WO2023227454A1 - Blechformteil mit verbesserten verarbeitungseigenschaften - Google Patents

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WO2023227454A1
WO2023227454A1 PCT/EP2023/063361 EP2023063361W WO2023227454A1 WO 2023227454 A1 WO2023227454 A1 WO 2023227454A1 EP 2023063361 W EP2023063361 W EP 2023063361W WO 2023227454 A1 WO2023227454 A1 WO 2023227454A1
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maximum
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Dr. Cássia CASTRO MÜLLER
Dr. Dirk ROSENSTOCK
Janko Banik
Thomas Gerber
Maria KÖYER
Dr. Sebastian STILLE
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a sheet metal part with improved processing properties and a method for producing such a sheet metal part from a flat steel product.
  • a “flat steel product” or a “sheet metal product” refers to rolled products, such as steel strips or sheets, from which “sheet metal blanks” (also called blanks) are cut out for the production of body components, for example.
  • sheet metal blanks also called blanks
  • Sheet metal components of the type according to the invention are made from such sheet metal blanks, the terms “sheet metal part”, “sheet metal component” and “component” being used synonymously here.
  • the sheet metal part consists of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities, consists of (in wt.%) 0, 10 - 0.30% C, 0.5 - 2.0% Si, 0.5 - 2.4% Mn, 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.5% Cr, 0.01 - 0.1% P and optionally other optional elements, in particular 0.005 - 0.1% Nb.
  • the sheet metal component also includes a corrosion protection coating that contains aluminum.
  • Methods for producing sheet metal parts with improved processing properties are known from WO 2006/128821 and WO 2007/122230 A1. Forming tools are used that have different temperature zones.
  • the invention solves this problem by a method for producing a sheet metal part with at least a first and a second zone with different material properties, comprising the following work steps: a. Providing a sheet metal blank from a flat steel product comprising a steel substrate made of steel, which in addition to iron and unavoidable impurities (in wt.%)
  • W 0.001 -1.0%, exists.
  • b Heating the sheet metal blank in such a way that the AC3 temperature of the sheet metal blank is at least partially exceeded and the temperature TEinig of the sheet metal blank when inserted into a forming tool intended for hot press forming (step c)) at least partially has a temperature above Ms+100 ° C, whereby Ms denotes the martensite starting temperature; c.
  • the forming tool having a temperature control device for regulating the temperature of at least one of its sections that come into contact with the sheet metal blank during hot press forming and the transfer time t Trans required for removing it from the heating device and inserting the blank at most 20 s, preferably at most 15 s; d. Hot press forming of the sheet metal blank into the sheet metal part, wherein the blank is brought to a first target temperature in the first zone during the hot press forming and a second target temperature is cooled and optionally maintained in the second zone; e. Removing the cooled sheet metal part from the tool;
  • the steel substrate of the flat steel product used according to the invention has an aluminum content of at least 0.10% by weight, particularly preferably at least 0.11% by weight, in particular at least 0.12% by weight, preferably at least 0 .16% by weight.
  • the maximum aluminum content is 1.0% by weight, in particular a maximum of 0.8% by weight.
  • the aluminum content is at least 0.10% by weight, particularly preferably at least 0.11% by weight, in particular at least 0.12% by weight, preferably at least 0.16% by weight.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 0.50% by weight, in particular a maximum of 0.35% by weight, preferably a maximum of 0.25% by weight, in particular a maximum of 0.24% by weight.
  • the aluminum content is at least 0.50% by weight, preferably at least 0.60% by weight, preferably at least 0.70% by weight.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 1.0% by weight, in particular a maximum of 0.9% by weight, preferably a maximum of 0.80% by weight.
  • AI Aluminum
  • At least 0.01% by weight of Al is required to securely bind the oxygen contained in the steel melt.
  • AI can also be used to bind undesirable but unavoidable levels of N due to production reasons. Comparatively high aluminum contents have so far been avoided because the aluminum content also shifts the Ac3 temperature to higher temperatures. This has a negative effect on austenitization, which is important for hot forming.
  • iron diffuses from the steel substrate into the liquid anti-corrosion coating.
  • iron-aluminide compounds with higher density are formed via a multistage phase transformation (Fe2Al5—>Fe2Al— »FeAl—>Fe3Al).
  • the formation of such denser phases is associated with higher aluminum consumption than with less dense phases.
  • This locally higher aluminum consumption leads to the formation of pores (vacancies) in the resulting phase.
  • These pores preferably form in the transition area between the steel substrate and the corrosion protection coating, where the proportion of aluminum available is strongly influenced by the aluminum content of the steel substrate. In particular, there may be an accumulation of pores in the form of a band in the transition area.
  • the Al content is too high, in particular if the Al content is more than 1.0% by weight, there is a risk that Al oxides will form on the surface of a product made from steel material alloyed according to the invention, which will affect the wetting behavior during hot-dip coating would worsen.
  • higher Al contents promote the formation of non-metallic Al-based inclusions, which, as coarse inclusions, have a negative impact on crash behavior.
  • the Al content is therefore preferably chosen to be below the upper limits already mentioned.
  • the bending behavior of the sheet metal component is particularly supported by the niobium content (“Nb”) according to the invention of at least 0.001% by weight.
  • the niobium content is preferably at least 0.005% by weight, in particular at least 0.010% by weight, preferably at least 0.015% by weight, particularly preferably at least 0.020% by weight, in particular at least 0.024% by weight, preferably at least 0.025% by weight .-%.
  • the specified niobium content leads, in particular in the process described below for producing a flat steel product for hot forming with an anti-corrosion coating, to a distribution of niobium carbonitrides, which leads to a particularly fine hardening structure during subsequent hot forming.
  • the coated flat steel product is kept in a temperature range of 400 °C and 300 °C for a certain time. In this temperature range there is still a certain rate of diffusion of carbon in the steel substrate, while the thermodynamic solubility is very low. Thus, carbon diffuses to lattice defects and accumulates there.
  • Lattice disturbances are caused in particular by dissolved niobium atoms, which expand the atomic lattice due to their significantly higher atomic volume and thus increase the tetrahedral and octahedral gaps in the atomic lattice, so that the local solubility of C is increased.
  • clusters of C and Nb arise in the steel substrate, which then transform into very fine precipitates in the subsequent austenitization step of hot forming and act as additional austenite nuclei. This results in a refined austenite structure with smaller austenite grains and thus also a refined hardening structure.
  • the refined ferritic structure in the interdiffusion layer supports the reduction of crack initiation tendencies under bending loads.
  • the Nb content is a maximum of 0.2% by weight.
  • the niobium content is preferably a maximum of 0.20% by weight, in particular a maximum of 0.15% by weight, preferably a maximum of 0.10% by weight, in particular a maximum of 0.05% by weight.
  • Aluminum and niobium both have an influence on grain refinement during austenitization in the hot forming process. It has been found that Al, in addition to Nb, particularly refines the grain growth at elevated temperatures in the austenite (for example at over 1200 ° C) via a relatively early formation of AlN, that is, at relatively high temperatures.
  • AIN is thermodynamically favored compared to the formation of NbN or NbC.
  • the precipitation of AIN has a grain-refining effect in the austenite and thus improves toughness.
  • Increasing Al/Nb ratios improve this effect. Therefore, the following optionally applies to the Al/Nb ratio of Al content to Nb content:
  • the ratio Al/Nb > 2, in particular > 3, is preferred.
  • the ratio of Al/Nb is too high, the AIN formation is no longer as advantageously fine, but increasingly coarser AIN particles appear , which reduces the grain refining effect. It has been shown that this effect occurs earlier at low manganese levels than at higher manganese levels, as the AC3 temperature decreases as the manganese level increases. It is therefore advantageous to optionally set a ratio of Al/Nb for low manganese contents of less than or equal to 1.6% by weight, for which the following applies:
  • Al/Nb ⁇ 20.0 which corresponds approximately to an atomic ratio of both elements ⁇ 6.
  • the Al/Nb ratio is preferred ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the Al/Nb ratio is preferred ⁇ 28.0, in particular ⁇ 26.0, preferably ⁇ 24.0, particularly preferably ⁇ 22.0, preferably ⁇ 20.0, in particular ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the Al/Nb ratio is preferably ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • Carbon (“C”) is contained in the steel substrate of the flat steel product in amounts of 0.27 - 0.5% by weight. C contents set in this way contribute to the hardenability of the steel by delaying the formation of ferrite and bainite and stabilizing the residual austenite in the structure.
  • the carbon content can be set to 0.50% by weight, preferably at most 0.45% by weight, particularly preferably at most 0.40% by weight, preferably at most 0.38% by weight, in particular at most 0.35% by weight can be set.
  • tensile strengths of the sheet metal part of at least 1700 MPa, in particular at least 1800 MPa after hot pressing can be safely achieved.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product as well as the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables the use of ferro-silizio-manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs.
  • a hardening effect occurs from an Si content of 0.05% by weight. From an Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, a significant increase in strength occurs. Si contents above 0.6% by weight have a detrimental effect on the coating behavior, especially with Al-based coatings. Si contents of at most 0.50% by weight, in particular at most 0.30% by weight, are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese (“Mn”) acts as a hardening element by greatly retarding the formation of ferrite and bainite. With manganese contents of less than 0.4% by weight, significant proportions of ferrite and bainite are formed during press hardening, even at very fast cooling rates, which should be avoided. Mn contents at least 0.5% by weight, in particular at least 0.8 % by weight, preferably at least 0.9% by weight, particularly preferably at least 1.10% by weight, are advantageous if a martensitic structure is to be ensured, particularly in areas of greater deformation.
  • Manganese contents of more than 3.0% by weight have a disadvantageous effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0% by weight, preferably a maximum of 2.5% by weight.
  • weldability is severely limited, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6% by weight and in particular to 1.30% by weight, in particular to a maximum of 1.20% by weight.
  • Manganese contents of less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.
  • Titanium (“Ti”) is a microalloy element that is alloyed to contribute to grain refinement, with at least 0.001% by weight of Ti, in particular at least 0.004% by weight, preferably at least 0.010% by weight of Ti, added for sufficient availability should be. From 0.10% by weight of Ti, the Ka Itwa izability and Rekrista 11 ability deteriorates significantly, which is why larger Ti contents should be avoided. In order to improve the cold-rollability, the Ti content can preferably be limited to 0.08% by weight, in particular to 0.038% by weight, particularly preferably to 0.020% by weight, in particular 0.015% by weight. Titanium also has the effect of binding nitrogen and thus allowing boron to develop its strong ferrite-inhibiting effect. Therefore, in a preferred development, the titanium content is more than 3.42 times the nitrogen content in order to achieve sufficient binding of nitrogen.
  • B Boron
  • B Boron
  • a clear effect on hardenability occurs at levels of at least 0.0005% by weight, preferably at least 0.0007% by weight, in particular at least 0.0010% by weight, in particular at least 0.0020% by weight.
  • boron carbides, boron nitrides or boron nitrocarbides are increasingly formed, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and reduce the hardening effect again.
  • the boron content is set to at most 0.01% by weight, preferably at most 0.0100% by weight, preferably at most 0.0050% by weight, in particular at most 0.0035% by weight, in particular at most 0. 0030% by weight, preferably at most 0.0025% by weight.
  • Phosphorus (“P”) and sulfur (“S”) are elements that are introduced into the steel as impurities through iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process.
  • the P content and the S content should be kept as low as possible, since the mechanical properties such as the impact energy deteriorate with increasing P content or S content.
  • the martensite begins to become brittle, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.03% by weight, in particular a maximum of 0.02% by weight is.
  • the S content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.02% by weight, preferably a maximum of 0.0010% by weight, in particular a maximum of 0.005% by weight.
  • Nitrogen (“N”) is also present in small amounts in steel as an impurity due to the steel manufacturing process.
  • the N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02% by weight.
  • Nitrogen is particularly harmful for alloys that contain boron, since it prevents the conversion-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides, which is why the nitrogen content in this case should preferably be at most 0.010% by weight, in particular at most 0.007% by weight .
  • Sn tin
  • As arsenic
  • Sn content is a maximum of 0.03% by weight, preferably a maximum of 0.02% by weight.
  • As content is a maximum of 0.01% by weight, in particular a maximum of 0.005% by weight.
  • impurities P, S, N, Sn and As other elements can also be present as impurities in the steel. These other elements are grouped together as “unavoidable impurities”.
  • the content of these “unavoidable impurities” is preferably a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight.
  • the optional alloying elements Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca and W described below, for which a lower limit is specified, can also occur in levels below the respective lower limit as unavoidable impurities in the steel substrate. In this case, they are also counted among the “unavoidable impurities”, the total content of which is limited to a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight.
  • Chromium, copper, molybdenum, nickel, vanadium, calcium and tungsten can optionally be alloyed into the steel of a flat steel product according to the invention, individually or in combination with each other.
  • Chromium (“Cr”) suppresses the formation of ferrite and pearlite during accelerated cooling of a flat steel product according to the invention and enables complete martensite formation even at lower cooling rates, thereby achieving an increase in hardenability.
  • the Cr content of the steel of one of the steel substrate is at most 1.0% by weight, preferably at most 0.80% by weight, in particular at most 0.75% by weight, preferably at most 0.50% by weight. limited.
  • Vanadium (V) can optionally be alloyed in amounts of 0.001 - 1.0% by weight.
  • the vanadium content is preferably a maximum of 0.3% by weight. For cost reasons, a maximum of 0.2% by weight of vanadium is alloyed.
  • Copper (Cu) can optionally be alloyed in order to increase hardenability with additions of at least 0.01% by weight, preferably at least 0.010% by weight, in particular at least 0.015% by weight.
  • copper improves the resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. If the Cu content is too high, the hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight, in particular a maximum of 0. 10% by weight is limited.
  • Molybdenum can optionally be added to improve process stability as it significantly slows ferrite formation. From a content of 0.002% by weight, dynamic molybdenum-carbon clusters up to ultrafine molybdenum carbides form on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. Molybdenum also reduces the grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite.
  • the Mo content is preferably at least 0.004% by weight, in particular at least 0.01% by weight. Due to the high costs associated with a molybdenum alloy, the content should be at most 0.3% by weight, in particular at most 0.10% by weight, preferably at most 0.08% by weight.
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be alloyed to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive influence on hot-rollability, especially if the steel contains copper. Copper impairs hot rollability. In order to counteract the negative influence of copper on hot-rollability, 0.01% by weight of nickel can be alloyed into the steel; the Ni content is preferably at least 0.020% by weight. For economic reasons, the nickel content should remain limited to a maximum of 0.5% by weight, in particular a maximum of 0.20% by weight. The Ni content is preferably a maximum of 0.10% by weight.
  • a flat steel product according to the invention can optionally contain at least 0.0005% by weight of Ca, in particular at least 0.0010% by weight, preferably at least 0.0020% by weight.
  • the maximum Ca content is 0.01% by weight, in particular a maximum of 0.007% by weight, preferably a maximum of 0.005% by weight. If Ca contents are too high, the probability increases that non-metallic inclusions involving Ca will form, which will worsen the purity of the steel and also its toughness. For this reason, an upper limit of the Ca content of at most 0.005% by weight, preferably at most 0.003% by weight, in particular at most 0.002% by weight, preferably at most 0.001% by weight, should be maintained.
  • Tungsten (W) can optionally be alloyed in amounts of 0.001 - 1.0% by weight to slow ferrite formation. A positive effect on hardenability occurs with W contents of at least 0.001% by weight. For cost reasons, a maximum of 1.0% by weight of tungsten is alloyed.
