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% zulegiert werden. Zur Verbesserung der Schweißbarkeit wird der Gehalt auf maximal 1,0 Gew.-%, aus Kostengründen insbesondere auf maximal 0,5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,2 Gew.-% beschränkt.
Calcium (Ca) kann als optionales Legierungselement der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten bis zu 0,1 Gew.-%, insbesondere bis maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise bis maximal 0,01 Gew.-%, bevorzugt bis maximal 0,005 Gew.-% zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warm walzung führen kann. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,001 Gew.-% wirksam sein. Die als optional angegebenen Legierungselemente können alternativ auch als Verunreini gungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlwerkstoffs zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu verschlechtern. Auch können P, S und/oder N, wenn sie nicht gezielt zulegiert werden, als Verunreinigung toleriert werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechs ist der alumini umbasierte Überzug mit mindestens 30 Gew.-% Fe zulegiert. Nach dem Schmelztauch beschichten kann das beschichtete Substrat einer (weiteren) Wärmebehandlung zugeführt werden, bei welchem durch Diffusionsprozesse der aluminiumbasierte Überzug mit Eisen aus dem Substrat angereichert werden kann. Durch eine vor der Warmformung vorgeschaltete Wärmebehandlung kann ein gezieltes „Vorlegieren“ abhängig von Temperaturen (beispiels weise < Acl bzw. => Acl) und Dauer (beispielsweise bis ca. 600 s bzw. > 600 s) durchgeführt werden, um beispielsweise eine (weitere) Verkürzung der Dauer bis zum Durchlegieren des Überzugs während der Austenitisierung bei der Warmumformung zu ermöglichen, vgl. beispielsweise DE 10 2008 006 771 B3.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechs ist die Ober flächenstruktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen deterministisch aus gebildet. Unter deterministischer Oberflächenstruktur sind insbesondere regelmäßig wieder kehrende Oberflächenstrukturen zu verstehen, welche eine definierte Form und/oder Ausge staltung bzw. Dimensionierung aufweisen. Insbesondere gehören hierzu zudem Oberflächen strukturen mit einer (guasi-)stochastischen Anmutung, die sich aus stochastischen Form elementen in einer wiederkehrenden Struktur zusammensetzen. Somit lassen sich die Tal bereiche, Flankenbereiche und Bergbereiche gezielt einstellen.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechs be trägt in Höhenerstreckung des Substrats der Abstand bzw. maximale Rautiefe Rt zwischen den Talbereichen und Bergbereichen zwischen 1 und 50 pm, insbesondere zwischen 3 und 40 pm, vorzugsweise zwischen 5 und 28 pm, bevorzugt zwischen 8 und 20 pm.
Gemäß einer besonders bevorzugten Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Stahlblechs weist das Substrat eine um mindestens 3%, insbesondere um mindestens 5%, vorzugsweise um mindestens 10%, bevorzugt um mindestens 13% vergrößerte Oberfläche auf. Die Ver größerung der Oberfläche des Substrats ist in Relation zur „Projektionsfläche“ der Oberfläche des Substrats zu sehen. Dies bedeutet, dass eine oder mehrere definierte Bereiche betrachtet werden, beispielsweise Aufnahmen mittels konfokalem Weißlichtmikroskop, und die ermittelte oder gemessene Ist-Oberfläche in Relation zur Projektionsoberfläche (plane oder ebene Oberfläche) in dem oder den definierten Bereichen gesetzt wird. Die Vergrößerung der Oberfläche ist abhängig von der Form, Ausgestaltung und/oder Dimensionierung der Tal-, Flanken- und Bergbereiche der Oberflächenstruktur sowie der abhängig von der Anzahl respektive Verteilung der Struktur, wobei eine vergrößerte Oberfläche beispielsweise bis zu 500 %, insbesondere bis zu 200 %, vorzugsweise bis zu 50 % eingestellt werden kann. Die bevorzugte vergrößerte Oberfläche bezieht sich insbesondere auf das noch unbeschichtete Substrat.
Das erfindungsgemäße Stahlblech kann optional dressiert sein. Nachdem das Substrat mit einem aluminiumbasierten Überzug beschichtet worden ist, kann beispielsweise das Stahl blech mittels Dressierwalzen dressiert werden, insbesondere mit einem Walzgrad zwischen 0,2 und 4 %, um eine gezielte Rauheit und/oder Strukturierung an der freien Oberfläche des Überzugs des Stahlblechs einstellen zu können.
Gemäß einem zweiten Aspekt betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- umgeformten Stahlblechbauteils, wobei das erfindungsgemäße Verfahren folgende Schritte umfasst: Bereitstellen eines erfindungsgemäßen Stahlblechs; Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von mindestens Acl; Warmumformen und Abkühlen des austenitisierten Stahlblechs auf eine Temperatur zwischen 20°C und Ms.
