WO2023247507A1 - BLECHFORMTEIL MIT VERBESSERTEN SCHWEIßEIGENSCHAFTEN - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
- B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
- B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
- B21D22/20—Deep-drawing
- B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Definitions
- the invention relates to a sheet metal part with improved 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” and “sheet metal component” being used synonymously here.
- Sheet metal parts with similar aluminum-based coatings and processes for their production are known from WO 2022/048990 A1 and EP 2 993 248 B1.
- Aluminum is a self-passivating material that independently limits the growth of an oxide layer.
- the corrosion protection coating has an Al base layer and an alloy layer, the alloy layer resting on the steel substrate and the Al base layer resting on the alloy layer.
- the alloy layer consists of 35-90% by weight of Fe, 2-12% by weight of Si, optionally up to 3% by weight of alkali or alkaline earth metals and optional other components, the total content of which amounts to a maximum of 2.0% by weight. % are limited, and the rest is made of aluminum.
- the Al base layer consists of 35-55% by weight of Fe, 4-10% by weight of Si, optionally up to 3% by weight of alkali or alkaline earth metals and optional other components, the total content of which is a maximum of 2.0% by weight. -% are limited, and the rest is made of aluminum.
- the sheet metal part has an impedance Z A of a maximum of 1.0 1 cm 2 based on the area.
- the Al base layer preferably consists of 35-55% by weight of Fe, 4-10% 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 remainder is made of aluminum.
- the impedance is determined by pressing two sheet metal parts coated on both sides flat against each other using two gold-plated copper electrodes, whereby the contact area of the two copper electrodes has the area A and the contact area of the two sheet metal parts is at least twice as large as the contact area of the copper electrodes (ie the contact area of the two sheet metal parts has an area of at least 2*A).
- the two copper electrodes are circular and have a diameter of 45 mm.
- the surface-related impedance is essentially determined by the current flow in the area directly between the two copper electrodes and, to a lesser extent, by currents in the immediate vicinity of the copper electrodes.
- the fact that the contact area of the two sheet metal parts is at least twice as large as the contact area of the copper electrodes ensures that the currents in the immediate vicinity of the copper electrodes are not influenced by field lines at the sample edges. Furthermore, measurements have shown that the measured values for the typical thicknesses of the sheet metal parts (0.5 mm to 4 mm) are not dependent on the sheet thickness, since the resistance is dominated by the contact surface.
- the measurement method described is particularly suitable for determining the effects of surface structure and chemistry.
- welding suitability is often determined using the cold contact resistance.
- a comparatively high direct current of 10 A is used and the resistance is only determined after 15 seconds of current flow.
- any influencing factors on the impedance due to, for example, oxides on the surface can no longer be completely measured due to at least partial breaking up of these.
- oxides in particular can be disruptive in the welding process.
- the comparatively high measuring current can also cause the surface to melt and thus change the surface structure. With the measuring method specified here, the influence of the surface properties can be quantified without the measuring method significantly influencing the properties to be measured.
- Such a sheet metal part is produced using a special coating and forming process.
- Such a manufacturing process according to the invention includes the following work steps: a) providing a slab or a thin slab consisting of steel containing 0.1-3% by weight of Mn and optionally up to 0.01% by weight of B; b) heating the slab or thin slab at a temperature (TI) of 1100-1400°C; c) optional pre-rolling of the thoroughly heated slab or thin slab into an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000-1200 ° C; d) hot rolling into a hot-rolled flat steel product, the final rolling temperature (T3) being 750-1000°C; e) optional coiling of the hot-rolled flat steel product, the coiling temperature (T4) being at most 700°C; f) descaling the hot-rolled flat steel product; g) optional cold rolling of the flat steel product, the degree of cold rolling being at least 30%; h) Annealing the flat steel product at an annealing temperature (T5) of 650-
- a semi-finished product composed according to the alloy specified according to the invention for the flat steel product is made available.
- This can be a slab produced in conventional slab continuous casting or in thin slab continuous casting.
- step b) the semi-finished product is heated through at a temperature (TI) of 1100 - 1400 °C. If the semi-finished product has cooled down after casting, the semi-finished product is first reheated to 1100-1400°C to warm it through. The heating temperature should be at least 1100°C to ensure good formability for the subsequent rolling process. The heating temperature should not be more than 1400°C in order to avoid the presence of molten phases in the semi-finished product.
- step c) the semi-finished product is pre-rolled into an intermediate product. Thin slabs are usually not subjected to pre-rolling. Thick slabs that are to be rolled into hot strips can be subjected to pre-rolling if necessary.
- the temperature of the intermediate product (T2) at the end of the rough rolling should be at least 1000 ° C so that the intermediate product contains enough heat for the subsequent finishing rolling step.
- high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product.
- the temperature of the intermediate product at the end of the rough rolling should not be more than 1200 ° C.
- the hot rolling of the flat steel product can be carried out as continuous hot strip rolling or as reversing rolling.
- work step e) provides for optional coiling of the hot-rolled flat steel product.
- the hot strip is cooled to a coiling temperature (T4) within less than 50 seconds after hot rolling.