  • the sum of the Mn content and the Cr content (“Mn+Cr”) is more than 0.7% by weight, in particular more than 0.8% by weight, preferably more than 1.1% by weight .-%. Below a minimum sum of both elements, their necessary conversion-inhibiting effect is lost. Regardless of this, the sum of the Mn content and the Cr content is less than 3.5% by weight, preferably less than 2.5% by weight, in particular less than 2.0% by weight, particularly preferably less than 1.5% by weight. The upper limits of both Elements are created to ensure coating performance and to ensure sufficient welding behavior.
  • the sheet metal blank provided in this way (step a)) is next heated in a manner known per se so that the AC1 temperature of the blank is exceeded by the entire blank and preferably at least partially the AC3 temperature of the blank is exceeded and the temperature T E ini g of the blank when inserted into a forming tool intended for hot press forming (step c)) is at least partially at a temperature above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C.
  • partially exceeding a temperature is understood to mean that at least 30%, in particular at least 60%, of the volume of the blank, preferably at least 90% of the volume of the blank, exceed a corresponding temperature .
  • the entire blank preferably exceeds the corresponding temperature.
  • at least 30% of the blank has an austenitic structure, ie the conversion from ferritic to austenitic structure does not have to be complete when inserted into the forming tool. Rather, up to 70% of the volume of the blank when inserted into the forming tool can consist of other structural components, such as tempered bainite, tempered martensite and/or non-or partially recrystallized ferrite. For this purpose, certain areas of the blank can be specifically kept at a lower temperature level than others during heating.
  • the heat supply can be directed only to certain sections of the blank or the parts that should be heated less can be shielded from the heat supply.
  • the part of the blank material whose temperature remains lower, no or only significantly less martensite is formed during the forming process in the tool, so that the structure there is significantly softer than in the other parts in which a martensitic structure is present.
  • a softer area can be specifically set in the shaped sheet metal part, for example by having optimal toughness for the respective intended use, while the other areas of the sheet metal part have maximized strength.
  • Maximum strength properties of the resulting sheet metal part can be achieved by ensuring that the temperature at least partially achieved in the sheet metal blank is between Ac3 and 1000 °C, preferably between 850 °C and 950 °C.
  • An optimally uniform distribution of properties can be achieved by completely heating the blank in step b).
  • the average heating rate of the sheet metal blank during heating in step b) is at least 3 K/s, preferably at least 5 K/s, in particular at least 6 K/s, preferably at least 8 K/s, in particular at least 10 K/s. s.
  • the average heating rate rof en is to be understood as the average heating rate from 30° C to 700° C.
  • the standardized average heating is 0 norm at least 5 Kmm/s, in particular at least 8 Kmm/s, preferably at least 10 Kmm/s.
  • the maximum standardized average heating is 15 Kmm/s, in particular a maximum of 14 Kmm/s, preferably a maximum of 13 Kmm/s.
  • the heating takes place in an oven with an oven temperature To fen of at least Ac3 + 10 K, preferably at least 850 ° C, preferably at least 880 ° C, particularly preferably at least 900 ° C, in particular at least 920 ° C, and a maximum of 1000 °C, preferably a maximum of 950 °C, particularly preferably a maximum of 930 °C.
  • the dew point of the oven atmosphere in the oven is preferably at least -25°C, in particular at least -20°C, preferably at least -15°C, in particular at least -5°C, particularly preferably at least 0°C and at most +25°C, preferably at most + 20 °C, especially a maximum of +15 °C.
  • the heating in step b) takes place gradually in areas with different temperatures.
  • the heating takes place in a roller hearth furnace with different heating zones.
  • the heating takes place in a first heating zone with a temperature (so-called furnace inlet temperature) of at least 650 ° C, preferably at least 680 ° C, in particular at least 720 ° C.
  • the maximum temperature in the first heating zone is preferably 900 °C, in particular a maximum of 850 °C.
  • the maximum temperature of all heating zones in the oven is preferably a maximum of 1200 ° C, in particular a maximum of 1000 ° C, preferably a maximum of 950 ° C, particularly preferably a maximum of 930 ° C.
  • the total time in the oven which consists of a heating time and a holding time, is preferably at least 2 minutes, in particular at least 3 minutes, preferably at least 4 minutes, in both variants (constant oven temperature, gradual heating). Furthermore, the total time in the oven in both variants is preferably a maximum of 20 minutes, in particular a maximum of 15 minutes, preferably a maximum of 12 minutes, in particular a maximum of 8 minutes. Longer total times in the oven have the advantage that uniform austenitization of the sheet metal is ensured. On the other hand, holding above Ac3 for too long leads to grain coarsening, which has a negative impact on the mechanical properties properties.
  • the sheet metal part includes an aluminum-based corrosion protection coating
  • holding above AC3 for too long also leads to the thickness of the alloy layer (also often referred to as the interdiffusion zone) increasing too much. This has a negative effect on the weldability of the corrosion protection coating.
  • the blank heated in this way is removed from the respective heating device, which can be, for example, a conventional heating furnace, an induction heating device which is also known per se, or a conventional device for keeping steel components warm, and transported into the forming tool so quickly that its temperature is at the same time
  • Arrival in the tool is at least partially above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C, preferably above 600°C, in particular above 650°C, particularly preferably above 700°C.
  • Ms denotes the martensite starting temperature.
  • the temperature is at least partially above the ACl temperature.
  • the temperature is in particular a maximum of 900°C.
  • step c) the austenitized blank is transferred from the heating device used to the forming tool within preferably a maximum of 20 s, in particular a maximum of 15 s. Such rapid transport is necessary to avoid excessive cooling before deformation.
  • the forming tool has a temperature control device for regulating the temperature of at least one of its sections that come into contact with the sheet metal blank during hot press forming. As a result, the forming tool can be tempered to different temperatures in sections.
  • the sheet metal blank is hot-press formed into the sheet metal part, the blank being cooled to a first target temperature in the first zone and a second target temperature in the second zone in the course of the hot press forming and optionally being held there.
  • first target temperature in the first zone
  • second target temperature in the second zone in the course of the hot press forming and optionally being held there.
  • the first zone can, for example, be areas of the component with higher strength that are intended for welding points or flanges.
  • Such second zones typically have an area of at least 100 cm 2 , in particular from 100 to 5000 cm 2 .
  • the second zone can, for example, be an area of the component with a higher ductility.
  • Such first zones typically have an area of a maximum of 5000 cm 2 , in particular from 1 to 5000 cm 2 .
  • the blank is not only formed into the sheet metal part, but at the same time the respective target temperature is quenched in the various zones.
  • the cooling rate in the first zone r W z,i to the first target temperature is in particular at least 20 K/s, preferably at least 30 K/s, in particular at least 50 K/s, in a special embodiment at least 100 K/s.
  • the cooling rate in the second zone rwz,2 to the second target temperature is in particular at least 10 K/s, preferably at least 15 K/s.
  • an average cooling rate r wz i in the first zone is higher than an average cooling rate r WZ 2 in the second zone.
  • the average cooling rate refers to the temperature range from the insertion temperature T E ini g to the respective first or second target temperature.
  • the sheet metal part is cooled to a cooling temperature TAB of less than 100 ° C within a cooling time t A B of 0.5 to 600 s. This is usually done by air cooling.
  • the sections that come into contact with the sheet metal blank during hot press forming include at least a first section and a second section.
  • the first section comes into contact with the first zone during hot press forming and the second section comes into contact with the second zone during hot press forming.
  • the first section is tempered to a first tool temperature and the second section is tempered to a second tool temperature, with the first tool temperature preferably being lower than the second tool temperature.
  • the tool temperature in a tool section that comes into contact with the sheet metal blank is understood to mean the surface temperature of this section immediately before the sheet metal blank is inserted.
  • the temperature must be averaged over this section. Such a temperature is measured, for example, using a thermal imaging camera. The temperature can then be averaged over the section using image analysis.
  • the first tool temperature is a maximum of 200°C.
  • the first tool temperature is preferably between room temperature (RT) and 200 °C, preferably between 20 °C and 180 °C, in particular between 50 °C and 150 °C. These low first tool temperatures allow a correspondingly low first target temperature to be reliably achieved.
  • the second tool temperature is preferably at least 200 °C, preferably at least 300 °C, in particular at least 400 °C, preferably at least 450 °C, in particular at least 500 °C. Furthermore, the second tool temperature is preferably a maximum of 600 ° C, in particular a maximum of 550 ° C. These second tool temperatures enable a process-reliable setting of the desired second target temperature.
  • the first target temperature is in particular below 400 °C, preferably below 300 °C, in particular below 250 °C, preferably below 200 °C, particularly preferably below 180 °C, in particular below 150 °C.
  • the first target temperature is particularly preferably below Ms-50 ° C, where Ms denotes the martensite starting temperature.
  • the target temperature of the sheet metal part is preferably at least 20 °C, particularly preferably at least 50 °C. This low first target temperature ensures sufficient formation of a hardened structure.
  • the second target temperature is preferably at least 200 °C, preferably at least 300 °C, in particular at least 400 °C, preferably at least 450 °C, in particular at least 500 °C. Furthermore, the second target temperature is preferably a maximum of 650 °C, particularly preferably a maximum of 600 °C, in particular a maximum of 550 °C. This ensures that forms a correspondingly soft structure. In particular, the second target temperature is greater than the first target temperature in order to adjust the different structure of the two zones.
  • the sheet metal blank can be cooled to a maximum of the temperature of the adjacent tool.
  • the first target temperature therefore corresponds at least to the first tool temperature.
  • the second target temperature corresponds at least to the second tool temperature.
  • the target temperature can be set more stable if the target temperature and tool temperature do not differ so much. If there are large differences, the instantaneous cooling rate is comparatively high, so that the process reacts very sensitively to small variations in the dwell time in the tool.
  • the first target temperature is preferably a maximum of 250 K, preferably a maximum of 200 K, in particular a maximum of 150 K, preferably a maximum of 100 K, in particular a maximum of 80 K above the first tool temperature.
  • the second target temperature is preferably a maximum of 100 K, in particular a maximum of 70 K, preferably a maximum of 50 K, in particular a maximum of 30 K, above the second tool temperature. It is particularly preferred that both criteria are met at the same time.
  • the residence time in the tool twz is preferably at least 2s, in particular at least 3s, particularly preferably at least 5s.
  • the maximum residence time in the tool is preferably 25s, in particular a maximum of 20s, in particular a maximum of 10s, preferably a maximum of 10s. This makes it possible to achieve efficient production on an industrial scale.
  • the cooling behavior of the blank in step d) is at least partially adjusted via the surface pressures of the forming tool.
  • a variation of the surface pressure leads to significantly different cooling rates, so that the structure of the blank can be changed via the surface pressure, particularly in the assigned first zone.
  • the forming tool preferably has means for varying the surface pressure.
  • a forming speed during hot press forming is controlled in step d) taking into account the duration with which the temperature-controlled section of the forming tool comes into contact with the blank during hot press forming.
  • the forming speed can be controlled in such a way that the first zone comes into contact with the first section of the forming tool as quickly as possible. This ensures that the first zone is as possible cools down quickly because the first section is tempered to a low first tool temperature. This in turn leads to high strength in the first zone because a high martensite content forms in this first zone.
  • the forming speed is reduced, for example, if a certain zone of the sheet metal part is to cool particularly slowly in order to produce a softer structure there.
  • the forming speed is therefore preferably controlled in such a way that the first section comes into contact with the first zone before the first zone has cooled to a temperature below Ms+300 ° C.
  • the forming speed is then reduced. This preferably ensures that the second section only comes into contact with the second zone after the second zone has cooled to a temperature below Ms+300°C. This further supports the slower cooling in the second zone, which is already ensured by the higher second tool temperature.
  • the method is developed in such a way that the sheet metal blank has areas of different thicknesses.
  • the sheet metal part explained below is further developed in such a way that it has areas of different thicknesses.
  • tailored blanks Areas of different thicknesses of the sheet metal blank (so-called “tailored blanks”) can be created in different ways:
  • sheet metal blanks of different thicknesses are connected to one another in order to achieve a coherent sheet metal blank with areas of different thicknesses (so-called “tailor welded blanks”)
  • patches are applied to an existing sheet metal blank in order to thicken it in certain areas.
  • the patches can also be applied using structural adhesives.
  • Areas of different thicknesses have the advantage that individual areas of the final sheet metal part (see below) can be specifically reinforced. In this way, it is possible for those parts that experience particular stress (e.g. during a crash) to to be made correspondingly stable, while other parts are made thinner in order to reduce the weight of the component. The result is a weight-optimized component that has targeted reinforcements in the areas of high loads.
  • the forming tool can be any type of tool that, taking into account the respective shape of the sheet metal part to be produced, is suitable for exerting the required forming and pressing forces on the respectively deformed sheet metal blank.
  • Forming tools that have a die and a punch that can be placed into the die for forming are particularly suitable for this purpose.
  • the temperature control device can in particular be designed in the form of a cooling device.
  • the temperature control device is preferably arranged adjacent to the first section on or in the forming tool.
  • the temperature control device can be designed in particular in the form of a heating device.
  • the temperature control device is preferably arranged adjacent to the second section on or in the forming tool.
  • the heating device can be designed as one or more heating cartridges which are inserted into a hole in the forming tool.
  • the temperature control device comprises channels introduced into the forming tool through which a medium flows.
  • This variant has the advantage that heat can be introduced into the tool by having a hot medium flow through the channels, or heat can be dissipated by having a cooler medium flow through the channels.
  • the medium is, for example, water, ice water, oil, a frozen salt solution, liquid nitrogen or another fluid. Consequently, both a temperature control device designed as a cooling device and a temperature control device designed as a heating device can have such a design with channels introduced into the forming tool through which a medium flows.
  • a temperature control device designed as a heating device can alternatively or additionally have electrical heating elements which are arranged on or in the forming tool.
  • the sections that come into contact with the sheet metal blank during hot press forming include at least a first section and a second section.
  • the first section comes into contact with the first zone during hot press forming and the second section comes into contact with the second zone during hot press forming.
  • the first section is tempered to the first tool temperature by means of the temperature control device designed as a cooling device and the second section is tempered to the second tool temperature by means of a temperature control device designed as a heating device.
  • the forming tool therefore comprises a cooling device to cool the first section to the first tool temperature and at the same time a heating device to heat the second section to the second tool temperature.
  • the flat steel product preferably comprises an anti-corrosion coating to protect the steel substrate from oxidation and corrosion during hot forming and when using the steel component produced.
  • the flat steel product preferably comprises an aluminum-based anti-corrosion coating.
  • the corrosion protection coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two opposing large surfaces of the flat steel product are referred to as the two sides of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are called edges.
  • Such a corrosion protection coating is preferably produced by hot-dip coating the flat steel product.
  • the flat steel product is passed through a liquid melt which consists of up to 15% by weight of Si, preferably more than 1.0%, optionally 2-4% by weight of Fe, optionally up to 5% by weight of alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0% by weight of alkali or alkaline earth metals, and optionally up to 15% by weight of Zn, preferably up to 10% by weight of Zn and optional further components, the total content of which is at most 2, 0% by weight are limited, and the remainder is aluminum.
  • the Si content of the melt is 1.0-3.5% by weight or 7-12% by weight, in particular 8-10% by weight.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt comprises 0.1 - 1.0% by weight of Mg, in particular 0.1 - 0.7% by weight of Mg, preferably 0.1 - 0. 5 % by weight of Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt can comprise in particular at least 0.0015% by weight of Ca, in particular at least 0.01% by weight of Ca.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer is essentially formed from aluminum and iron.
  • the remaining elements from the steel substrate or the melt composition do not accumulate significantly in the alloy layer.
  • the alloy layer preferably consists of 35-60% by weight of Fe, preferably a-iron, optional further components, the total content of which is limited to a maximum of 5.0% by weight, preferably 2.0%, and the balance is aluminum, whereby the Al content increases preferably towards the surface.
  • the optional further components include in particular the remaining components of the melt (i.e. silicon and optionally alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining components of the steel substrate in addition to iron.