Das erfindungsgemäße Stahlblech wird auf eine Temperatur von mindestens Acl oder darüber, insbesondere auf mindestens Ac3 oder darüber, zur Bildung von Austenit im Sub strat erwärmt bzw. austenitisiert, vorzugsweise in einem Zeitraum, welcher ausreichend ist, um, insbesondere abhängig von der Dicke und/oder Zusammensetzung des verwendeten Stahlwerkstoffs, das Stahlblech vollständig durchzuwärmen. Bei teilweiser Austenitisierung zwischen Acl und Ac3 ist der Austenitgehalt sowie der Kohlenstoffgehalt im Austenit abhängig von der Austenitisierungsdauer, sodass eine vollständige Austenitisierung > Ac3 bevorzugt ist.
Im Sinne der Erfindung soll neben der vollständigen auch nur eine partielle Erwärmung des Stahlblechs verstanden werden, falls ein Stahlblechbauteil mit partiell unterschiedlichen Eigenschaften hergestellt werden soll. So kann auch nur ein zumindest teilbereichsweises Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von mindestens Acl erfolgen. Insbeson dere soll auch eine Erwärmung mit verschiedenen, teilbereichsweisen Temperatur-Zonen innerhalb des Stahlblechs verstanden werden, wovon zumindest eine oberhalb von Ac3 liegt. Beispielsweise kann auch eine vollständige Erwärmung des Stahlblechs mit einem tempo räreren, teilbereichsweisen Zwischenkühlen, vorzugsweise mit einem Fluid, zur teilbereichs weisen Festigkeitsveränderung erfolgen, wobei beispielsweise das Stahlblech dazu kurzeitig aus dem Ofen herausgefahren und nach der teilbereichsweisen Zwischenkühlung wieder in einen Ofen hineingefahren wird.
Unter „Warmumformen und Abkühlen“ ist zu verstehen, dass das Stahlblech infolge der gezielten Austenitisierung ein Warmumformen als indirekte oder direkte Warmumformung kombiniert mit einem Abkühlen in einem Werkzeug (Presshärten) oder in einem Medium (Härten) umfasst. Erfolgt eine Abkühlung des austenitisierten Stahlblechs auf eine Temperatur unterhalb von Ms, kann sichergestellt werden, dass die Ausbildung eines harten Gefüges von Austenit in Martensit erzwungen wird, insbesondere durch geeignete Abkühlgeschwindig keiten. Die durchschnittliche bzw. kritische Abkühlgeschwindigkeit beträgt insbesondere min destens 20K/s, vorzugsweise mindestens 30K/s, bevorzugt mindestens 40K/s. Abge schlossen ist die Umwandlung vollständig in Martensit bei Erreichen bzw. Unterschreiten der Mf - Temperatur, wobei eine Abkühlung bis zu einer Temperatur von 20°C, insbesondere bis zu einer Temperatur von 50°C, vorzugsweise bis zu einer Temperatur von 80°C, bevorzugt bis zu einer Temperatur von 100°C, weiter bevorzugt bis zu einer Temperatur von 200°C erfolgen kann.
Kenngrößen wie Acl, Ac3, Ms, Mf, (kritische) Abkühlgeschwindigkeiten etc. sind abhängig von der Zusammensetzung des verwendeten Stahlwerkstoffs und lassen sich aus sogenan nten ZTU- bzw. ZTA-Diagrammen ableiten.
Erfolgt das Warmumformen in einem Warmumformwerkzeug und das Abkühlen in einem Abkühlwerkzeug oder Warmumformen und Abkühlen in einem Werkzeug, so entsprechen Abkühlwerkzeug und Werkzeug einem Presshärtewerkzeug, welches den Vorteil hat, dass ein besonders maßhaltiges Stahlblechbauteil hergestellt wird, da das austenitisierte Stahlblech in Kontakt mit einer formgebenden Kontur des Presshärtewerkzeugs gelangt. Bei der indirekten Warmumformung bewirkt das Presshärtewerkzeug nur eine geringfügige Formgebung (= Warmumformen) im Rahmen einer Kalibrierung und/oder Korrektur auf Sollmaß oder Endgeometrie des herzustellenden Stahlblechbauteils. Bevorzugt ist das Presshärtewerkzeug aktiv gekühlt und stellt entsprechende (kritische) Abkühlgeschwindigkeiten bereit, um ein hartes Gefüge in dem warmumgeformten Stahlblechbauteil einstellen zu können. Als Stahl blech wird gemäß einer Ausgestaltung des Verfahrens bei der indirekten Warmumformung ein vorgeformtes Teil bereitgestellt, welches im Wesentlichen eine endabmessungsnahe Geo metrie aufweist.
Alternativ kann bei der direkten Warmumformung das Stahlblech als ebene Platine bereit gestellt werden, welche nach der Austenitisierung in mindestens einem Warmumformwerk- zeug warm umgeformt wird. Das Warmumformen kann je nach Komplexität des herzustellen den Stahlblechbauteils und/oder abhängig von der Taktzeit auch in zwei oder mehreren Warmumformwerkzeugen warm umgeformt werden. Das eine oder das bei mehreren Werk zeugen in dem Prozess in der letzten Stufe befindliche Warmumformwerkzeug ist gleichzeitig auch zum Abkühlen ausgelegt, so dass das eine oder das letzte in der Prozesskette ange ordnete Warmumformwerkzeug als Presshärtewerkzeug ausgebildet ist, welches aktiv gekühlt ist und entsprechende (kritische) Abkühlgeschwindigkeiten bereitstellt, um ein hartes Gefüge in dem warmumgeformten Stahlblechbauteil einstellen zu können. Bei mehreren Warmum formwerkzeugen kann das erste Warmumformwerkzeug in der Prozesskette auch für ein teil weises Abkühlen, insbesondere mittels Kontaktabkühlung, ausgelegt sein.