- T4 a coiling temperature
- the coiling temperature (T4) should be a maximum of 700°C to avoid the formation of large vanadium carbides.
- reel temperatures of at least 500°C have proven to be favorable for the Cold rolling proven.
- the coiled hot strip is then cooled to room temperature in air in a conventional manner.
- the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip of hot strip thickness d.
- the flat steel product after cold rolling is also commonly referred to as cold strip.
- the degree of cold rolling can reach very high values of over 90%.
- cold rolling degrees of a maximum of 80% have proven to be beneficial in preventing strip cracks.
- step h the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650-900°C.
- T5 annealing temperatures
- the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 seconds and then held at the annealing temperature for 30 to 600 seconds.
- the annealing temperature is at least 650°C, preferably at least 720°C. Annealing temperatures above 900°C are not desirable for economic reasons.
- step i) the flat steel product is cooled to an immersion temperature (T6) after annealing in order to prepare it for the subsequent coating treatment.
- the immersion temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the melt pool.
- the immersion temperature is 600-800°C, preferably at least 650°C, particularly preferably at least 670°C, particularly preferably at most 700°C.
- the melt pool contains 5-15% by weight of Si, optionally 2-4% by weight of Fe, optionally up to 3% by weight of alkali or alkaline earth metals and optional other components, the contents of which are in The total is limited to a maximum of 2.0% by weight, and the remainder is aluminum.
- the Si content of the melt is 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.
- a first cooling period t mT in the temperature range between 600 ° C and 450 ° C is more than 10 s, in particular more than 14 s
- a second cooling period t n in the temperature range between 400 ° C and 300 ° C is more than 8s, especially more than 12s.
- the cooling takes place in an atmosphere which contains 16-25% by volume of oxygen, preferably 18-22% by volume of oxygen, in particular in ambient air, and at a dew point between -5°C and 25°C. This applies to both cooling in the medium temperature range and cooling in the low temperature range.
- the second cooling period t nT in the temperature range between 400 ° C and 300 ° C can also be realized by slow, continuous cooling or by holding at a temperature for a certain time in this temperature range. Intermediate heating is even possible. It is only important that the flat steel product remains in the temperature range between 400°C and 300°C for at least a cooling period t n . 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. Carbon thus diffuses to lattice defects and collects there, for example to dissolved Nb atoms.
- the temperature at least partially achieved in the sheet metal blank is between Ac3 and 1000 ° C, preferably between 850 ° C and 950 ° C.
- the dew point of the oven atmosphere in the oven is preferably at least -20°C, preferably at least -15°C, particularly preferably at least -10°C, in particular at least -5°C, particularly preferably at least 0°C and at most +25°C , preferably a maximum of +20°C, in particular a maximum of +15°C, preferably a maximum of +10°C, in particular a maximum of +5°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 effect on the mechanical properties.
- 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 sheet metal parts 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.
- the tool When inserting the blank, the tool typically has a temperature between room temperature (RT) and 200°C, preferably between 20°C and 180°C, in particular between 50°C and 150°C.
- the tool can also have a temperature slightly below room temperature if, for example, the cooling water used is slightly colder (e.g. 15°C). This means that in individual variants the tool has a temperature of between 10°C and 200°C when inserting the blank.
- the residence time in the tool twz is preferably at least 2s, in particular at least 3s, particularly preferably at least 5s.
- the maximum dwell time in the tool is preferably 25s, in particular a maximum of 20s, preferably a maximum of 10s.
- the target temperature T Ziei of the sheet metal part is at least partially below 400 ° C, preferably below 300 ° C, in particular below 250 ° C, preferably below 200 ° C, particularly preferably below 180 ° C, in particular below 150 ° C.
- the target temperature T Ziei of the sheet metal part is particularly preferably below Ms-50 ° C, where Ms denotes the martensite starting temperature.
- the target temperature of the sheet metal part is preferably at least 20 ° C, particularly preferably at least 50 ° C.
- AC3[°C] (902 wt.% - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[° C/% by weight], whereby %C is the C content, %Si is the Si content, %Mn is the Mn content, %Cr is the Cr content, and %Mo is the Mo content , %Ni denotes the Ni content and +%V denotes the vanadium content of the respective steel (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10).
- the blank is not only formed into the sheet metal part, but at the same time it is also quenched to the target temperature.
- the cooling rate in the tool r W z to the target temperature is in particular at least 20 K/s, preferably at least 30 K/s, in particular at least 50 K/s, in a special embodiment at least 100 K/s.
- the sheet metal part After removing the sheet metal part in step r), the sheet metal part is cooled to a cooling temperature T A B of less than 100 ° C within a cooling time t A B of 0.5 to 600 s. This usually happens through air cooling.
- the steel used in the process has 0.1-3% by weight of Mn and optionally up to 0.01% by weight of B.
- Mn 0.1-3% by weight
- B 0.1-3% by weight
- B 0.1-3% by weight
- the preferred steel compositions described below are to be understood as preferred both for the sheet metal part and for the process for its production.