  • the Al base layer lies on the alloy layer and is directly adjacent to it.
  • the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt of the melt pool. This means that it consists of 0.1 - 15% by weight of Si, optionally 2-4% by weight of Fe, optionally 5% by weight of alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0% by weight of alkali - or alkaline earth metals, optionally up to 15% by weight of Zn, preferably up to 10% by weight of Zn and optional further components, the total content of which is limited to a maximum of 2.0% by weight, and the balance aluminum.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals comprises 0.1 - 1.0% by weight of Mg, in particular 0.1 - 0.7% by weight of Mg, preferably 0.1 - 0 .5% by weight of Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the Al base layer can comprise in particular at least 0.0015% by weight of Ca, in particular at least 0.1% by weight of Ca.
  • the Si content in the alloy layer is lower than the Si content in the Al base layer.
  • the anti-corrosion coating preferably has a thickness of 5 - 60 pm, in particular 10 - 40 pm.
  • the application weight of the corrosion protection coating is in particular 30 - 360 ⁇ for double-sided corrosion protection coatings or 15 - 180 ⁇ for the one-sided variant.
  • the application weight of the corrosion protection coating is preferably 100-200 ⁇ for double-sided coatings or 50-100 ⁇ for one-sided coatings.
  • the application weight of the corrosion protection coating is particularly preferably 120-180 ⁇ for double-sided coatings or for one-sided covers.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 20 pm, particularly preferably less than 16 pm, in particular less than 12 pm, particularly preferably less than 10 pm, preferably less than 8 pm, in particular less than 5 pm.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference in the thickness of the corrosion protection coating and the alloy layer.
  • the thickness of the Al base layer is preferably at least 1 pm, even with thin corrosion protection coatings.
  • the flat steel product comprises an oxide layer arranged on the corrosion protection coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer end of the corrosion protection coating.
  • the oxide layer consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (i.e. more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
  • hydroxides and/or magnesium oxide alone or as a mixture are present in the oxide layer.
  • the remainder of the oxide layer which is not occupied by the oxides and optionally present hydroxides preferably consists of silicon, aluminum, iron and/or magnesium in metallic form.
  • zinc oxide components are also present in the oxide layer.
  • the oxide layer of the flat steel product preferably has a thickness that is greater than 50 nm.
  • the thickness of the oxide layer is a maximum of 500 nm.
  • the flat steel product includes a zinc-based corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating can be on one or both sides Flat steel product must be applied.
  • the two opposing large surfaces of the flat steel product are referred to as the two sides of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are called edges.
  • Such a zinc-based corrosion protection coating preferably comprises 0.2 - 6.0% by weight of Al, 0.1 - 10.0% by weight of Mg, optionally 0, 1 - 40% by weight of manganese or copper, optionally 0.1-10.0% by weight of cerium, optionally a maximum of 0.2% by weight of other elements, unavoidable impurities and the balance zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0% by weight, preferably a maximum of 1.5% by weight.
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0% by weight, preferably a maximum of 1.0% by weight.
  • the anti-corrosion coating can be applied by hot-dip coating or by physical vapor deposition or by electrolytic processes.
  • the invention further relates to a sheet metal part formed from a flat steel product comprising a flat steel product previously explained in connection with the method.
  • the flat steel product comprises a steel substrate made of steel, which in addition to iron and unavoidable impurities (in wt.%)
  • the sheet metal part according to the invention comprises at least a first zone and a second zone with different material properties.
  • the sheet metal part has:
  • the sheet metal part has a yield strength in the first zone of at least 1200 MPa, preferably at least 1300 MPa, particularly preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1500 MPa.
  • the sheet metal part in the first zone has a tensile strength of at least 1300 MPa, preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1600 MPa, preferably 1700 MPa, particularly preferably 1800 MPa.
  • the sheet metal part in the first zone has an elongation at break A80 of at least 3.5%, in particular at least 4%, in particular at least 4.5%, preferably at least 5%.
  • the sheet metal part can have a bending angle of at least 30°, in particular at least 40°, particularly preferably at least 45° in the first zone.
  • the bending angle here means the bending angle corrected with regard to the sheet thickness.
  • the corrected bending angle results from the determined bending angle at the maximum force (measured according to VDA standard 238-100) (also referred to as the maximum bending angle) from the formula
  • Bending angle corrected bending angle determined ⁇ /sheet thickness where the sheet thickness in mm is to be entered into the formula. This applies to sheet thicknesses greater than 1.0 mm. For sheet thicknesses less than 1.0 mm, the corrected bending angle corresponds to the determined bending angle.
  • the sheet metal part in the first zone has a yield strength ratio (ratio of yield strength to tensile strength) of at least 60% and at most 85%.
  • the yield strength ratio is preferably at least 65%, in particular at least 70%.
  • the sheet metal part in the first zone has a Vickers hardness of at least 500 HV5, preferably at least 550 HV5, in particular at least 570 HV5, preferably at least 580 HV5.
  • the Vickers hardness is qualitatively the resistance to the penetration of a test specimen and thus the resistance to plastic deformation. Characterization using Vickers hardness has the advantage that the determination of Vickers hardness is also possible for smaller component sections. In this way, individual areas of the component can be specifically examined where tensile tests are not possible due to the geometry (e.g. curved workpieces or areas with sheet thickness variations).
  • the Vickers hardness is determined according to DIN EN ISO 6507 (2018.07).
  • the indication “5” refers to the test force in kiloponds (kp). For HV5 the test force is 5 kiloponds (kp). However, in a standard-compliant test, there are no results when measuring HV1 to HV30 significant differences. The values with other test forces are also in the ranges specified for HV5.
  • the sheet metal part has:
  • the sheet metal part has a yield strength in the second zone of a maximum of 800 MPa, in particular of a maximum of 600 MPa, preferably a maximum of 580 MPa, particularly preferably 560 MPa, very particularly preferably 540 MPa.
  • the sheet metal part in the second zone has a tensile strength of a maximum of 1000 MPa, in particular a maximum of 800 MPa, preferably 780 MPa, particularly preferably 760 MPa, very particularly preferably 740 MPa.
  • the sheet metal part in the second zone has an elongation at break A80 of at least 8%, in particular at least 10%, in particular at least 12%, very particularly preferably at least 14%.
  • the sheet metal part can have a bending angle of at least 80°, in particular at least 90°, particularly preferably at least 100° in the second zone.
  • the bending angle here is the one corrected for the sheet thickness Understanding bending angles. The corrected bending angle results from the determined bending angle at a certain thickness from the formula
  • Bending angle corrected bending angle determined ⁇ /sheet thickness where the sheet thickness in mm is to be entered into the formula. This applies to sheet thicknesses greater than 1.0 mm. For sheet thicknesses less than 1.0 mm, the corrected bending angle corresponds to the determined bending angle.
  • the sheet metal part in the second zone has a yield strength ratio (ratio of yield strength to tensile strength) of at least 60% and at most 85%.
  • the yield strength ratio is preferably at least 65%, in particular at least 70%.
  • the sheet metal part in the second zone has a Vickers hardness of a maximum of 320 HV5, in particular a maximum of 300 HV5, in particular a maximum of 270 HV5, preferably a maximum of 260 HV5, in particular a maximum of 250 HV5, preferably a maximum of 240 HV5, preferably a maximum of 230 HV5.
  • a sheet metal part with a first zone and second zone designed in this way has significant advantages.
  • the first zone is a high-strength area that is particularly resistant to deformation.
  • the second zone is a relatively soft area that is particularly well suited to absorb energy through deformation.
  • the result is a sheet metal part with particularly good crash performance, since on the one hand energy absorption of, for example, impact energy is guaranteed and on the other hand there is a highly stable area in order to protect certain sensitive parts (e.g. the passenger compartment) from deformation.
  • the sheet metal part is in particular a B-pillar with a soft foot or a front or rear side member with a soft area.
  • the real mechanical characteristics of the sheet metal part are determined by first cathodically coating the sheet metal part with dipping paint or subjecting it to an analogous heat treatment.
  • Cathodic dip painting is usually carried out for corresponding components in the automotive industry. With cathodic dip painting, the components are first coated in an aqueous solution. This coating is then baked during a heat treatment. The sheet metal parts are heated to 170 °C and kept at this temperature for 20 minutes. The components are then cooled to room temperature in ambient air.
  • the mechanical parameters are to be understood as being present on a component with a cathodic dip coating or on a Component that, after forming, has been subjected to a heat treatment that is analogous to cathodic dip painting.
  • the heat treatment of cathodic dip painting varies slightly. Temperatures of 165°-180° and holding times of 12-30 minutes are common. However, the change in the mechanical parameters due to these variations is negligible.
  • the sheet metal part comprises a cathodic dip coating.
  • the sheet metal part in the first zone has a structure with more than 95% martensite, in particular more than 98%.
  • the high martensite content in the first zone allows very high tensile strengths and yield strengths to be achieved.
  • the former austenite grains of the martensite in the first zone have an average grain diameter that is smaller than 14pm, in particular smaller than 12pm, preferably smaller than 10pm, preferably smaller than 8pm.
  • the fine structure makes it more homogeneous. This results in an improvement in the mechanical properties, in particular a lower sensitivity to cracks and thus improved bending properties and a higher elongation at break.
  • the sheet metal part in the second zone preferably has a structure with less than 95% tempered martensite and bainite and optionally up to 60% pearlite.
  • the residual austenite content is in particular less than 3%, preferably less than 1%. Since tempered martensite and bainite are difficult to distinguish, the sum of tempered martensite and bainite is considered here. This sum is less than 95%, preferably less than 90%, in particular less than 80%, preferably less than 70%. In this case, bainite means both lower bainite and upper bainite.
  • the proportion of pearlite is preferably a maximum of 50%, in particular a maximum of 40%. In particular, the proportion of pearlite is at least 35%, preferably at least 30%.
  • the sum of tempered martensite and bainite is preferably at least 40%, in particular at least 50%, preferably at least 60%.
  • the former austenite grains of the tempered martensite in the second zone have an average grain diameter that is smaller than 14pm, in particular smaller than 12pm, preferably smaller than 10pm, preferably smaller than 8pm.
  • the fine structure makes it more homogeneous. This results in an improvement in the mechanical properties, in particular a lower sensitivity to cracks and thus improved bending properties and a higher elongation at break.
  • the sheet metal part has fine precipitates in the structure, in particular in the form of niobium carbonitrides and/or titanium carbonitrides. This affects both the first zone and the second zone.
  • fine precipitates are all precipitates with a diameter smaller than 30 nm.
  • the remaining excretions are referred to as coarse excretions.
  • the average diameter of the fine precipitates is a maximum of 11 nm, preferably a maximum of 10 nm.
  • the sheet metal part largely has fine precipitates in the structure. This affects both the first zone and the second zone.
  • largely fine precipitates is to be understood as meaning that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates are fine precipitates. This means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates have a diameter that is smaller than 30 nm.
  • the sheet metal part comprises a corrosion protection coating.
  • the anti-corrosion coating has the advantage that it prevents scale formation during austenitization during hot forming. Furthermore, such a corrosion protection coating protects the formed sheet metal part against corrosion.
  • the sheet metal part preferably comprises an aluminum-based anti-corrosion coating.
  • the anti-corrosion coating of the sheet metal part preferably comprises an alloy layer and an Al base layer.
  • the alloy layer is often referred to as an interdiffusion layer.
  • the thickness of the anti-corrosion coating is preferably at least 10 pm, particularly preferably at least 20 pm, in particular at least 30 pm.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 30 pm, particularly preferably less than 20 pm, in particular less than 16 pm, particularly preferably less than 12 pm.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference in the thickness of the corrosion protection coating and the alloy layer.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer of the sheet metal part preferably consists of 35-90% by weight of Fe, 0.1-10% by weight of Si, optionally up to 0.5% by weight of Mg and optional other components, the total content of which is at most 2 .0% by weight are limited, and the rest is aluminum. Due to the further diffusion of iron into the alloy layer, the proportions of Si and Mg are correspondingly lower than their respective proportions in the melt of the melt pool.
  • the alloy layer preferably has a ferritic structure.
  • the Al base layer of the sheet metal part lies on the alloy layer of the steel component and is directly adjacent to it.
  • the Al base layer of the steel component preferably consists of 35-55% by weight of Fe, 0.4-10% by weight of Si, optionally up to 0.5% by weight of Mg and optional other components, their contents in total a maximum of 2.0% by weight is limited, and the remainder is aluminum.
  • the Al base layer can have a homogeneous element distribution in which the local element contents do not vary by more than 10%.
  • Preferred variants of the Al base layer on the other hand, have low-silicon phases and silicon-rich phases. Low-silicon phases are areas whose average Si content is at least 20% less than the average Si content of the Al base layer. Silicon-rich phases are areas whose average Si content is at least 20% more than the average Si content of the Al base layer.
  • the silicon-rich phases are arranged within the silicon-poor phase.
  • the silicon-rich phases form at least a 40% continuous layer bounded by silicon-poor regions.
  • the silicon-rich phases are arranged in an island shape in the silicon-poor phase.
  • island-shaped is understood to mean an arrangement in which discrete, unconnected areas are enclosed by another material - i.e. there are “islands” of a certain material in another material.
  • the steel component comprises an oxide layer arranged on the corrosion protection coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer end of the corrosion protection coating.
  • the oxide layer of the steel component consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (i.e. more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
  • the majority of the oxides i.e. more than 50% by weight of the oxides
  • hydroxides and/or magnesium oxide alone or as a mixture are present in the oxide layer.
  • the remainder of the oxide layer not occupied by the oxides and optionally present hydroxides consists of silicon, aluminum, iron and/or magnesium in metallic form.
  • the oxide layer preferably has a thickness of at least 50 nm, in particular at least 100 nm. Furthermore, the thickness is a maximum of 4 pm, in particular a maximum of 2 pm.
  • the sheet metal part includes a zinc-based corrosion protection coating.
  • a zinc-based corrosion protection coating preferably comprises up to 80% by weight of Fe, 0.2-6.0% by weight of Al, 0.1-10.0% by weight of Mg, optionally 0.1-40 % by weight of manganese or copper, optionally 0.1 - 10.0% by weight of cerium, optionally a maximum of 0.2% by weight of other elements, unavoidable impurity and the balance zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0% by weight, preferably a maximum of 1.5% by weight.
  • the Fe content that arises through diffusion is preferably more than 20% by weight, in particular more than 30% by weight.
  • the Fe content is in particular a maximum of 70% by weight, in particular a maximum of 60% by weight.
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0% by weight, preferably a maximum of 1.0% by weight.
  • the anti-corrosion coating can be applied by hot-dip coating or by physical vapor deposition or by electrolytic processes.
  • FIG. 1 shows a schematic representation of a sheet metal blank in a forming tool at the time of insertion into the forming tool
  • Figure 2 is a schematic representation of a sheet metal blank in a forming tool after forming
  • Figure 3 shows a grain representation of the reconstructed austenite.
  • the steel strips produced in this way were hot-dip coated in a conventional manner, using the melts shown in Table 2.
  • Table 2 shows the layer thickness of the corrosion protection coating on one side, with the top and bottom being coated.
  • the thickness of the steel strips produced was between 1.4 mm and 1.6 mm in all tests.
  • Cuts were cut from the steel strips produced and used for further tests. Corresponding steel components were hot-press formed from the blanks (formed blanks). The samples for further mechanical tests were taken from flat areas of these components.
  • the blanks are heated in a heating device, for example in a conventional heating oven, from room temperature with a medium heating rate ( between 30 ° C and 700 ° C) in an oven with an oven temperature of To fen .
  • the total time in the oven, which includes heating and holding, is referred to as tofen.
  • the dew point of the furnace atmosphere is called the tiau point.