Im Sinne der Erfindung soll neben der vollständigen auch nur eine partielle Abkühlung des Stahlblechs/Stahlblechbauteils verstanden werden, falls ein Stahlblechbauteil mit partiell unterschiedlichen Eigenschaften hergestellt werden soll.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung des Verfahrens wird das Austenitisieren in einem Ofen bei einer Temperatur von mindestens Ac3 für eine Dauer, insbesondere Verweildauer im Ofen, zwischen 50 und 1200 s, insbesondere zwischen 80 und 720 s, vorzugsweise zwischen 100 und 600 s, bevorzugt zwischen 120 und 360 s durchgeführt. Die Temperatur zur Austen itisierung beträgt maximal 980°C, insbesondere maximal 940°C. Abhängig von der Temperatur im Ofen und von der Dicke des verwendeten erfindungsgemäßen Stahlblechs kann neben der Umwandlung des Stahlwerkstücks vollständig in Austenit auch ein im Wesentlichen vollständige Durchlegierung des Überzugs in den vorgegebenen Zeitspannen sichergestellt werden. Unter „Durchlegierung“ ist zu verstehen, dass > 50 Gew.-% Fe im Überzug vorliegt bzw. in allen Phasen AI < 70 Gew.-% vorliegt. Die dritte Lehre der Erfindung betrifft ein warmumgeformtes Stahlblechbauteil, wobei das Stahlblechbauteil ein Substrat mit einem aluminiumbasierten Überzug und einer zwischen dem Substrat und dem aluminiumbasierten Überzug ausgebildeten Interdiffusionsschicht aufweist, wobei das Substrat eine Oberflächenstruktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen aufweist.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung des warmumgeformten Stahlblechbauteils folgt die ausgebildete Interdiffusionsschicht dem Verlauf der Oberflächenstruktur. Die Oberflächen struktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen des warmumgeformten Stahl blechbauteils entspricht im Wesentlichen der Grundstruktur der Oberflächenstruktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen des Stahlblechs, wobei infolge der Diffusion bei der Austenitisierung und der mechanischen Beanspruchung im Zuge der Warm umformung die Oberflächenstruktur des Substrats des warmumgeformten Stahlblechbauteils eine Veränderung im Vergleich zur Oberflächenstruktur des Substrats des Stahlblechs, insbesondere zumindest teilbereichsweise eine relative Glättung erfahren kann.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung des warmumgeformten Stahlblechbauteils beträgt in Höhenerstreckung des Substrats der Abstand bzw. maximale Rautiefe Rt zwischen den Talbereichen und Bergbereichen zwischen 1 und 50 pm, insbesondere zwischen 3 und 40 pm, vorzugsweise zwischen 5 und 28 pm, bevorzugt zwischen 8 und 20 pm.
Um Wiederholungen zu vermeiden, wird auf die Ausführungen des erfindungsgemäßen Stahlblechs und Verfahrens Bezug genommen.
Das Substrat des warmumgeformten Stahlblechbauteils weist ein Gefüge aus Martensit mit mindestens 50 Flächen-%, insbesondere mindestens 60 Flächen-%, vorzugsweise mindes tens 70 Flächen-%, bevorzugt mindestens 80 Flächen-%, besonders bevorzugt mindestens 90 Flächen-% auf, wobei andere bzw. verbleibende Gefügebestandteile in Form von Bainit, Austenit, Restaustenit, Zementit, Perlit und/oder Ferrit vorhanden sein können. Insbesondere besteht der verbleibende nicht martensitische Gefügeanteil zum größten Teil aus Bainit, wobei vorzugsweise Perlit und/oder Ferrit mit bis zu 10 Flächen-%, bevorzugt mit bis zu 5 Flächen-% vorliegen können. Vorzugsweise besteht das Gefüge zu 100 Flächen-% aus Martensit, wodurch die höchstmögliche Härte, insbesondere in Verbindung mit den entsprechend eingesetzten Legierungselementen, bereitgestellt werden kann. Das Gefüge kann optional bis maximal 2 Flächen-% herstellungsbedingte, unvermeidbare Gefügebestandteile, wie Zementit oder andere Ausscheidungen wie Carbide, Nitride und/oder Oxide sowie deren Mischformen aufweisen.
Die oben genannten Gefügebestandteile können vollständig im Stahlblechbauteil vorhanden sein oder partiell, falls ein Stahlblechbauteil mit partiell unterschiedlichen Eigenschaften hergestellt werden soll.
Der aluminiumbasierte Überzug des warmumgeformten Stahlblechbauteils ist im Wesent lichen durchlegiert und weist eine Mischform auf, welche u. a. von der chemischen Zusam mensetzung abhängig ist. Die intermetallische Schicht weist zumindest lokal eine größere Dicke im Vergleich zur Dicke der intermetallischen Schicht vor dem Austenitisieren und Abkühlen auf.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Legierungs elemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestand teile werden durch ein geeignetes Auswerteverfahren, z. B Auswertung licht- oder elektronen mikroskopischer Untersuchungen insbesondere an einem oder mehreren Schliffbildern bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht aus drücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.
Im Folgenden werden konkrete Ausgestaltungen der Erfindung mit Bezugnahme auf die Zeichnung im Detail näher erläutert. Die Zeichnung und begleitende Beschreibung der resultierenden Merkmale sind nicht beschränkend auf die jeweiligen Ausgestaltungen zu lesen, dienen jedoch der Illustration beispielhafter Ausgestaltung. Weiterhin können die jeweiligen Merkmale untereinander wie auch mit Merkmalen der obigen Beschreibung genutzt werden für mögliche weitere Entwicklungen und Verbesserungen der Erfindung, speziell bei zusätzlichen Ausgestaltungen, welche nicht dargestellt sind.
Die Zeichnungen zeigen in
Figur 1) einen schematischen Schnitt durch ein Substrat, Figur 2a, b) einen schematischen Schnitt durch ein Stahlblech gemäß dem Stand der Technik (a) und durch ein Stahlblech gemäß einer erfindungsgemäßen Aus führungsform (b),
Figur 3a, b) einen schematischen Schnitt durch ein Stahlblech gemäß einer erfindungs gemäßen Ausführungsform vor dem Austenitisieren (a) und nach dem Warm- umformen und Abkühlen (b) und
Figur 4a, b) jeweils einen Ausschnitt eines Schliffbildes eines warmumgeformten Stahl blechbauteils gemäß dem Stand der Technik (a) und eines warmumgeformten Stahlblechbauteils gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform (b).
Figur 1 zeigt in schematischer Darstellung im Schnitt ein Substrat (1), wobei das Substrat (1) aus einem härtbaren Stahlwerkstoff besteht, welcher folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: C = 0,05 bis 0,5, Mn = 0,3 bis 3,0, Si = 0,05 bis 1,7, P bis 0,1, S bis 0,1, N bis 0,1, sowie optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca): A bis 1,0, Ti bis 0,2, V bis 0,5, Nb bis 0,5, B bis 0,01, Cr bis 1,0, Mo bis 1,0, Cu bis 1,0, Ni bis 1,0, Ca bis 0,1, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Substrat (1) weist eine Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flanken bereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) auf. Die Talbereiche (1.12) sind mit den Berg bereichen (1.11) über Flankenbereiche (1.13) verbunden. Mit (a) ist der Abstand im Schnitt zwischen dem Bergbereich (1.11) und Talbereich (1.12) gekennzeichnet, kann insbesondere auch als Strukturtiefe oder maximale Rautiefe Rt bezeichnet werden, mit (b) ist die Breite oder Länge im Schnitt eines Bergbereichs (1.11) und mit (d) die Breite oder Länge im Schnitt eines Talbereichs (1.12) gekennzeichnet. Die Figur 1 zeigt beliebige Formen und/oder Ausge staltungen bzw. Dimensionierung der Oberflächenstruktur auf, die einzeln oder in Kombination vorzugsweise als deterministisch Oberflächenstruktur (1.1) eingebracht sind. Je nach Ausgestaltung und/oder Form der Oberflächenstruktur (1.1) weist das Substrat (1) eine um mindestens 3% vergrößerte Oberfläche auf. Auch andere dreidimensionale Ausgestaltungen, die in Längs- und/oder Querrichtung in deterministischer, guasi-stochastischer oder stochas tischer Struktur, vorzugsweise wiederkehrend darstellbar sind, sind denkbar.
Figur 2 zeigt in schematischer Darstellung jeweils im Schnitt ein Stahlblech gemäß dem Stand der Technik, s. Figur 2a), und gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform, s. Figur 2b). Das Stahlblech in Figur 2a) umfasst neben dem Substrat einen aluminiumbasierten Überzug (2) und eine zwischen Überzug (2) und Substrat ausgebildete intermetallische Schicht (3). Der aluminiumbasierte Überzug (2) weist eine konstante Dicke (dB) auf. Anders sieht das erfindungsgemäße Stahlblech im Schnitt aus, welches durch die Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) auch einen entlang dieser Struktur verlaufende, ausgebildete intermetallische Schicht (3) aufweist, wobei der aluminiumbasierte Überzug (2) auf seiner freien Oberfläche, auf der dem Substrat (1) und der intermetallischen Schicht (3) abgewandten Seite im Wesentlichen eben bzw. plan respektive parallel zur Substratebene verlaufend ausgebildet ist, wobei seine Dicke in Längserstreckung (L) und Quererstreckung (Q) des Stahlblechs variiert, wobei