  • the blanks were then removed from the heating device and placed into a forming tool within a transfer time. At the time of removal from the oven, the blanks had reached the oven temperature.
  • the transfer time t Tr ans consisting of the removal from the heating device, transport to the tool and insertion into the tool, was between 5 and 15 s.
  • the blanks When inserted into the forming tool, the blanks had reached a temperature T E ini g . In the forming tool, the blanks have been formed into the respective sheet metal part.
  • the time spent in the closed tool after forming is referred to as twz.
  • the samples were cooled in air to room temperature. Table 4a shows these general parameters for hot forming.
  • Figure 1 shows a schematic representation of a sheet metal blank 1 being inserted into the forming tool 3.
  • the forming tool comprises a die 5 with a recess 7 and a stamp 9.
  • the stamp 9 has a trapezoidal cross-sectional basic shape with an end face and side surfaces 16 that taper obliquely towards the end face.
  • the stamp 9 is carried by a carrier 10 which is integrally connected to it, the lateral edge regions 12, 14 of which are arranged laterally in the manner of a collar stand beyond the side surfaces 16 of the stamp 9 at the upper edge.
  • the lower edge surfaces 18 of the edge regions 12, 14 are connected to the side surface 16 of the stamp 9 in a horizontal orientation.
  • the first section 11 is by means of a temperature control device 15 designed as a cooling device tempered to a first tool temperature.
  • the temperature control device 15 is shown in Figure 1 in the form of cooling channels.
  • the second section 13 is tempered to a second tool temperature by means of a temperature control device 17 designed as a heating device.
  • the temperature control device 17 is shown in Figure 1 in the form of heating coils.
  • the die 5 has a further section 19, which is tempered to a third tool temperature by means of a temperature control device 21 designed as a cooling device.
  • sections of the punch 9 and the die 5, which lie opposite one another and thus come into contact with the same zone of the sheet metal blank 1, are generally both provided with temperature control devices that have the same effect.
  • a temperature control device designed as a heating device would also be provided in the die 5 compared to the temperature control device 17 designed as a heating device. For better visibility, such a representation has been omitted from the figure.
  • the stamp 9 is placed onto the sheet metal blank 1 at a high speed, so that the strongly cooled first section 11 quickly comes into intensive contact with the first zone 31 assigned to it (see FIG. 2) of the sheet metal blank .
  • the sheet metal blank 1 is quenched so quickly in its first zone 31 that different material properties arise there than in a second zone 33 of the sheet metal blank 1.
  • the feed of the punch 9 is then reduced so as not to cause any in the second zone 33 in particular to cause rapid cooling, which could lead to the formation of a hard structure.
  • FIG. 13 shows the sheet metal blank 1 in the forming tool 3 at the end of the forming.
  • the sheet metal blank 1 has thus become the sheet metal part.
  • the sheet metal blank 1 (or the sheet metal part) has a first zone 31 which comes into contact with the first section 11 of the forming tool 3 during hot press forming.
  • the sheet metal blank 1 (or the sheet metal part) has a second zone 33 which comes into contact with the second section 13 of the forming tool 3 during hot press forming.
  • the sheet metal part produced in this way by forming the sheet metal blank 1 thus has a first zone 31 and a second zone 33. Different material properties exist in the first zone 31 than in the second zone 33.
  • Table 4b shows the hot forming parameters that differ in the different sections or zones. This is the first tool temperature Twz, i, to which the first section is tempered, and the second tool temperature Twz, 2, to which the second section is tempered. Due to the different tool temperatures, the different cooling rates rwz.i and rwz.2 inevitably result in the first and second zones of the sheet metal blank. When the sheet metal part is removed from the forming tool, there are still different target temperatures in the first and second zones, which are designated Tziei.i and Tziei,2.
  • Tables 5a and 5b show the mechanical properties of the sheet metal part in the first and second zones, as they resulted from the previous process. It can be clearly seen that a higher strength has been established in the first zone, while a higher ductility is present in the second zone.
  • the structure in the first and second zones was also determined. The results are shown in Tables 6a and 6b. While in the first zone the structure consists of more than 99% martensite and only has small amounts of retained austenite, in the second zone a structure has developed with less than 95% tempered martensite and bainite and up to 60% pearlite. In this case, residual austenite could not be detected and is therefore less than 1%.
  • the properties of the fine precipitates in the structure are given in Tables 6a and 6b.
  • the precipitates are niobium carbonitrides and titanium carbonitrides, both of which contribute to grain refinement.
  • the precipitates are determined using electron-optical and X-ray images (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the specialist literature as “carbon extraction replicas”). The carbon extraction impressions were made on longitudinal sections (20x30mm). The resolution of the measurement was between 10,000x and 200,000x. Based on these images, the excretions can be divided into coarse and fine excretions. All precipitates with a diameter smaller than 30 nm are referred to as fine precipitates. The remaining excretions are referred to as coarse excretions.
  • the proportion of fine excretions in the total number of excretions in the measuring field is determined by counting.
  • the average diameter of the fine excretions is also calculated using computer-aided image analysis.
  • the proportion of fine precipitates in both the first and second zones is more than 90%.
  • the average diameter of the fine precipitates is also less than 11 nm. The precipitates were not determined in an experiment. The entry in the table is therefore “nb” (not determined).
  • the grain diameter of the former austenite grains is given in Tables 6a and 6b.
  • the austenite grains would be reconstructed from EBSD measurements using the ARPGE software.
  • the software parameters were:
  • Figure 3 shows a corresponding reconstruction of the austenite.
  • the average diameter of the former austenite grains is 7.5pm.
  • the average grain diameter of the former austenite grains is below 14pm.
  • Table 1 (steel types)
  • Residual iron and unavoidable impurities Information in % by weight

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils mit mindestens einer ersten und einer zweiten Zone mit unterschiedlichen Materialeigenschaften, sowie ein solches Blechformteil.

Description

Blechformteil mit verbesserten Verarbeitungseigenschaften
Die Erfindung betrifft ein Blechformteil mit verbesserten Verarbeitungseigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils aus einem Stahlflachprodukt.
Wenn nachfolgend von einem „Stahlflachprodukt“ oder auch von einem „Blechprodukt“ die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint aus denen für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen „Blechzuschnitte“ (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. „Blechformteile“ oder „Blechbauteile“ der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe „Blechformteil“, „Blechbauteil“ und „Bauteil“ synonym verwendet werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).
Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) (Stand 2020-06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 für das Kraftmaximum ermittelt. Die Vickershärte HV5 wurde gemäß DIN EN ISO 6507 (2018.07) bestimmt. Unter der Streckgrenze ist im Sinne dieser Anmeldung im Falle einer ausgeprägten Streckgrenze die Streckgrenze Re zu verstehen. Im Falle einer kontinuierlichen Streckgrenze ist dagegen unter Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2 zu verstehen. Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt.
Aus der WO 2019/223854 Al sind ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa besitzt. Das Blechformteil besteht dabei aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0, 10 - 0,30 % C, 0,5 - 2,0 % Si, 0,5 — 2,4 % Mn, 0,01 - 0,2% AI, 0,005 - 1,5 % Cr, 0,01 - 0,1% P und gegebenenfalls weiteren optionalen Elementen, insbesondere 0,005 - 0, 1% Nb, zusammengesetzt ist. Zudem umfasst das Blechbauteil einen Korrosionsschutzüberzug, der Aluminium enthält.
Aus der WO 2006/128821 und der WO 2007/122230 Al sind Verfahren bekannt zu Herstellung von Blechformteilen mit verbesserten Verarbeitungseigenschaften. Dabei kommen Umformwerkzeuge zum Einsatz, die verschiedene Temperaturzonen aufweisen.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe ein Blechformteil so weiterzuentwickeln, dass in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis verbesserte Verarbeitungseigenschaften erreicht werden. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich derartige Blechformteile praxisgerecht herstellen lassen.
Die Erfindung löst diese Aufgabe durch ein Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils mit mindestens einer ersten und einer zweiten Zone mit unterschiedlichen Materialeigenschaften umfassend folgende Arbeitsschritte: a. Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,27 - 0,5 %,
Si: 0,05 - 0,6 %,
Mn: 0,4 - 3,0 %,
AI: 0, 10 - 1,0 %,
Nb: 0,001 - 0,2 %,
Ti: 0,001 - 0, 10 % B: 0,0005 - 0,01%
P: < 0,03 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,01 % sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,01 - 1,0 %,
Cu: 0,01 - 0,2 %,
Mo: 0,002 - 0,3 %,
Ni: 0,01 - 0,5 %,
V: 0,001 - 0,3%,
Ca: 0,0005 - 0,005 %,
W: 0,001 -1,0 %, besteht. b. Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Blechzuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig des Blechzuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet; c. Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei das Umformwerkzeug eine Temperiereinrichtung zum Regeln der Temperatur mindestens einer seiner während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt in Kontakt kommenden Abschnitte aufweist und wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt; d. Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens auf eine erste Zieltemperatur in der ersten Zone und eine zweite Zieltemperatur in der zweiten Zone abgekühlt wird und optional dort gehalten wird; e. Entnehmen des abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug;
Gegenüber bekannten Stahlflachprodukten weist das Stahlsubstrat des erfindungsgemäß verwendeten Stahlflachproduktes einen Aluminium-Gehalt auf, der mindestens 0, 10 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0, 11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,12 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-% beträgt. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,8 Gew.-%.
Bei einer ersten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens 0,10 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0, 11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,12 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere maximal 0,24 Gew.-%.
Bei einer zweiten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens 0,50 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,60 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,70 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,9 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%.
Aluminium („AI“) wird bei der Erzeugung von Stahl bekanntermaßen als Desoxidationsmittel hinzugegeben. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs werden mindestens 0,01 Gew.-% AI benötigt. AI kann darüber hinaus zusätzlich zur Abbindung von unerwünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Gehalten an N verwendet werden. Vergleichsweise hohe Aluminium-Gehalte wurden bislang vermieden, da sich mit dem Aluminium- Gehalt auch die Ac3-Temperatur zu höheren Temperaturen verschiebt. Dies wirkt sich negativ auf die, für die Warmumformung wichtige, Austenitisierung aus. Es hat sich jedoch gezeigt, dass erhöhte Aluminium-Gehalte überraschenderweise zu positiven Effekten führen in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis.
Beim Beschichten des Stahlflachproduktes mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium- Basis und beim nachfolgenden Warmumformen von hiervon abgeteilten Blechzuschnitten zu Blechformteilen kommt es zu einer Diffusion von Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Korrosionsschutzüberzug. In der Interdiffusionszone werden dabei Eisen-Aluminidverbindungen mit höherer Dichte über eine mehrstufige Phasentransformation (Fe2AI5— >Fe2AI— »FeAl— >Fe3AI) gebildet. Die Ausbildung von solchen dichteren Phasen ist mit einem höheren Aluminiumverbrauch als bei weniger dichten Phasen verbunden. Dieser lokal höhere Aluminiumverbrauch führt zur Entstehung von Poren (Leerstellen) in der erhaltenen Phase. Bevorzugt bilden sich diese Poren im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug, wo der Anteil des zur Verfügung stehenden Aluminiums stark durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates geprägt ist. Es kann insbesondere zu einer Ansammlung von Poren in Form eines Bandes im Übergangsbereich kommen.
Solche Poren und insbesondere ein Band von Poren verursachen vielfältige Probleme:
- Durch die Poren ist die mechanische Integrität in diesem Bereich reduziert. Es kann schneller zu Schichtablösung bei korrosiver Beanspruchung kommen.
Zudem reduziert sich die übertragbare Kraft an der Verbindungsstelle zweier Bauteile nach Verkleben oder Verschweißen
- Die Poren führen zu veränderten Strombahnen im Material beim Widerstandpunktschweißen, die die Schweißeignung negativ beeinflussen und so den Schweißbereich reduzieren.
- Bereits die Poren selbst erleichtern die Risseinleitung und Rissausbreitung beim statischen und dynamischen Biegen.
Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes („AI“) im Stahlsubstrat auf die beschriebenen Untergrenzen und darüber hinaus eine deutliche Reduzierung der Porenbildung bei der Beschichtung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis und der nachfolgenden Warmumformung erreicht werden kann. Insbesondere im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug kann der lokal höhere Aluminiumverbrauch bei der Bildung dichterer Eisen-Aluminidverbindungen zumindest teilweise durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates kompensiert werden, so dass die Bildung von Poren, insbesondere eines Bandes aus Poren, unterdrückt wird.
Bei einem zu hohen Al-Gehalt, insbesondere bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew-% AI, besteht die Gefahr, dass sich an der Oberfläche eines aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefertigten Produkts Al-Oxide bilden, die das Benetzungsverhalten beim Schmelztauchbeschichten verschlechtern würden. Zudem wird bei höheren Al-Gehalten die Bildung von nichtmetallischen Al- basierten Einschlüssen begünstigt, die als grobe Einschlüsse das Crashverhalten negativ beeinflussen. Daher wird der Al-Gehalt bevorzugt unterhalb der bereits genannten Obergrenzen gewählt.
Unterstützt wird dabei insbesondere das Biegeverhalten des Blechbauteils durch den erfindungsgemäßen Niob-Gehalt („Nb“) von mindestens 0,001 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Niob-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,024 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,025 Gew.-%.
Der angegebene Niob-Gehalt führt insbesondere beim dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug zu einer Verteilung von Niobkarbonitriden, die beim anschließenden Warmumformen zu einem besonders feinen Härtungsgefüge führt. Während des Abkühlens nach dem Schmelztauchbeschichten wird das beschichtete Stahlflachprodukt für eine gewisse Zeit in einem Temperaturbereich von 400 °C und 300 °C gehalten. In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort. Gitterstörungen werden insbesondere durch gelöste Niob-Atome verursacht, die durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter aufweiten und somit die Tetraeder- und Oktaederlücken im Atomgitter vergrößern, so dass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Folglich ergeben sich Cluster von C und Nb im Stahlsubstrat, welche sich dann im nachfolgenden Austenitisierungsschritt der Warmumfomung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenitgefüge mit kleineren Austenitkörnern und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge.
Dies betrifft insbesondere auch die sich in der Warmumformung ausbildende ferritische Interdiffusionsschicht. Das verfeinerte ferritische Gefüge in der Interdiffusionsschicht unterstützt die Reduzierung der Risseinleitungstendenzen unter Biegebelastungen.
Ein zu hoher Nb-Gehalt führt allerdings zu einer verschlechterten Rekristallisierbarkeit. Daher beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,2 Gew.-%. Weiterhin bevorzugt beträgt der Niob-Gehalt maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%. Aluminium und Niob haben beide einen Einfluss auf die Kornfeinung bei der Austenitisierung im Warmumformprozess. Es hat sich herausgestellt, dass AI neben Nb insbesondere das Kornwachstum bei erhöhten Temperaturen im Austenit (beispielsweise bei über 1200 °C) über eine verhältnismäßig frühe, d.h. bei relativ hohen Temperaturen stattfindende, Bildung von AIN verfeinert. Die Bildung von AIN ist gegenüber der Bildung von NbN bzw. NbC thermodynamisch begünstigt. Die Ausscheidung von AIN wirkt hier kornfeinend im Austenit und somit zähigkeitsverbessernd. Steigende Al/Nb-Verhältnisse verbessern diesen Effekt. Daher gilt optional für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt:
1 < Al/Nb bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb > 2, insbesondere > 3. Gleichzeitig führt ein zu großes Verhältnis von Al/Nb dazu, dass die AIN-Bildung nicht mehr so vorteilhaft fein erfolgt, sondern zunehmend gröbere AIN-Partikel auftreten, was den Kornfeinungseffekt wieder schmälert. Es hat sich gezeigt, dass dieser Effekt bei niedrigen Mangan-Gehalten früher auftritt als bei höheren Mangan-Gehalten, da mit steigendem Mangan-Gehalt die AC3-Temperatur abnimmt. Daher ist es vorteilhaft, optional bei niedrigen Mangan-Gehalten von kleiner gleich 1,6 Gew.-% ein Verhältnis von Al/Nb einzustellen für das gilt:
Al/Nb < 20.0, was etwa einem atomaren Verhältnis beider Elemente < 6 entspricht. Bevorzugt ist für Mn < 1,6 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb < 18.0, insbesondere < 16.0, bevorzugt < 14.0, besonders bevorzugt < 12.0, insbesondere <10.0, bevorzugt < 9.0, insbesondere < 8.0, bevorzugt < 7.0.