die Dicke der gemittelten Dicke (dB, gern) entspricht, wobei die gemittelte Dicke (dB, gern) aus der Summe der Mindestdicke (dB, min) und dem halben Abstand (a) bestimmt wird. Die Querstreckung (B) verläuft in diesem Beispiel senkrecht zur Bildebene respektive zur Längserstreckung (L), symbolisiert durch ein eingekreistes X. Der aluminiumbasierte Überzug (2) kann neben Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen zusätzlich optional eines oder mehrere Legierungs elemente aus der Gruppe (Si, Fe, Mg, Zn): Si bis 15,0, Fe bis 5,0, Mg bis 5,0, Zn bis 30,0, enthalten. Die Dicke des Stahlblechs beträgt beispielsweise 0,5 bis 4,0 mm, insbesondere 0,6 bis 3,0 mm, vorzugsweise 0,7 bis 2,5 mm (inkl. beidseitigem Überzug (2)). Die inter metallische Schicht (3) umfasst mindestens Eisen- und Aluminiumverbindungen.
Figur 3 zeigt jeweils im Schnitt eine schematische Darstellung durch ein Stahlblech gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform vor dem Austenitisieren (a) und nach dem Warm- umformen und Abkühlen (b). Die Pfeile symbolisieren Diffusionsvorgänge während des Austenitisierens, insbesondere zeigen sie die Diffusionswege des Elements Fe aus dem Substrat (1), welches aufgrund der Wärmebehandlung an die freie Oberfläche des aluminium basierten Überzugs (2) diffundiert. Nach dem Warmumformen und Abkühlen (b) zu einem warmumgeformten Stahlblechbauteil (10) bleibt die Oberflächenstruktur (1.1) mit den Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) auch am warmum geformten Stahlblechbauteil (10) im Wesentlichen erhalten. Der aluminiumbasierte Überzug (20) weist eine Mischform auf, welche sich durch die Wärmebehandlung und abhängig vom bereitgestellten Beschichtungssystem (AI und optional Si und/der Fe und/oder Mg und/oder Zn) einstellt. Des Weiteren kann der Überzug (2) des warmumgeformten Stahlblechbauteils einen im Wesentlichen n-schichtigen, insbesondere 4- bis 5-schichtigen Aufbau aufweisen.
In einer Untersuchung wurden Stahlbleche bereitgestellt. Als Stahlwerkstoffe kamen zwei kalt gewalzte Substrate A, B mit einer Dicke von jeweils 1,5 mm zum Einsatz, wobei die Substrate die in Tabelle 1 aufgeführten chemischen Legierungselemente in Gew.-%, Rest Fe und unver meidbare Verunreinigungen aufwiesen.
Figure imgf000022_0001
Tabelle
Die Substrate A, B wurden mit einem metallischen Überzug in einer Schmelztauch beschichtungsanlage beschichtet. Die Schmelze war eine aluminiumbasierte Legierung, welche als aluminiumbasierter Überzug mit 10,7 Gew.-% Si, 2,6 Gew.-% Fe, Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen auf den Substraten aufgebracht wurde. Die Substrate wurden zum einen konventionell prozessiert, wobei diese als Referenz im Folgenden als Stahlbleche mit einem C) gekennzeichnet sind. Weitere Substrate wurden erzeugt, wobei an ihren Oberflächen vor der Beschichtung mit dem aluminiumbasierten Überzug eine Oberflächenstruktur mit Talbereichen, Flankenbereichen und Bergbereichen mittels eines Walzenpaars, welche beidseitig auf die Oberflächen der Substrate einwirkten, eingebracht wurden, wobei der Walzgrad bis zu 2% betrug. Die Oberflächenstruktur auf den Oberflächen der Substrate wies eine deterministische Struktur auf, ein wiederkehrendes Muster in Form einer I-Struktur, wobei a=12 pm, b=20 pm und d=15 pm betrug, vgl. Figur 1. Dadurch wurde eine vergrößerte Oberfläche gezielt eingestellt und bereitgestellt, welche mindestens 5% betrug. Insgesamt wurden zur weiteren Untersuchung folgende Proben Nr. 1 bis 6 aus folgenden Stahlblechen entnommen:
Nr. 1 - Stahlblech A‘ mit dB=22 pm;
Nr. 2 - Stahlblech B‘ mit dB=22 pm;
Nr. 3 - Stahlblech A‘ mit dB=35 pm;
Nr. 4 - Stahlblech A mit dB, gem=25 pm;
Nr. 5 - Stahlblech B mit dB, gem= 25 pm;
Nr. 6 - Stahlblech A mit dB, gem=39 pm.
Die Proben Nr. 1 bis 6 wurden einer direkten Warmumformung unterzogen. Die Austenitisierung der Proben fand in einem Ofen statt, wobei die Zieltemperaturen bei Nr. 1 und 4 bei920°C, bei Nr. 2 und 5 bei 960°C und bei Nr. 3 und 6 bei 880°C lagen. Im Anschluss an die Austenitisierung wurden die warmen respektive austenitisierten Proben Nr. 1 bis 6 nach dem Erreichen der Zieltemperatur aus dem Ofen entnommen und innerhalb einer Transferzeit von ca. 7 s einem Warmumformwerkzeug, welches aktiv gekühlt war und somit gleichzeitig auch als Presshärtewerkzeug ausgelegt war, zugeführt und eingelegt, in welchem ein Warmumformen und Abkühlen zu warmumgeformten Stahlblechbauteilen Nr. 1 bis 6 durchgeführt wurde. Die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit betrug mindestens 40 K/s und lag damit über der kritischen Abkühlgeschwindigkeit. Es stellte sich bei allen Stahl blechbauteilen ein Gefüge aus Martensit mit > 95 Flächen. -% ein. Aus den ebenen Proben Nr. 1 bis 6 wurden warmumgeformte Stahlblechbauteile Nr. 1 bis 6 mit einem hutförmigen Quer schnitt hergestellt. Die Erwärmung erfolgte vollständig an den Proben. Auch das Abkühlen erfolgte vollständig an den warmumgeformten Stahlblechbauteilen.
Figur 4 zeigt jeweils einen Ausschnitt eines Schliffbildes, wobei die Schliffe für eine lichtmikroskopische Untersuchung poliert und mit 3%iger HN03-Säure geätzt wurden, wobei Aufnahmen mit 500-facher Vergrößerung gemacht wurden, eines warmumgeformten Stahlblechbauteils gemäß dem Stand der Technik Figur 4a) und eines warmumgeformten Stahlblechbauteils gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform Figur 4b). Figur 4a) zeigt die Aufnahme des warmumgeformten Stahlblechs Nr. 1 und Figur 4b) die Aufnahme des warmumgeformten Stahlblechs Nr. 4. Beide Aufnahmen zeigen durchlegierte Überzüge (20) sowie aufgedickte Interdiffusionsschichten (30). Der Unterschied ist an der Oberfläche des Substrats (1) zu erkennen, dass bedingt durch die Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) eine Oberfläche am durchlegierten Überzug (20) mit einer geringeren Porosität im Vergleich zu einer Standard-Oberfläche eines Substrats umgesetzt werden kann, so dass die Warmumformung, unabhängig davon ob direkt oder indirekt, im Vergleich zum heutigen Standard warmumgeformte Stahlblechbauteile (10) mit einer verbesserten Schweißbarkeit und/oder Lackierbarkeit hergestellt werden können. Die ausgebildete Interdiffusionsschicht (30) folgt folglich auch dem Verlauf der Ober flächenstruktur (1.11, 1.12, 1.13) des Substrats des warmumgeformten Stahlblechbauteils (10), s. Fig. 4b).
Mit erfindungsgemäßen Stahlblechen können warmumgeformte Stahlblechbauteile (10) mit einer guten Schweiß- und/oder Lackierbarkeit bereitgestellt werden. Durch die Vergrößerung der Oberfläche des Substrats um mindestens 3 %, insbesondere um mindestens 5 %, vor zugsweise um mindestens 10 %, bevorzugt um mindestens 13 % kann über die Form und/ oder Dimensionierung der Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flanken bereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) positiv Einfluss insbesondere auf die Diffusion von Eisen innerhalb des aluminiumbasierten Überzugs (2) genommen werden. Bei den Ausführungen im Stand der Technik kommt es durch die schnelle Diffusion zu einer Entmischung von Atomen in den oberflächennahen Schichten des Überzugs aufgrund der unterschiedlichen thermischen und chemischen Eigenschaften der Gefügebestandteile, was schließlich zu einer erhöhten Porenbildung führt. Die unkontrollierte Bildung von Poren, ins besondere von geschlossenen Poren, führt zu einem negativen Einfluss auf die Schweiß barkeit. Durch eine strukturierte und regelmäßige Keimbildung infolge der Strukturierung der Oberfläche des Substrates kommt es zu einer gerichteten Diffusion, die weniger Freiräume für die Bildung von geschlossenen Poren lässt. Der geringere thermische und chemische (Elementverteilung) Gradient in den oberflächennahen Schichten des Überzugs ist im Wesentlichen für die oben genannten Zusammenhänge verantwortlich. Der unstetige Verlauf der thermischen und chemischen Gradienten kann somit zu weniger geschlossenen Poren und bevorzugt zu offenen Poren an der Grenzschicht zur Atmosphäre führen.
Durch eine im Vergleich zum Stand der Technik geringe Porosität mit geschlossenen Poren an der Oberfläche, kann beispielsweise beim Widerstandspunktschweißen ein gleichmäßigerer Stromfluss erfolgen und eine geringere Neigung zu Spritzern, da durch die geringere Porosität ein geringerer Widerstand, welcher für das Widerstandspunktschweißen erforderlich ist und dieses begünstigt, so dass eine Schweißverbindung mit einer ausreichenden Festigkeit und besserer Reproduzierbarkeit erzeugt werden kann. Im Gegensatz hierzu ist für eine bessere Lackierbarkeit eine gleichmäßige, aber offene Porosität an der Oberfläche vorteilhaft, da die chemische Bindung zwischen der Oberfläche und einer auf dem Überzug aufgebrachten organischen Beschichtung (Lack) eine größere Kontaktfläche vorfindet und eine bessere Verhakung sicherstellt.
Zur Bewertung der Schweißbarkeit und Lackierbarkeit wurden die aus den Proben/Stahl blechen Nr. 1 bis 6 warmumgeformten Stahlblechbauteile widerstandsgeschweißt und lackiert, s. Tabelle 2. Die Schweißbarkeit wurde anhand der Breite des Schweißfensters bewertet. Die Lackierbarkeit wurde anhand einer optischen Anmutung bewertet.
Figure imgf000025_0001
Tabelle 2