Bei höheren Mangan-Gehalten von Mn > 1,7 Gew.-% sind dagegen auch höhere Verhältnisse möglich. Daher ist es vorteilhaft, optional bei höheren Mangan-Gehalten von 1,7 Gew.-% oder mehr ein Verhältnis von Al/Nb einzustellen, für das gilt:
Al/Nb < 30.0,
Bevorzugt ist für Mn > 1,7 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb < 28.0, insbesondere < 26.0, bevorzugt < 24.0, besonders bevorzugt < 22.0, bevorzugt < 20.0, insbesondere < 18.0, insbesondere < 16.0, bevorzugt < 14.0, besonders bevorzugt < 12.0, insbesondere <10.0, bevorzugt < 9.0, insbesondere < 8.0, bevorzugt < 7.0.
Unabhängig vom Mangan-Gehalt ist es also optional bevorzugt ein Verhältnis von Al/Nb einzustellen, für das gilt:
Al/Nb < 20.0, Bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb < 18.0, insbesondere < 16.0, bevorzugt < 14.0, besonders bevorzugt < 12.0, insbesondere < 10.0, bevorzugt < 9.0, insbesondere < 8.0, bevorzugt < 7.0.
Kohlenstoff („C“) ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,27 - 0,5 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren.
Durch hohe C-Gehalte kann allerdings die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt auf 0,50 Gew.-% bevorzugt auf höchstens 0,45 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,40 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,38 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-% eingestellt werden.
Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können, können C- Gehalte von mindestens 0,30 Gew.-%, bevorzugt 0,32 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,33 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,34 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,35 Gew. -% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestigkeiten des Blechformteils von mindestens 1700 MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa nach Warmpressformen sicher erreichen.
Silizium („ Si “) wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0, 15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,6 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,50 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
Mangan („Mn“) wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,4 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte mindestens 0,5 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,8 Gew.-%, bevorzugt von mindestens 0,9 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 1, 10 Gew.-%, sind vorteilhaft, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew. -% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,5 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 1,20 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
Titan („Ti“) ist ein Mikrolegierungselement, welches hinzulegiert wird, um zur Kornfeinung beizutragen, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,004 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0, 10 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Ka Itwa Izba rkeit und Rekrista 11 isierba rkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,08 Gew.-%, insbesondere auf 0,038 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,020 Gew.-%, insbesondere 0,015 Gew.-% beschränkt sein. Titan hat zudem den Effekt, Stickstoff abzubinden und so Bor zu ermöglichen, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Daher beträgt bei einer bevorzugten Weiterbildung der Titan-Gehalt mehr als das 3,42-fache des Stickstoffgehaltes, um eine ausreichende Abbindung von Stickstoff zu erreichen.
Bor („B“) wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0007 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0030 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0025 Gew.-% beschränkt. Phosphor („P“) und Schwefel („S“) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,03 Gew.-% tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,03 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, begrenzt.
Stickstoff („N“) ist ebenfalls aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl als Verunreinigungen vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.
Weitere typische Verunreinigungen sind Zinn („Sn“) und Arsen („As“). Der Sn-Gehalt beträgt maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As-Gehalt beträgt maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.
Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn und As können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den „unvermeidbaren Verunreinigungen“ zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an diesen „unvermeidbaren Verunreinigungen“ in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca und W, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweiligen Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den „unvermeidbaren Verunreinigungen“ gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0, 1 Gew.-% begrenzt ist.
Chrom, Kupfer, Molybdän, Nickel, Vanadium, Calzium und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden. Chrom („Cr“) unterdrückt die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten Abkühlung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige Martensitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird.
Diese genannten Effekte stellen sich ab einem Gehalt von 0,01 Gew.-% ein, wobei sich ein Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0, 15 Gew.-% in der Praxis für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines des Stahlsubstrates auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,50 Gew.-% beschränkt.
Vanadium (V) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% hinzulegiert werden. Bevorzugt beträgt der Vanadium-Gehalt maximal 0,3 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 0,2 Gew.-% Vanadium hinzulegiert.
Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Bei einem zu hohen Cu-Gehalt verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0, 10 Gew.-% beschränkt ist.
Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusiver Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Bevorzugt beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,004 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-%. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,08 Gew.-% betragen. Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3- Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,020 Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,20 Gew.-%, beschränkt bleiben. Bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt maximal 0, 10 Gew.-%.
Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen, insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional mindestens 0,0005 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0020 Gew.-% enthalten. Der maximale Ca-Gehalt beträgt 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,005 Gew.-%. Bei zu hohen Ca-Gehalten wächst die Wahrscheinlichkeit, dass sich nichtmetallische Einschlüsse unter Beteiligung von Ca bilden, die den Reinheitsgrad des Stahles und auch seine Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Gew-%, vorzugsweise höchstens 0,003 Gew-%, insbesondere höchstens 0,002 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,001 Gew.-% eingehalten werden.
Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W- Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew. -% Wolfram hinzulegiert.
Bei bevorzugten Weiterbildungen beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes („Mn+Cr“) mehr als 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,8 Gew.-%, bevorzugt mehr als 1,1 Gew.-%. Unterhalb einer Mindestsumme beider Elemente geht deren notwendige umwandlungshemmende Wirkung verloren. Unabhängig davon beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes weniger als 3,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 2,5 Gew.-%, insbesondere weniger als 2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-%. Die oberen Grenzwerte beider Elemente entstehen durch die Sicherstellung der Beschichtungsperformance und zur Gewährleistung ausreichenden Schweißverhaltens.
Die vorstehenden Erläuterungen zu Elementgehalten und deren bevorzugten Grenzen gelten entsprechend für das im folgenden beschriebene Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils und für Blechformteil selbst.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird als nächstes der so bereitgestellte Blechzuschnitt (Schritt a)) in an sich bekannter Weise so erwärmt, dass die AC1 Temperatur des Zuschnitts vom gesamten Zuschnitt überschritten ist und bevorzugt zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von Ms+300°C, beträgt. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30%, insbesondere mindestens 60%, des Volumens des Zuschnitts, bevorzugt mindestens 90% des Volumens des Zuschnitts eine entsprechende Temperatur überschreiten. In allen Fällen, in denen auf ein teilweises Überschreiten einer Temperatur Bezug genommen wird, überschreitet bevorzugt der gesamte Zuschnitt die entsprechende Temperatur. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug weist also mindestens 30% des Zuschnitts ein austenitisches Gefüge auf, d.h. die Umwandlung vom ferritischen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in das Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie angelassenem Bainit, angelassenem Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem niedrigeren Temperaturniveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile, die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur niedriger bleibt, entsteht im Zuge der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Martensit, so dass das Gefüge dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, in denen ein martensitisches Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils geformten Blechformteil gezielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, indem beispielsweise eine für den jeweiligen Verwendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine maximierte Festigkeit besitzen. Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht werden, dass die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1000 °C, bevorzugt zwischen 850 °C und 950 °C liegt.
Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229. , angegebenen Formel
Ac3 = (902 - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V) °C mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr — Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rofen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 6 K/s, bevorzugt mindestens 8 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rofen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30° C auf 700° C zu verstehen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die normierte mittlere Aufheizung 0norm mindestens 5 Kmm/s, insbesondere mindestens 8 Kmm/s, bevorzugt mindestens 10 Kmm/s. Maximal beträgt die normierte mittlere Aufheizung 15 Kmm/s, insbesondere maximal 14 Kmm/s, bevorzugt maximal 13 Kmm/s.
Unter der mittleren Aufheizung 0 ist dabei das Produkt aus mittlerer Aufheizgeschwindigkeit in Kelvin pro Sekunde von 30 °C auf 700 °C und Blechdicke in Millimetern zu verstehen. Bei der normierten mittleren Aufheizung wird dieses Produkt 0 um die vorliegende Ofentemperatur Tofen im Verhältnis zu einer Referenz-Ofentemperatur Tofen, Referenz von 900°C=1173, 15 K in der folgenden Weise normiert:
Figure imgf000017_0001
dabei sind die Ofentemperaturen jeweils in Kelvin einzusetzen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur Tofen von mindestens Ac3 + 10 K, bevorzugt mindestens 850 °C, bevorzugt mindestens 880 °C, besonders bevorzugt mindestens 900 °C, insbesondere mindestens 920 °C, und maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950°C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.
Bevorzugt beträgt der Taupunkt der Ofenatmosphäre im Ofen mindestens -25°C, insbesondere mindestens -20°C, bevorzugt mindestens -15°C, insbesondere mindestens -5°C, besonders bevorzugt mindestens 0°C und maximal +25 °C, bevorzugt maximal + 20 °C insbesondere maximal +15 °C.
Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt b) stufenweise in Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 680 °C, insbesondere mindestens 720 °C. Maximal beträgt die Temperatur in der ersten Heizzone bevorzugt 900 °C, insbesondere maximal 850 °C. Weiterhin bevorzugt beträgt die maximale Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200 °C, insbesondere maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.
Die Gesamtzeit im Ofen toten , die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt mindestens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten. Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Bei den Ausführungsvarianten, bei denen das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis umfasst, führt das zu lange Halten oberhalb von AC3 zudem dazu, dass die Dicke der Legierungsschicht (auch häufig als Interdiffusionszone bezeichnet) zu stark anwächst. Dies wirkt sich negativ auf die Schweißbarkeit des Korrosionsschutzüberzuges aus.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Stahlbauteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100°C liegt, insbesondere oberhalb von Ms+300°C, bevorzugt oberhalb von 600°C, insbesondere oberhalb von 650°C, besonders bevorzugt oberhalb von 700°C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der ACl-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900°C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
Das Umformwerkzeug weist dabei eine Temperiereinrichtung zum Regeln der Temperatur mindestens einer seiner während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt in Kontakt kommenden Abschnitte auf. Hierdurch kann das Umformwerkzeug abschnittsweise auf unterschiedliche Temperaturen temperiert werden.
Im nachfolgenden Schritt d) erfolgt ein Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens auf eine erste Zieltemperatur in der ersten Zone und eine zweite Zieltemperatur in der zweiten Zone abgekühlt wird und optional dort gehalten wird. Durch das Abkühlen auf unterschiedliche Zieltemperaturen wird erreicht, dass sich unterschiedliche Gefüge in den verschiedenen Zonen einstellen. Hierdurch werden wiederum unterschiedliche Materialeigenschaften in der ersten und der zweiten Zone gewährleistet. Beispielsweise kann sich die Zugfestigkeit, die Härte und/oder die Duktilität in den beiden Zonen unterscheiden.
Bei der ersten Zone kann es sich beispielsweise um Bereiche des Bauteils mit einer höheren Festigkeit handeln, die für Schweißpunkte oder Flansche vorgesehen sind. Derartige zweite Zonen haben typischerweise eine Fläche von mindestens 100 cm2, insbesondere von 100 bis 5000 cm2.
Bei der zweiten Zone kann es sich beispielsweise um Bereich des Bauteils mit einer höheren Duktilität handeln. Derartige erste Zonen haben typischerweise eine Fläche von maximal 5000 cm2, insbesondere von 1 bis 5000 cm2.
Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die jeweilige Zieltemperatur in den verschiedenen Zonen abgeschreckt. Die Abkühlrate in der ersten Zone rWz,i auf die erste Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 20 K/s, bevorzugt mindestens 30 K/s, insbesondere mindestens 50 K/s, in besonderer Ausführung mindestens 100 K/s. Die Abkühlrate in der zweiten Zone rwz,2 auf die zweite Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Bevorzugt ist eine mittlere Abkühlrate rwz i in der ersten Zone höher als eine mittlere Abkühlrate rWZ 2 in der zweiten Zone. Dabei bezieht sich die mittlere Abkühlrate jeweils auf den Temperaturbereich von der Einlegetemperatur TEinig zur jeweiligen ersten oder zweiten Zieltemperatur.
Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100 °C innerhalb einer Abkühldauer tAB von 0,5 bis 600 s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante des Verfahrens beinhalten die während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt in Kontakt kommenden Abschnitte mindestens einen ersten Abschnitt und einen zweiten Abschnitt. Dabei kommt der erste Abschnitt während des Warmpressformens mit der ersten Zone in Kontakt und der zweite Abschnitt während des Warmpressformens mit der zweiten Zone in Kontakt. Zudem ist der erste Abschnitt auf eine erste Werkzeugtemperatur temperiert und der zweite Abschnitt auf eine zweite Werkzeugtemperatur temperiert, wobei bevorzugt die erste Werkzeugtemperatur geringer ist als die zweite Werkzeugtemperatur. Durch diese unterschiedlichen Abschnitte mit unterschiedlicher Werkzeugtemperatur wird gewährleistet, dass die jeweiligen Zonen des Blechzuschnitts, die mit den unterschiedlichen Abschnitten in Kontakt kommen, auf unterschiedliche Zieltemperaturen während des Warmpressformens abgekühlt werden.
Unter der Werkzeugtemperatur in einem mit dem Blechzuschnitt in Kontakt kommenden Werkzeugabschnitt wird die Oberflächentemperatur dieses Abschnitts unmittelbar vor dem Einlegen des Blechzuschnittes verstanden. Dabei ist die Temperatur über diesen Abschnitt zu mitteln. Gemessen wird eine solche Temperatur beispielsweise mittels einer Thermobildkamera. Über eine Bildanalyse kann anschließend die Temperatur über den Abschnitt gemittelt werden.
Bei einer bevorzugten Variante beträgt die erste Werkzeugtemperatur maximal 200°C. Bevorzugt liegt die erste Werkzeugtemperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200 °C, bevorzugt zwischen 20 °C und 180 °C, insbesondere zwischen 50 °C und 150 °C. Durch diese niedrigen ersten Werkzeugtemperaturen lässt sich eine entsprechend niedrige erste Zieltemperatur sicher erreichen.
Die zweite Werkzeugtemperatur beträgt bevorzugt mindestens 200 °C, bevorzugt mindestens 300 °C, insbesondere mindestens 400 °C, bevorzugt mindestens 450 °C, insbesondere mindestens 500 °C. Weiterhin beträgt die zweite Werkzeugtemperatur bevorzugt maximal 600 °C, insbesondere maximal 550 °C. Diese zweiten Werkzeugtemperaturen ermöglichen eine prozesssichere Einstellung der gewünschten zweiten Zieltemperatur.
Die erste Zieltemperatur liegt insbesondere unterhalb von 400 °C, bevorzugt unterhalb 300 °C, insbesondere unterhalb von 250 °C, bevorzugt unterhalb von 200 °C, besonders bevorzugt unterhalb von 180 °C, insbesondere unterhalb von 150 °C. Alternativ liegt die erste Zieltemperatur besonders bevorzugt unter Ms-50°C, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindestens 20 °C, besonders bevorzugt mindestens 50 °C. Durch diese niedrige erste Zieltemperatur lässt sich eine ausreichende Bildung von Härtegefüge sicherstellen.