Claims

Ansprüche
1. Stahlblech für eine Warmumformung umfassend ein Substrat (1) aus einem härtbaren Stahlwerkstoff mit einem aluminiumbasierten Überzug (2), wobei zwischen Substrat (1) und aluminiumbasiertem Überzug (2) eine intermetallische Schicht (3) ausgebildet ist, dadurch gekennzeichnet, dass das Substrat (1) eine Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) aufweist.
2. Stahlblech nach Anspruch 1, wobei der härtbare Stahlwerkstoff folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufweist:
C 0,05 bis 0,5,
Mn 0,3 bis 3,0,
Si 0,05 bis 1,7,
P bis 0,1,
S bis 0,1,
N bis 0,1, sowie optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, V, Nb, B, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca):
AI bis 1,0,
Ti bis 0,2,
V bis 0,5,
Nb bis 0,5,
B bis 0,01
Cr bis 1,0,
Mo bis 1,0,
Cu bis 1,0,
Ni bis 1,0,
Ca bis 0,1,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
3. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der aluminiumbasierte Überzug (2) folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: optional eines oder mehrerer Legierungselemente aus der Gruppe (Si, Fe, Mg, Zn):
Si bis 15,0;
Fe bis 5,0
Mg bis 5,0
Zn bis 30,0;
Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen, und wobei die intermetallische Schicht mindestens Eisen- und Aluminiumverbindungen aufweist.
4. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der aluminiumbasierte Überzug (2) eine Dicke zwischen 3 und 40 pm aufweist, wobei die Dicke einer gemittelten Dicke (dB, gern) entspricht.
5. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die intermetallische Schicht (3) eine Dicke zwischen 0,01 und 10 pm aufweist.
6. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) deterministisch ausgebildet ist.
7. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei in Höhenerstreckung des Substrats (1) der Abstand (a) zwischen den Talbereichen (1.12) und Bergbereichen (1.11) zwischen 1 bis 50 pm beträgt.
8. Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Substrat (1) eine um mindestens 3 % vergrößerte Oberfläche aufweist.
9. Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils (10), wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst:
- Bereitstellen eines Stahlblechs nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
- Austenitisieren des Stahlblechs bei einer Temperatur von mindestens Acl,
- Warmumformen und Abkühlen des austenitisierten Stahlblechs auf eine T emperatur zwischen 20°C und Ms.
10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei das Stahlblech als ebene Platine oder als vorgeformtes Teil bereitgestellt wird.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, wobei das Austenitisieren in einem Ofen bei einer Temperatur von mindestens Ac3 für eine Dauer zwischen 50 und 1200 s durchgeführt wird.
12. Warmumgeformtes Stahlblechbauteil (10), insbesondere hergestellt nach einem der Ansprüche 9 bis 11, wobei das Stahlblechbauteil (10) ein Substrat (1) mit einem aluminiumbasierten Überzug (20) und einer zwischen dem Substrat (1) und dem aluminiumbasierten Überzug (20) ausgebildeten Interdiffusionsschicht (30) aufweist, dadurch gekennzeichnet, dass das Substrat (1) eine Oberflächenstruktur (1.1) mit Talbereichen (1.12), Flankenbereichen (1.13) und Bergbereichen (1.11) aufweist.
13. Warmumgeformtes Stahlblechbauteil nach Anspruch 12, wobei die ausgebildete Inter diffusionsschicht (30) der Oberflächenstruktur (1.1) folgt.
14. Warmumgeformtes Stahlblechbauteil nach Anspruch 12 oder 13, wobei in Flöhen- erstreckung des Substrats (1) der Abstand (a) zwischen den Talbereichen (1.12) und Bergbereichen (1.11) zwischen 1 bis 50 pm beträgt.
PCT/EP2021/051714 2020-02-06 2021-01-26 Stahlblech für die warmumformung, verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlblechbauteils und warmumgeformtes stahlblechbauteil WO2021156101A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102020201451.5A DE102020201451A1 (de) 2020-02-06 2020-02-06 Stahlblech für die Warmumformung, Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils und warmumgeformtes Stahlblechbauteil
DE102020201451.5 2020-02-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021156101A1 true WO2021156101A1 (de) 2021-08-12

Family

ID=74553791

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2021/051714 WO2021156101A1 (de) 2020-02-06 2021-01-26 Stahlblech für die warmumformung, verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlblechbauteils und warmumgeformtes stahlblechbauteil

Country Status (2)