Die zweite Zieltemperatur beträgt bevorzugt mindestens 200 °C, bevorzugt mindestens 300 °C, insbesondere mindestens 400 °C, bevorzugt mindestens 450 °C, insbesondere mindestens 500 °C. Weiterhin beträgt die zweite Zieltemperatur bevorzugt maximal 650 °C, besonders bevorzugt maximal 600 °C, insbesondere maximal 550 °C. Hierdurch ist sichergestellt, dass sich ein entsprechend weiches Gefüge ausbildet. Insbesondere ist die zweite Zieltemperatur größer als die erste Zieltemperatur, um das unterschiedliche Gefüge der beiden Zonen einzustellen.
Beim Warmpressformen kann sich der Blechzuschnitt maximal auf die Temperatur des anliegenden Werkzeugs abgekühlt. Die erste Zieltemperatur entspricht daher mindestens der ersten Werkzeugtemperatur. Ebenso entspricht die zweite Zieltemperatur mindestens der zweiten Werkzeugtemperatur. Durch rechtzeitiges Entnehmen des Blechformteils aus dem Werkzeug (d. h. Einstellen der Verweilzeit im Werkzeug twz) kann im Prinzip eingestellt werden, wie weit die Zieltemperatur oberhalb der zugeordneten Werkzeugtemperatur liegt. Beispielsweise kann bei einer Werkzeugtemperatur von 50 °C das Blechformteil auch entnommen werden, wenn es erst auf 350 °C abgekühlt ist. Hierzu muss das Blechformteil lediglich zum richtigen Zeitpunkt entnommen werden. Da die momentane Abkühlrate jedoch umso kleiner ist, je näher die Temperatur des Blechformteils an die Temperatur des Werkzeugs kommt, lässt sich die Zieltemperatur stabiler einstellen, wenn sich Zieltemperatur und Werkzeugtemperatur nicht so stark unterscheiden. Bei großen Differenzen ist die momentane Abkühlrate vergleichsweise hoch, so dass das Verfahren sehr sensitiv auf kleine Variationen der Verweilzeit im Werkzeug reagiert. Aus diesem Grund liegt die erste Zieltemperatur bevorzugt maximal 250 K, bevorzugt maximal 200 K, insbesondere maximal 150 K, bevorzugt maximal 100 K, insbesondere maximal 80 K oberhalb der ersten Werkzeugtemperatur. Ebenso liegt bevorzugt die zweite Zieltemperatur maximal 100 K, insbesondere maximal 70 K, bevorzugt maximal 50 K, insbesondere maximal 30 K, oberhalb der zweiten Werkzeugtemperatur. Besonders bevorzugt werden beide Kriterien gleichzeitig eingehalten.
Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders bevorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s, insbesondere maximal lös, bevorzugt maximal 10s. Hierdurch lässt sich eine effiziente Produktion im industriellen Maßstab realisieren.
Die genannten Umwandlungstemperaturen werden im Sinne dieser Anmeldung wie folgt festgelegt:
Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel: Ms [°C] = (490,85 Gew.-% — 302,6 %C — 30,6 %Mn - 16,6 %Ni — 8,9 %Cr + 2,4 %Mo — 11,3 %Cu + 8,58 %Co + 7,4 %W — 14,5 %Si) [°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei hier mit C% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr — Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt, mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind.
Die ACl-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß den Formeln:
AC1[°C] = (739 Gew.-% — 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni +20*%V )[°C/Gew.-%]
AC3[°C] = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*°/oV)[°C/Gew.-°/o] zu berechnen, wobei auch hiermit mit %C der C-Gehalt, mit %Si der Si-Gehalt mit %Mn der Mn- Gehalt mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt und mit +%V der Vanadium-Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10)
Bei einer bevorzugten Variante des Verfahrens wird das Abkühlverhalten des Zuschnitts im Schritt d) zumindest teilweise über die Flächenpressungen des Umformwerkzeugs eingestellt. Insbesondere in Bereichen niedriger Temperaturen im Umformwerkzeug, also in dem ersten Abschnitt mit der ersten Werkzeugtemperatur, führt eine Variation der Flächenpressung zu deutlich unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten, so dass das Gefüge des Zuschnitts insbesondere in der zugeordneten ersten Zone über die Flächenpressung veränderbar ist. Das Umformwerkzeug weist in einem solchen Fall bevorzugt Mittel zur Variierung der Flächenpressung auf.
Bei einer weiteren bevorzugten Variante des Verfahrens wird eine Umformgeschwindigkeit beim Warmpressformen in Schritt d) unter Berücksichtigung der Dauer gesteuert, mit der der hinsichtlich seiner Temperatur geregelte Abschnitt des Umformwerkzeugs während des Warmpressformens mit dem Zuschnitt in Kontakt kommt. So kann beispielsweise die Umformgeschwindigkeit derart gesteuert werden, dass die erste Zone möglichst schnell mit dem ersten Abschnitt des Umformwerkzeugs in Kontakt kommt. Hierdurch wird erreicht, dass die erste Zone möglichst schnell stark abkühlt, da der erste Abschnitt auf eine niedrige erste Werkzeugtemperatur temperiert ist. Dies wiederum führt zu einer hohen Festigkeit in der ersten Zone, da sich ein hoher Martensitgehalt in dieser ersten Zone bildet. Umgekehrt wird die Umformgeschwindigkeit beispielsweise dann vermindert, wenn eine bestimmte Zone des Blechformteils besonders langsam abkühlen soll, um dort ein weicheres Gefüge zu erzeugen. Bevorzugt wird also die Umformgeschwindigkeit derart gesteuert, dass der erste Abschnitt mit der ersten Zone in Kontakt kommt, bevor die erste Zone auf eine Temperatur unterhalb von Ms+300°C abgekühlt ist. Anschließend wird die Umformgeschwindigkeit reduziert. Hierdurch wird bevorzugt erreicht, dass der zweite Abschnitt mit der zweiten Zone erst in Kontakt kommt, nachdem die zweite Zone auf eine Temperatur von unterhalb von Ms+300°C abgekühlt ist. Hierdurch wird die langsamere Abkühlung in der zweiten Zone, die ohnehin durch die höhere zweite Werkzeugtemperatur gewährleistet wird, noch weiter unterstützt.
Das Verfahren ist bei einer speziellen Variante derart weitergebildet, dass der Blechzuschnitt Bereiche unterschiedlicher Dicke aufweist. Ebenso ist das nachstehend erläuterte Blechformteil derart weitergebildet, dass es Bereiche unterschiedlicher Dicke aufweist.
Bereiche unterschiedlicher Dicke des Blechzuschnittes (sogenannte „tailored blanks“) können auf verschiedene Arten erzeugt werden:
- Durch spezielle Kaltwalzstiche, bei denen einzelne Bereiche stärker oder häufiger gewalzt werden, ergibt sich in diesen Bereichen eine geringere Materialstärke und damit eine geringere Dicke (sogenannte „tailor rolled blanks“)
- Durch Aneinanderschweißen (typischerweise mittels Laserschweißen) werden Blechzuschnitte unterschiedlicher Dicke miteinander verbunden, um einen zusammenhängenden Blechzuschnitt mit Bereichen unterschiedlicher Dicke zu erreichen (sogenannte „tailor welded blanks“)
- Mittels Widerstandspunktschweißen oder Laserschweißen werden Flicken (sogenannte „Patches“) auf einen bestehenden Blechzuschnitt aufgebracht, um diesen bereichsweise aufzudicken. Alternativ können die Flicken auch mittels Strukturklebstoffen aufgebracht werden.
Bereiche unterschiedlicher Dicke haben den Vorteil, dass gezielt einzelne Gebiete des finalen Blechformteils (siehe unten) gezielt verstärkt werden können. Auf diese Weise ist es möglich diejenigen Partien, die besondere Belastungen erfahren (beispielsweise während eines Crashes), entsprechend stabil auszugestalten, während andere Partien dünner ausgestaltet werden, um das Gewicht des Bauteils zu reduzieren. Es resultiert also ein gewichtsoptimiertes Bauteil, das gezielte Verstärkungen in den Bereichen hoher Belastungen aufweist.
Bei dem Umformwerkzeug kann es sich um jede Art von Werkzeug handeln, das unter Berücksichtigung der jeweiligen Formgebung des zu erzeugenden Blechformteils geeignet ist, die geforderten Umform- und Presskräfte auf den jeweils verformten Blechzuschnitt auszuüben. Zu diesem Zweck eignen sich insbesondere solche Umformwerkzeuge, die eine Matrize und einen zum Umformen in die Matrize stellbaren Stempel aufweisen.
Die Temperiereinrichtung kann insbesondere in Form einer Kühleinrichtung ausgeführt sein. In einem solchen Fall ist die Temperiereinrichtung bevorzugt benachbart zum ersten Abschnitt am oder im Umformwerkzeug angeordnet.
Weiterhin kann die Temperiereinrichtung insbesondere in Form einer Heizeinrichtung ausgeführt sein. In einem solchen Fall ist die Temperiereinrichtung bevorzugt benachbart zum zweiten Abschnitt am oder im Umformwerkzeug angeordnet. Insbesondere kann die Heizeinrichtung als eine oder mehrere Heizpatronen ausgeführt sein, die in eine Bohrung im Umformwerkzeug eingebracht sind.
Bei einer besonders bevorzugten Ausführungsvariante umfasst die Temperiereinrichtung in das Umformwerkzeug eingebrachte Kanäle, die von einem Medium durchströmt sind. Diese Variante hat den Vorteil, dass sowohl Wärme in das Werkzeug eingebracht werden kann, in dem die Kanäle von einem heißen Medium durchströmt sind, oder auch Wärme abgeleitet werden kann, indem die Kanäle von einem kühleren Medium durchströmt sind. Bei dem Medium handelt es sich in Abhängigkeit von der gewünschten Temperatur um beispielsweise Wasser, Eiswasser, Öl, eine tiefgekühlte Salzlösung, flüssigen Stickstoff oder ein anderes Fluid. Folglich kann sowohl eine als Kühleinrichtung ausgeführte Temperiereinrichtung als auch eine als Heizeinrichtung ausgestaltete Temperiereinrichtung eine solche Bauform mit ins Umformwerkzeug eingebrachten Kanälen, die von einem Medium durchströmt sind, aufweisen. Eine als Heizeinrichtung ausgeführte Temperiereinrichtung kann alternativ oder ergänzend elektrische Heizelemente aufweisen, die am oder im Umformwerkzeug angeordnet sind. Elektrische Heizelemente haben den Vorteil, schnellere Temperaturwechsel zu ermöglichen. Bei einer besonders bevorzugten konkreten Ausführungsvariante beinhalten die während des Warmpressformens mit dem Blechzuschnitt in Kontakt kommenden Abschnitte mindestens einen ersten Abschnitt und einen zweiten Abschnitt. Dabei kommt der erste Abschnitt während des Warmpressformens mit der ersten Zone in Kontakt und der zweite Abschnitt während des Warmpressformens mit der zweiten Zone in Kontakt. Zudem ist der erste Abschnitt mittels der als Kühleinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung auf die ersten Werkzeugtemperatur temperiert und der zweite Abschnitt mittels einer als Heizeinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung auf die zweite Werkzeugtemperatur temperiert. Das Umformwerkzeug umfasst also eine Kühleinrichtung, um den ersten Abschnitt auf die erste Werkzeugtemperatur zu kühlen, und gleichzeitig eine Heizeinrichtung, um den zweiten Abschnitt auf die zweite Werkzeugtemperatur zu erwärmen.
Das Stahlflachprodukt umfasst bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug, um das Stahlsubstrat beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Stahlbauteils vor Oxidation und Korrosion zu schützen.
Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Stahlflachprodukt bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten des Stahlflachproduktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige Schmelze geführt, die aus bis 15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0%, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0-3, 5 Gew.-% oder 7-12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0, 1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt a- Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium, wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0, 1 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0, 1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al- Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0, 1 Gew.-% Ca, umfassen.
Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt in der Legierungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht. Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5 - 60 pm, insbesondere von 10 - 40 pm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 - 360^ bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15 - 180^ bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100-200^ bei beidseitigen Überzügen bzw. 50-100^ für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120-180^ bei beidseitigen Überzügen bzw.
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für einseitige Überzüge.
Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 pm, besonders bevorzugt kleiner 16 pm, insbesondere kleiner 12 pm, besonders bevorzugt kleiner 10 pm, bevorzugt kleiner 8 pm, insbesondere kleiner 5 pm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt beträgt die Dicke der Al-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens 1 pm.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlflachprodukt eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al- Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
Die Oxidschicht besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform mit Zink als Bestandteil der Al-Basisschicht sind auch Zinkoxidbestanddteile in der Oxidschicht vorhanden.
Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.
Bei einer alternativen Ausgestaltung umfasst das Stahlflachprodukt einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt 0,2 - 6,0 Gew.-% AI, 0,1- 10,0 Gew.-% Mg, optional 0, 1- 40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0,1-10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigung und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein zuvor im Zusammenhang mit dem Verfahren erläutertes Stahlflachprodukt. Das Stahlflachprodukt umfasst dabei ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,06 - 0,5 %,
Si: 0,05 - 0,6 %,
Mn: 0,4 - 3,0 %,
AI: 0, 10- 1,0 %,
Nb: 0,001 - 0,2 %,
Ti: 0,001 - 0, 10 %
B: 0,0005 - 0,01%
P: < 0,03 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %
As: < 0,01 % sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,01 - 1,0 %,
Cu: 0,01 - 0,2 %, Mo: 0,002 - 0,3 %,
Ni: 0,01 - 0,5 %
V: 0,001 - 0,3%
Ca: 0,0005 - 0,005 %
W: 0,001 -1,0 % besteht.
Die im Zusammenhang mit dem Verfahren zuvor erläuterten bevorzugten Ausgestaltungen des Stahlsubstrates des Stahlflachproduktes sind ebenfalls bevorzugte Ausgestaltungen für das Stahlsubstrat des Blechformteils.
Das erfindungsgemäße Blechformteil umfasst mindestens eine erste Zone und eine zweite Zone mit unterschiedlichen Materialeigenschaften.
In der ersten Zone weist das Blechformteil auf:
- eine Streckgrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1300 MPa
- und/oder eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa
- und/oder eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5 %, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5 % bevorzugt mindestens 5 %
- und/oder einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens 45°
- und/oder ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60 % und höchstens 85 %
- und/oder eine Vickershärte von mindestens 500 HV5, insbesondere mindestens 540 HV5.
Das Blechformteil weist in einer weitergebildeten Variante in der ersten Zone eine Streckgrenze von mindestens 1200 MPa, bevorzugt mindestens 1300 MPa, besonders bevorzugt mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1500 MPa auf.
Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil in der ersten Zone eine Zugfestigkeit von mindestens 1300 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa auf, bevorzugt von 1700 MPa, besonders bevorzugt 1800 MPa auf. Insbesondere weist das Blechformteil in der ersten Zone eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5 %, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5 %, bevorzugt mindestens 5 % auf.
Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante in der ersten Zone einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40° aufweisen, besonders bevorzugt mindestens 45°. Unter dem Biegewinkel ist hier der hinsichtlich der Blechdicke korrigierte Biegewinkel zu verstehen. Der korrigierte Biegewinkel ergibt sich aus dem ermittelten Biegewinkel im Kraftmaximum (gemessen nach VDA-Norm 238-100) (auch als maximaler Biegewinkel bezeichnet) aus der Formel
Biegewinkelkorrigiert = Biegewinkelermiteit ■ /Blechdicke wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Dies gilt für Blechdicken größer 1,0 mm. Bei Blechdicken kleiner 1,0 mm entspricht der korrigierte Biegewinkel dem ermittelten Biegewinkel.