Country Link
DE (1) DE102020201451A1 (de)
WO (1) WO2021156101A1 (de)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102022102111A1 (de) 2022-01-31 2023-08-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Unbeschichtetes kaltgewalztes Stahlblech für die Warmumformung, Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils und warmumgeformtes Stahlblechbauteil
DE102022114928A1 (de) 2022-06-14 2023-12-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Dressieren eines schmelztauchbeschichteten Stahlblechs und entsprechend dressiertes, schmelztauchbeschichtetes Stahlblech
DE102022115400A1 (de) 2022-06-21 2023-12-21 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Blechformteil mit verbesserten Schweißeigenschaften
DE102022123741A1 (de) * 2022-09-16 2024-03-21 Thyssenkrupp Steel Europe Ag FAL-beschichtetes Stahlblech für die Warmumformung

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102008006771B3 (de) 2008-01-30 2009-09-10 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mit einem Al-Si-Überzug versehenen Stahlprodukt und Zwischenprodukt eines solchen Verfahrens
EP2242863B1 (de) 2008-01-15 2014-01-08 ArcelorMittal France Prozess für die herstellung der stanzlingen und stanzlinge vorbereitet aus den selben
EP2980262A1 (de) * 2013-04-18 2016-02-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Plattiertes stahlblech zum heisspressen, verfahren zum heisspressen eines plattierten stahlblechs und automobilteil
EP3070187A1 (de) * 2013-12-25 2016-09-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Fahrzeugkomponente und fahrzeugkomponentenherstellungsverfahren
EP2086755B1 (de) 2006-10-30 2017-11-29 ArcelorMittal Beschichtete stahlbänder, verfahren zu deren herstellung, verfahren zur verwendung derselben, daraus hergestellte stanzrohlinge, daraus hergestellte gestanzte produkte und solch ein gestanztes produkt enthaltende fertigungsartikel

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112020010082A2 (pt) 2017-12-05 2020-11-03 Nippon Steel Corporation chapa de aço revestida à base de alumínio, método de fabricação de chapa de aço revestida à base de alumínio, e método de fabricação de componente para veículo

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2086755B1 (de) 2006-10-30 2017-11-29 ArcelorMittal Beschichtete stahlbänder, verfahren zu deren herstellung, verfahren zur verwendung derselben, daraus hergestellte stanzrohlinge, daraus hergestellte gestanzte produkte und solch ein gestanztes produkt enthaltende fertigungsartikel
EP2242863B1 (de) 2008-01-15 2014-01-08 ArcelorMittal France Prozess für die herstellung der stanzlingen und stanzlinge vorbereitet aus den selben
DE102008006771B3 (de) 2008-01-30 2009-09-10 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem mit einem Al-Si-Überzug versehenen Stahlprodukt und Zwischenprodukt eines solchen Verfahrens
EP2980262A1 (de) * 2013-04-18 2016-02-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Plattiertes stahlblech zum heisspressen, verfahren zum heisspressen eines plattierten stahlblechs und automobilteil
EP3070187A1 (de) * 2013-12-25 2016-09-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Fahrzeugkomponente und fahrzeugkomponentenherstellungsverfahren

Also Published As

Publication number Publication date
DE102020201451A1 (de) 2021-08-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102010034161B4 (de) Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus Leichtbaustahl mit über die Wanddicke einstellbaren Werkstoffeigenschaften
WO2021156101A1 (de) Stahlblech für die warmumformung, verfahren zur herstellung eines warmumgeformten stahlblechbauteils und warmumgeformtes stahlblechbauteil
DE112006003169B4 (de) Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3027784A2 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3329022A1 (de) Karosserie- oder fahrwerkbauteil eines kraftfahrzeuges mit verbesserter crashperformance sowie verfahren zu dessen herstellung
EP3974554A1 (de) Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung
EP3221478A1 (de) Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3692178A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl
EP3625044B1 (de) Warmumformmaterial, bauteil und verwendung
EP4038213A1 (de) Verfahren zur herstellung eines zumindest teilweise vergüteten stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes stahlblechbauteil
DE102022102111A1 (de) Unbeschichtetes kaltgewalztes Stahlblech für die Warmumformung, Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlblechbauteils und warmumgeformtes Stahlblechbauteil
WO2021063899A1 (de) Verfahren zur herstellung eines pressgehärteten stahlblechbauteils mit einem aluminiumbasierten überzug sowie eine ausgangsplatine und ein pressgehärtetes stahlblechbauteil hieraus
EP3625048A1 (de) Warmumformmaterial, bauteil und verwendung
WO2020244915A1 (de) Verfahren zum erzeugen eines stahlverbundwerkstoffs
WO2024110306A1 (de) Verfahren zum warmpressformen mit verbessertem prozessfenster
EP4298255A1 (de) Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hoher lokaler kaltumformbarkeit sowie ein verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
WO2022184811A1 (de) Stahlflachprodukt, verfahren zu seiner herstellung und verwendung eines solchen stahlflachprodukts
WO2023227454A1 (de) Blechformteil mit verbesserten verarbeitungseigenschaften
WO2023020931A1 (de) Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
EP4339324A1 (de) Stahlflachprodukt mit einer aktivierungsschicht für die warmumformung
DE102020113397A1 (de) Beschichtete Blechplatine zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
EP4283003A1 (de) Verfahren zum herstellen eines blechformteils
EP4093896A1 (de) Stahlbauteil mit einer manganhaltigen korrosionsschutzschicht

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21703378

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 21703378

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1