Bei einer besonders bevorzugten Variante weist das Blechformteil in der ersten Zone ein Streckgrenzenverhältnis (Verhältnis von Streckgrenze zu Zugfestigkeit) von mindestens 60 % und höchstens 85 % auf. Bevorzugt beträgt das Streckgrenzenverhältnis mindestens 65 %, insbesondere mindestens 70 %.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante weist das Blechformteil in der ersten Zone eine Vickershärte von mindestens 500 HV5, bevorzugt mindestens 550 HV5, insbesondere mindestens 570 HV5, bevorzugt mindestens 580 HV5.
Die Vickershärte ist qualitativ der Widerstand gegen das Eindringen eines Prüfkörpers und damit der Widerstand gegen plastische Verformung. Die Charakterisierung mittels Vickershärte hat den Vorteil, dass die Bestimmung der Vickershärte auch für kleinere Bauteilabschnitte möglich ist. Auf diese Weise können einzelne Bereiche des Bauteils gezielt untersucht werden, bei denen aufgrund der Geometrie (z.B. gebogene Werkstücke oder Bereiche mit Blechdickenvariation) Zugversuche nicht möglich sind. Die Vickershärte wird nach DIN EN ISO 6507 (2018.07) bestimmt. Die Angabe “5“ bezieht sich auf die Prüfkraft in kilopond (kp). Bei HV5 beträgt die Prüfkraft 5 Kilopond (kp). Bei einer normgerechten Prüfung ergeben sich bei der Messung von HV1 bis HV30 allerdings keine signifikanten Unterschiede. Die Werte mit anderen Prüfkräften liegen also ebenso in den für HV5 angegebenen Bereichen.
Die genannten mechanischen Kennzahlen haben sich als besonders vorteilhaft erwiesen, um den Einsatz in einem Automobil mit guter Crashperformance zu gewährleisten.
In der zweiten Zone weist das Blechformteil auf:
- eine Streckgrenze von maximal 800 MPa, insbesondere von maximal 600 MPa, insbesondere maximal 580 MPa
- und/oder eine Zugfestigkeit von maximal 1000 MPa, insbesondere von maximal 800 MPa
- und/oder eine Bruchdehnung A80 von mindestens 8 %, insbesondere von mindestens 10 %, insbesondere mindestens 12 %
- und/oder das einen Biegewinkel von mindestens 80°, insbesondere mindestens 90°, bevorzugt mindestens 100°
- und/oder ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60 % und höchstens 85 %
- und/oder eine Vickershärte von maximal 320 HV5, insbesondere von maximal 300 HV5, insbesondere maximal 270 HV5.
Das Blechformteil weist in einer weitergebildeten Variante in der zweiten Zone eine Streckgrenze von maximal 800 MPa, insbesondere von maximal 600 MPa, bevorzugt maximal 580 MPa, besonders bevorzugt 560 MPa, ganz besonders bevorzugt 540 MPa auf.
Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil in der zweiten Zone eine Zugfestigkeit von maximal 1000 MPa, insbesondere von maximal 800 MPa, bevorzugt 780 MPa, besonders bevorzugt 760 MPa, ganz besonders bevorzugt 740 MPa auf.
Insbesondere weist das Blechformteil in der zweiten Zone eine Bruchdehnung A80 von mindestens 8%, insbesondere von mindestens 10%, insbesondere mindestens 12 %, ganz besonders bevorzugt mindestens 14 % auf.
Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante in der zweiten Zone einen Biegewinkel von mindestens 80°, insbesondere mindestens 90° aufweisen, besonders bevorzugt mindestens 100°. Unter dem Biegewinkel ist hier der hinsichtlich der Blechdicke korrigierte Biegewinkel zu verstehen. Der korrigierte Biegewinkel ergibt sich aus dem ermittelten Biegewinkel bei einer bestimmten Dicke aus der Formel
Biegewinkelkorrigiert = Biegewinkelermitteit ■ /Blechdicke wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Dies gilt für Blechdicken größer 1,0 mm. Bei Blechdicken kleiner 1,0 mm entspricht der korrigierte Biegewinkel dem ermittelten Biegewinkel.
Bei einer besonders bevorzugten Variante weist das Blechformteil in der zweiten Zone ein Streckgrenzenverhältnis (Verhältnis von Streckgrenze zu Zugfestigkeit) von mindestens 60 % und höchstens 85 % auf. Bevorzugt beträgt das Streckgrenzenverhältnis mindestens 65 %, insbesondere mindestens 70 %.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante weist das Blechformteil in der zweiten Zone eine Vickershärte von maximal 320 HV5, insbesondere von maximal 300 HV5, insbesondere maximal 270 HV5, bevorzugt maximal 260 HV5, insbesondere maximal 250 HV5, bevorzugt maximal 240 HV5, bevorzugt maximal 230 HV5.
Ein Blechformteil mit einer solcherart gestalteten ersten Zone und zweiten Zone hat wesentliche Vorteile. Zum einen liegt mit der ersten Zone ein hochfester Bereich vor, der besonders widerstandsfähig gegen Verformung ist. Zum anderen liegt mit der zweiten Zone ein relativ weicher Bereich vor, der besonders gut geeignet ist durch Verformung Energie aufzunehmen. Im Ergebnis ergibt sich ein Blechformteil mit besonders guter Crash Performance, da einerseits eine Energieaufnahme von beispielsweise Aufprallenergie gewährleistet ist und andererseits ein hochstabiler Bereich vorliegt, um bestimmte sensitive Teile (Beispiel den Fahrgastraum) vor Verformung zu schützen. Bei dem Blechformteil handelt es sich insbesondere um eine B-Säule mit einem weichen Fuß oder einen vorderen bzw. hinteren Längsträger mit weichem Bereich.
Die realen mechanischen Kennwerte des Blechformteils werden ermittelt, indem das Blechformteil zunächst kathodisch mit Tauchlack beschichtet wird oder einer anlogen Wärmebehandlung unterzogen wird. Kathodische Tauchlackierungen werden im Regelfall für entsprechende Bauteile in der Automobilindustrie durchgeführt. Bei einer kathodischen Tauchlackierung werden die Bauteile zunächst in einer wässrigen Lösung beschichtet. Diese Beschichtung wird anschließend bei einer Wärmebehandlung eingebrannt. Dabei werden die Blechformteile auf 170 °C erwärmt und bei dieser Temperatur für 20 Minuten gehalten. Anschließend werden die Bauteile an Umgebungsluft auf Raumtemperatur abgekühlt. Da diese Wärmebehandlung Einfluss auf die mechanischen Kenngrößen haben kann, sind im Sinne dieser Anmeldung die mechanischen Kenngrößen (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Streckgrenzenverhältnis, Bruchdehnung A80, Biegewinkel, Vickershärte) so zu verstehen, dass sie an einem Bauteil mit einer kathodischen Tauchlackierung vorliegen oder an einem Bauteil, das nach der Umformung, einer Wärmebehandlung unterzogen wurde, die analog zu einer kathodischen Tauchlackierung ist. In der Praxis kommen variiert die Wärmebehandlung der kathodischen Tauchlackierung geringfügig. Üblich sind Temperaturen von 165°-180° und Haltezeiten von 12-30 Minuten. Die Änderung der mechanischen Kenngrößen aufgrund dieser Variationen sind jedoch vernachlässigbar.
In einer bevorzugten Variante umfasst das Blechformteil eine kathodische Tauchlackierung.
Bei einer bevorzugen Ausführungsvariante weist das Blechformteil in der ersten Zone ein Gefüge mit mehr als 95% Martensit, insbesondere mehr als 98% auf.
Durch den hohen Martensitgehalt in der ersten Zone lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen erreichen.
In einer bevorzugten Ausführungsform weisen die ehemaligen Austenitkörner des Martensits in der ersten Zone einen mittleren Korndurchmesser auf, der kleiner ist als 14pm, insbesondere kleiner als 12pm, bevorzugt kleiner als 10pm, bevorzugt kleiner ist als 8pm. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung.
Weiterhin bevorzugt weist das Blechformteil in der zweiten Zone ein Gefüge mit weniger als 95 % angelassenem Martensit und Bainit und optional bis zu 60 % Perlit auf. Dabei ist der Restaustenitgehalt insbesondere kleiner 3 %, bevorzugt kleiner 1 %. Da angelassener Martensit und Bainit schwer zu unterscheiden sind, wird hier die Summe aus angelassenem Martensit und Bainit betrachtet. Diese Summe ist kleiner als 95 %, bevorzugt kleiner als 90 %, insbesondere kleiner als 80 %, bevorzugt kleiner als 70 %. Unter Bainit wird in diesem Fall sowohl unterer Bainit als auch oberer Bainit verstanden. Der Anteil an Perlit beträgt bevorzugt maximal 50 %, insbesondere maximal 40 %. Insbesondere beträgt der Anteil an Perlit mindestens 35 %, bevorzugt mindestens 30 %. Die Summe aus angelassenem Martensit und Bainit beträgt bevorzugt mindestens 40 %, insbesondere mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 60 %.
In einer bevorzugten Ausführungsform weisen die ehemaligen Austenitkörner des angelassenen Martensits in der zweiten Zone einen mittleren Korndurchmesser auf, der kleiner ist als 14pm, insbesondere kleiner als 12pm, bevorzugt kleiner als 10pm, bevorzugt kleiner ist als 8pm. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung.
Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Blechformteil feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, auf. Dies betrifft sowohl die erste Zone als auch die zweite Zone.
Unter feinen Ausscheidungen werden im Sinne dieser Anmeldung alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet.
Bei einer bevorzugten Ausgestaltung beträgt der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen maximal llnm, bevorzugt maximal 10 nm.
Bei einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung weist das Blechformteil weitgehend feine Ausscheidungen im Gefüge auf. Dies betrifft sowohl die erste Zone als auch die zweite Zone. Im Sinne dieser Anmeldung ist unter weitgehend feinen Ausscheidungen zu verstehen, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen feine Ausscheidungen sind. Das heißt, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen einen Durchmesser haben, der kleiner ist als 30nm.
Die feinen Ausscheidungen bedingen ein besonders feines Gefüge mit kleinen Korndurchmessern. Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung. Hierdurch stellt sich auch eine bessere Zähigkeit mit ausgeprägterem Brucheinschnürverhalten ein. Bei einer weitergebildeten Variante des Blechformteils umfasst das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug. Der Korrosionsschutzüberzug hat den Vorteil, dass er Zunderbildung verhindert während der Austenitisierung beim Warmumformen. Weiterhin schützt ein solcher Korrosionsschutzüberzug das geformte Blechformteil gegen Korrosion.
Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Blechformteil bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blechformteils eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht. Beim Blechformteil wird die Legierungsschicht auch häufig als Interdiffusionsschicht bezeichnet.
Die Dicke des Korrosionsschutzüberzuges beträgt bevorzugt mindestens 10 pm, besonders bevorzugt mindestens 20 pm, insbesondere mindestens 30 pm.
Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 30 pm, besonders bevorzugt kleiner 20 pm, insbesondere kleiner 16 pm, besonders bevorzugt kleiner 12 pm. Die Dicke der Al- Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht.
Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35-90 Gew.-% Fe, 0, 1 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Durch das weitere Eindiffundieren von Eisen in die Legierungsschicht sind die Anteile von Si und Mg entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades.
Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Stahlbauteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Stahlbauteils aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10 % variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % weniger beträgt als der mittlere Si- Gehalt der Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.
Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen mindestens eine 40 % durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.
Unter „inselförmig“ wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also „Inseln“ eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlbauteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
Die Oxidschicht des Stahlbauteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 pm.
Bei einer speziellen Ausgestaltung umfasst das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis. Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt bis zu 80 Gew.-% Fe, 0,2 - 6,0 Gew.-% AI, 0, 1-10,0 Gew.-% Mg, optional 0,1- 40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0, 1 - 10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigung und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Fe-Gehalt, der durch Eindiffundieren zustande kommt, beträgt bevorzugt mehr als 20 Gew.-%, insbesondere mehr als 30 Gew.-%. Zudem beträgt der Fe-Gehalt insbesondere maximal 70 Gew-%, insbesondere maximal 60 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Die Figuren zeigen:
Figur 1 eine schematische Darstellung eines Blechzuschnitts in einem Umformwerkzeug zum Zeitpunkt des Einlegens in das Umformwerkzeug,
Figur 2 eine schematische Darstellung eines Blechzuschnitts in einem Umformwerkzeug nach dem Umformen,
Figur 3 eine Korndarstellung des rekonstruierten Austenits.
Die nachfolgenden Ausführungsbeispiele dienen der näheren Erläuterung der Erfindung.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden in konventioneller Weise Stahlbänder (d.h. Stahlflachprodukte) mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erzeugt. Leerstellen in Tabelle 1 bedeuten, dass das jeweilige Element nicht bewusst hinzulegiert wurde. Als unvermeidbare Verunreinigung kann das Element jedoch dennoch vorhanden sein. Bei der Stahlzusammensetzungen F handelt es sich um ein Referenzbeispiel, das nicht erfindungsgemäß ist.
Die so erzeugten Stahlbänder wurden in konventioneller Weise schmelztauchbeschichtet, wobei die in Tabelle 2 angegebenen Schmelzen zum Einsatz kamen. Tabelle 2 gibt jeweils die Schichtdicke des Korrosionsschutzüberzuges auf einer Seite an, wobei Ober- und Unterseite beschichtet vorlagen. Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 1,6 mm.
Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden für ein Stahlband je Stahlsorte gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) Proben quer zur Walzrichtung entnommen. Die Proben wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) einer Zugprüfung unterzogen. In Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Zugprüfung am Stahlflachprodukt angegeben. Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte ermittelt: die Streckgrenzenart, sowie bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2 (hier als Streckgrenze bezeichnet), die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Bruchdehnung A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze und eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10 % auf.
Von den erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Aus den Zuschnitten (Formplatinen) wurden entsprechende Stahlbauteile warmpressgeformt. An ebenen Stellen dieser Bauteile wurden die Proben für die weiteren mechanischen Prüfungen entnommen. Bei der Weiterverarbeitung sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rofen (zwischen 30°C und 700°C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur Tofen erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit tofen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre ist mit Tiaupunkt bezeichnet. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und innerhalb einer Transferzeit in ein Umformwerkzeug eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer tTrans lag zwischen 5 und 15 s. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug hatten die Zuschnitte eine Temperatur TEinig angenommen. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden. Die Verweildauer im geschlossenen Werkzeug nach der Umformung wird mit twz bezeichnet. Abschließend sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In Tabelle 4a sind diese allgemeinen Parameter für die Warmumformung angegeben.
Figur 1 zeigt eine schematische Darstellung eines Blechzuschnittes 1 beim Einlegen in das Umformwerkzeug 3. Das Umformwerkzeug umfasst eine Matrize 5 mit einer Ausnehmung 7 und einen Stempel 9. Der Stempel 9 besitzt eine im Querschnitt trapezförmige Grundform mit einer Stirnfläche und schräg auf die Stirnfläche zulaufende Seitenflächen 16. Getragen wird der Stempel 9 von einem einstückig mit ihm verbundenen Träger 10, dessen seitliche Randbereiche 12, 14 nach Art eines Kragens seitlich über die Seitenflächen 16 des Stempels 9 an deren oberen Rand hinaus stehen. Die unteren Randflächen 18 der Randbereiche 12, 14 sind dabei in horizontaler Ausrichtung an die Seitenfläche 16 des Stempels 9 angeschlossen. An der Stirnseite des Stempels 9 befindet sich ein erster Abschnitt 11 und am Übergang der Seitenfläche 16 des Stempels 9 zur unteren Randfläche 18 des Randbereichs 14 befindet sich ein zweiter Abschnitt 13 des Umformwerkzeuges 3. Der erste Abschnitt 11 ist mittels einer als Kühleinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung 15 auf eine erste Werkzeugtemperatur temperiert. Die Temperiereinrichtung 15 ist in der Figur 1 in Form von Kühlkanälen dargestellt. Der zweite Abschnitt 13 ist mittels einer als Heizeinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung 17 auf eine zweite Werkzeugtemperatur temperiert. Die Temperiereinrichtung 17 ist in der Figur 1 in Form von Heizschlangen dargestellt. Die Matrize 5 weist einen weiteren Abschnitt 19 auf, der mittels einer als Kühleinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung 21 auf eine dritte Werkzeugtemperatur temperiert ist.
Abweichend von der Figur sind im Regelfall Abschnitte des Stempels 9 und der Matrize 5, die sich gegenüberliegen und somit mit der gleichen Zone des Blechzuschnittes 1 in Kontakt kommen, beide mit gleichwirkenden Temperiereinrichtungen versehen. Beispielsweise wäre im Regelfall gegenüber der als Heizeinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung 17 auch in der Matrize 5 eine als Heizeinrichtung ausgestaltete Temperiereinrichtung vorgesehen. Zur besseren Sichtbarkeit ist in der Figur auf eine solche Darstellung verzichtet worden.
Beim nun folgenden Warmpressformen des Blechzuschnitts 1 wird der Stempel 9 mit einer hohen Geschwindigkeit auf den Blechzuschnitt 1 aufgesetzt, so dass der stark gekühlte erste Abschnitt 11 schnell in intensiven Kontakt mit der ihm zugeordneten ersten Zone 31 (siehe Figur 2) des Blechzuschnitts in Kontakt kommt. Der Blechzuschnitt 1 wird auf diese Weise in seiner ersten Zone 31 so schnell abgeschreckt, dass sich dort andere Materialeigenschaften einstellen als in einer zweiten Zone 33 des Blechzuschnitts 1. Anschließend wird der Vorschub des Stempels 9 vermindert, um insbesondere in der zweiten Zone 33 keine zu schnelle Abkühlung zu bewirken, die zur Entstehung von Härtegefüge führen könnte. Dabei erfolgt insbesondere im zweiten Abschnitt 13, der auf die zweite höhere Werkzeugtemperatur temperiert ist, nur eine verminderte Wärmeabfuhr über den Stempel 9, so dass in der zweiten Zone 33 des Blechzuschnitts 1, die mit diesem zweiten Abschnitt 13 in Kontakt kommt, ein weicheres, zäheres Gefüge erhalten bleibt. Figur 2 zeigt den Blechzuschnitt 1 im Umformwerkzeug 3 bei Abschluss der Umformung. Aus dem Blechzuschnitt 1 ist somit das Blechformteil geworden. Deutlich zu erkennen ist, dass der Blechzuschnitt 1 (bzw. das Blechformteil) eine erste Zone 31 aufweist, die während des Warmpressformens mit dem ersten Abschnitt 11 des Umformwerkzeugs 3 in Kontakt kommt. Weiterhin weist der Blechzuschnitt 1 (bzw. das Blechformteil) eine zweite Zone 33 auf, die während des Warmpressformens mit dem zweiten Abschnitt 13 des Umformwerkzeugs 3 in Kontakt kommt. Das derart durch Umformen des Blechzuschnitts 1 erzeugte Blechformteil weist somit eine erste Zone 31 und eine zweiten Zone 33. Wobei in der erste Zone 31 andere Materialeigenschaften vorliegen als in der zweiten Zone 33.
In der Tabelle 4b sind die Parameter der Warmumformung angegeben, die sich in den verschiedenen Abschnitten bzw. Zonen unterscheiden. Dies ist die erste Werkzeugtemperatur Twz, i , auf die der erste Abschnitt temperiert ist und die zweite Werkzeugtemperatur Twz, 2, auf die der zweite Abschnitt temperiert ist. Aufgrund der unterschiedlichen Werkzeugtemperaturen ergeben sich zwangsläufig die unterschiedlichen Abkühlraten rwz.i und rwz,2 in der ersten bzw. zweiten Zone des Blechzuschnitts. Bei der Entnahme des Blechformteils aus dem Umformwerkzeug liegen weiterhin unterschiedliche Zieltemperaturen in der ersten und der zweiten Zone vor, die mit Tziei.i und Tziei,2 bezeichnet sind.
Die Tabellen 5a und 5b geben die mechanischen Eigenschaften des Blechformteils in der ersten und zweiten Zone wieder, wie sie sich durch den vorangehenden Prozess ergeben haben. Deutlich ist zu erkennen, dass sich in der ersten Zone eine höhere Festigkeit eingestellt hat, während in der zweiten Zone eine höhere Duktilität vorliegt.
Zusätzlich zu der Bestimmung der mechanischen Eigenschaften wurde zudem das Gefüge in der ersten und zweiten Zone bestimmt. Die Ergebnisse hierzu sind in den Tabellen 6a und 6b wiedergegeben. Während in der ersten Zone das Gefüge zu mehr als 99 % aus Martensit besteht und lediglich geringe Anteile von Restaustenit aufweist, hat sich in der zweiten Zone ein Gefüge eingestellt mit weniger als 95 % angelassenem Martensit und Bainit und bis zu 60 % Perlit. Restaustenit konnte in diesem Fall nicht nachgewiesen werden und liegt daher unter 1%.
Weiterhin sind in den Tabelle 6a und 6b die Eigenschaften der feinen Ausscheidungen im Gefüge angegeben. Bei den Ausscheidungen handelt es sich um Niobkarbonitride und Titankarbonitride, die beide zur Kornfeinung beitragen. Die Ausscheidungen werden mit Hilfe von elektronenoptischen und Röntgen-Aufnahmen (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als „carbon extraction replicas“) bestimmt. Hergestellt wurden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen (20x30mm). Die Auflösung der Messung lag zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lassen sich die Ausscheidungen in grobe und feine Ausscheidungen unterteilen. Als feine Ausscheidungen werden alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet. Durch Auszählen wird der Anteil von feinen Ausscheidungen an der Gesamtzahl an Ausscheidungen im Messfeld ermittelt. Für die feinen Ausscheidungen wird zudem mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser berechnet. Bei den erfindungsgemäßen Proben beträgt der Anteil von feinen Ausscheidungen sowohl in der ersten als auch in der zweiten Zone mehr als 90 %. Der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen ist zudem unter 11 nm. Bei einem Versuch sind die Ausscheidungen nicht bestimmt worden. Der Eintrag in der Tabelle lautet daher „n.b.“ (nicht bestimmt).
Weiterhin ist in den Tabelle 6a und 6b der Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner angegeben. Hierzu würden die Austenitkörner mittels der Software ARPGE aus EBSD-Messungen rekonstruiert. Die Softwareparameter betrugen dabei:
• Orientierungsbeziehung Nishiyama-Wassermann
• Tolerance for grain identification 7°
• Tolerance for parent growth nucleation 7°
• Tolerance for parent grain growth 15°
• Minimum accepted grain size 10 Pixel
Für die Kornidentifikation wurde eine maximale Abweichung der Orientierung von 5° und ein minimaler Korndurchmesser von 5 Pixeln gemäß DIN EN ISO 643 angenommen.
Beispielhaft zeigt Figur 3 eine entsprechende Rekonstruktion des Austenits. In diesem Fall beträgt der mittlere Durchmesser der ehemaligen Austenitkörner 7,5pm. Bei allen erfindungsgemäßen Beispielen liegt der mittlere Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner unter 14pm. Tabelle 1 (Stahlsorten)
Figure imgf000042_0002
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
Figure imgf000042_0001
Tabelle 2 (Beschichtungsvarianten)
Figure imgf000043_0001
Figure imgf000043_0002
Tabelle 3 (Zugversuchskennwerte Stahlflachprodukte)
Figure imgf000044_0001
Figure imgf000044_0002
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
Tabelle 4a (Parameter Warmumformung allgemein)
Figure imgf000045_0002
Angaben teilweise gerundet
Figure imgf000045_0001
Tabelle 4b (Parameter Warmumformung erste und zweite Zone)
Figure imgf000045_0003
Angaben teilweise gerunde
Tabelle 5a (Kennwerte Blechformteil erste Zone)
Figure imgf000046_0001
Figure imgf000046_0002
Tabelle 5b (Kennwerte Blechformteil zweite Zone)
Figure imgf000047_0001
Figure imgf000047_0002
Tabelle 6a (Gefüge erste Zone)
Figure imgf000048_0001
Figure imgf000048_0002
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
Tabelle 6b (Gefüge zweite Zone)
Figure imgf000049_0001
Figure imgf000049_0002
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele

Claims

Patentansprüche Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils mit mindestens einer ersten Zone (31) und einer zweiten Zone (33) mit unterschiedlichen Materialeigenschaften umfassend folgende Arbeitsschritte: a. Bereitstellen eines Blechzuschnitts (1) aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,27-0,5%,
Si: 0,05-0,6%, Mn: 0,4 -3,0%, AI: 0,10- 1,0%, Nb: 0,001-0,2%,
Ti: 0,001-0,10%
B: 0,0005-0,01%
P: < 0,03 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02 %,
Sn: < 0,03 %,
As: < 0,01 % sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,01- 1,0%,
Cu: 0,01-0,2%,
Mo: 0,002-0,3 %,
Ni: 0,01-0,5%,
V: 0,001-0,3%,
Ca: 0,0005-0,005%,
W: 0,001-1,0%, besteht; b. Erwärmen des Blechzuschnitts (1) derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Blechzuschnitts (1) überschritten ist und die Temperatur TEinig des Blechzuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (3) (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet; c. Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts (1) in ein Umformwerkzeug (3), wobei das Umformwerkzeug (3) eine Temperiereinrichtung (15, 17) zum Regeln der Temperatur mindestens einer seiner während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt (1) in Kontakt kommenden Abschnitte (11, 13) aufweist und wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Blechzuschnitts (1) benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt; d. Warmpressformen des Blechzuschnitts (1) zu dem Blechformteil, wobei der Blechzuschnitt (1) im Zuge des Warmpressformens auf eine erste Zieltemperatur in der ersten Zone (31) und eine zweite Zieltemperatur in der zweiten Zone (33) abgekühlt wird und optional dort gehalten wird, wobei die zweite Zieltemperatur größer ist als die erste Zieltemperatur, um ein unterschiedliches Gefüge in der ersten und zweiten Zone einzustellen; e. Entnehmen des abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt (1) in Kontakt kommenden Abschnitte (11, 13) mindestens einen ersten Abschnitt (11) und einen zweiten Abschnitt (13) beinhalten, wobei der ersten Abschnitt (11) während des Warmpressformens mit der ersten Zone (31) in Kontakt kommt und der zweite Abschnitt (13) während des Warmpressformens mit der zweiten Zone (33) in Kontakt kommt, und wobei der erste Abschnitt (11) auf eine erste Werkzeugtemperatur temperiert ist und der zweite Abschnitt (13) auf eine zweite Werkzeugtemperatur temperiert ist, wobei die erste Werkzeugtemperatur geringer ist als die zweite Werkzeugtemperatur. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Werkzeugtemperatur maximal 200 °C beträgt und/oder die zweite Werkzeugtemperatur mindestens 200 °C beträgt. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Zieltemperatur maximal 250 K oberhalb der ersten Werkzeugtemperatur liegt und/oder die zweite Zieltemperatur maximal 100 K oberhalb der zweiten Werkzeugtemperatur liegt. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlverhalten des Blechzuschnitts (1) im Schritt d zumindest teilweise über die Flächenpressungen des Umformwerkzeugs (3) eingestellt wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass eine Umformgeschwindigkeit beim Warmpressformen in Schritt d. unter Berücksichtigung der Dauer gesteuert wird, mit der der hinsichtlich seiner Temperatur geregelte Abschnitt (11, 13) des Umformwerkzeugs (3) während des Warmpressformens mit dem Blechzuschnitt (1) in Kontakt kommt. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Blechzuschnitt (1) Bereiche unterschiedlicher Dicke aufweist. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Umformwerkzeug (3) eine Matrize (5) und einen zum Umformen in einer Ausnehmung der Matritze (5) stellbaren Stempel (9) aufweist. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperiereinrichtung (15, 17) in Form einer Kühleinrichtung (15) und/oder in Form einer Heizeinrichtung (17) ausgeführt ist. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die während des Warmpressformen mit dem Blechzuschnitt (1) in Kontakt kommenden Abschnitte (11, 13) mindestens einen ersten Abschnitt (11) und einen zweiten Abschnitt (13) beinhalten, wobei der ersten Abschnitt (11) während des Warmpressformens mit der ersten Zone (31) in Kontakt kommt und der zweite Abschnitt (13) während des Warmpressformens mit der zweiten Zone (33) in Kontakt kommt, wobei der erste Abschnitt (11) mittels der als Kühleinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung (15) auf die ersten Werkzeugtemperatur temperiert ist und der zweite Abschnitt (13) mittels einer als Heizeinrichtung ausgestalteten Temperiereinrichtung (17) auf die zweite Werkzeugtemperatur temperiert ist. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis umfasst, wobei der Korrosionsschutzüberzug insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht umfasst. Blechformteil, geformt aus einem Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,27-0,5%,
Si: 0,05-0,6%,
Mn: 0,4 -3,0%,
AI: 0,10- 1,0%,
Nb: 0,001-0,2%,
Ti: 0,001-0,10%
B: 0,0005-0,01%
P: < 0,03 %,
S: < 0,02 %,
N: < 0,02%,
Sn: < 0,03 %
As: < 0,01 % sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,01- 1,0%,
Cu: 0,01-0,2%,
Mo: 0,002-0,3 %,
Ni: 0,01-0,5%
V: 0,001-0,3%
Ca: 0,0005-0,005%
W: 0,001-1,0% besteht, wobei das Blechformteil mindestens einer ersten und einerzweiten Zone umfasst, wobei das Blechformteil in der ersten Zone und in der zweiten Zone unterschiedliche Gefüge aufweist, wobei das Blechformteil in der ersten Zone aufweist: - eine Streckgrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1300 MPa
- und/oder eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa
- und/oder eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5%, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5% bevorzugt mindestens 5%
- und/oder einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens 45°
- und/oder ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60% und höchstens 85%
- und/oder eine Vickershärte von mindestens 500 HV5, insbesondere mindestens 540 HV5 und wobei Blechformteil in der zweiten Zone aufweist:
- eine Streckgrenze von maximal 800 MPa, bevorzugt von maximal 600 MPa, insbesondere maximal 580 MPa
- und/oder eine Zugfestigkeit von maximal 1000 MPa, insbesondere von maximal 800 MPa
- und/oder eine Bruchdehnung A80 von mindestens 8%, insbesondere mindestens 10%
- und/oder das einen Biegewinkel von mindestens 80°, insbesondere mindestens 90°, bevorzugt mindestens 100°
- und/oder ein Streckgrenzenverhältnis von mindestens 60% und höchstens 85%
- und/oder eine Vickershärte von maximal 320 HV5, insbesondere von maximal 300 HV5, insbesondere maximal 270 HV5 Blechformteil nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Blechformteil in der ersten Zone ein Gefüge mit mehr als 95% Martensit, insbesondere mehr als 98% aufweist und/oder das Blechformteil in der zweiten Zone ein Gefüge mit weniger als 95% angelassenem Martensit und Bainit und optional bis zu 60% Perlit aufweist, wobei der Restaustenitgehalt insbesondere kleiner 3%, bevorzugt kleiner 1% ist. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 13, wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al- Gehalt zu Nb-Gehalt gilt:
Al/Nb < 20.0 wenn Mn < 1,6 Gew.-% und
Al/Nb < 30.0 wenn Mn > 1,7 Gew.-%. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Blechformteil in der ersten Zone weitgehend feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 15, umfassend einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis, wobei der Korrosionsschutzüberzug insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht umfasst.
PCT/EP2023/063361 2022-05-24 2023-05-17 Blechformteil mit verbesserten verarbeitungseigenschaften WO2023227454A1 (de)

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