- Ca ⁇ 0.005% by weight and optionally one or more of the elements “Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V” in the following contents
- V ⁇ 0.1% by weight.
- the elements P, S, N, Sn, As, Ca are impurities that cannot be completely avoided during steel production.
- other elements can also be present as impurities in the steel.
- These other elements are grouped together as “unavoidable impurities”.
- the total content of unavoidable impurities is preferably a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.1% by weight.
- the optional alloying elements Cr, B, Nb, Ti, for which a lower limit is specified can also 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.
- the individual upper limits for the respective contamination of these elements are preferably as follows:
- the C content of the steel is a maximum of 0.37% by weight and/or at least 0.06% by weight. In particularly preferred embodiment variants, the C content is in the range of 0.06-0.09% by weight or in the range of 0.12-0.25% by weight or in the range of 0.33-0.37% by weight .-%.
- the Si content of the steel is a maximum of 1.00% by weight and/or at least 0.06% by weight.
- the Mn content of the steel is a maximum of 2.4% by weight and/or at least 0.75% by weight. In particularly preferred embodiment variants, the Mn content is in the range of 0.75-0.85% by weight or in the range of 1.0-1.6% by weight.
- the Al content of the steel is a maximum of 0.75% by weight, in particular a maximum of 0.5% by weight, preferably a maximum of 0.25% by weight.
- the Al content is preferably at least 0.02%.
- the steel also optionally contains chromium with a content of 0.08-1.0% by weight.
- the Cr content is preferably a maximum of 0.75% by weight, in particular a maximum of 0.5% by weight.
- the steel preferably optionally also contains boron with a content of 0.001-0.005% by weight.
- the B content is a maximum of 0.004% by weight.
- the steel can also contain copper with a content of a maximum of 0.2% by weight, preferably a maximum of 0.15% by weight.
- the steel can optionally contain one or more of the microalloying elements Nb, Ti and V.
- the optional Nb content is at least 0.02% by weight and at most 0.08% by weight, preferably at most 0.04% by weight.
- the optional Ti content is at least 0.01% by weight and at most 0.08% by weight, preferably at most 0.04% by weight.
- the optional V content is a maximum of 0.1% by weight, preferably a maximum of 0.05% by weight.
- the sum of the contents of Nb, Ti and V is preferably limited. The sum is a maximum of 0.1% by weight, in particular a maximum of 0.068% by weight. Furthermore, the sum is preferably at least 0.015% by weight.
- the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt of the melt pool. This means that in particular it consists of 5-15% by weight of Si, optionally 2-4% by weight of Fe, optionally up to 3% by weight of alkali or alkaline earth metals and optional other components, the total content of which is at most 2. 0% by weight are limited, and the remainder is aluminum.
- Preferred compositions of the Al base layer correspond to the preferred melt compositions.
- the optional content of alkali or alkaline earth metals comprises 0.1 - 1.0% 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 optional content of alkali or alkaline earth metals preferably consists of 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. % Mg and optionally at least 0.0015% by weight of Ca, in particular at least 0.1% by weight of Ca.
- the optional content of alkali or alkaline earth metals consists of up to 0.5% by weight of Mg.
- the thickness of the alloy layer is preferably less than 20 pm, particularly preferably less than 16 pm, particularly preferably less than 12 pm, in particular less than 10 pm.
- the thickness of the Al base layer results from the difference 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 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.
- step o When the flat steel product is heated again in step o), further diffusion of iron occurs into the corrosion protection coating. Within a short period of heating, an iron-alloyed corrosion protection coating is created that has an Fe content of at least 35% by weight.
- step r The sheet metal part according to the invention obtained in step r), which also corresponds to the sheet metal part according to claim 1, preferably has the features described below:
- the corrosion protection coating of the formed sheet metal part produced comprises an alloy layer and an Al base layer.
- the Al base layer can have a homogeneous element distribution in which the local element contents do not vary by more than 10%.
- Preferred variants of the Al base layer have 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.
- the sheet metal part 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 sheet metal part consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (ie more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
- the oxide layer consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (ie more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
- hydroxides and/or oxides of alkali and alkaline earths are present in the oxide layer.
- tails especially magnesium oxide
- 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 preferably a maximum of 4 pm, in particular a maximum of 2 pm.
- the steel substrate of the sheet metal part preferably has a structure with at least partially more than 80% martensite, preferably at least partially more than 90% martensite, in particular at least partially more than 95%, particularly preferably at least partially more than 98%.
- the term “partially exhibits” means that there are areas of the sheet metal part that have the structure mentioned. In addition, there may also be areas of the sheet metal part that have a different structure. The sheet metal part therefore has the structure mentioned in sections or areas.
- the high martensite content allows very high tensile strengths and yield strengths to be achieved.
- the slabs were first pre-rolled into an intermediate product with a thickness of 40 mm, with the intermediate products, which can also be referred to as pre-strips in hot strip rolling, each having an intermediate product temperature T2 at the end of the pre-rolling phase.
- the pre-strips were fed to the finish rolling immediately after the rough rolling, so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the starting rolling temperature for the finish rolling phase.
- the pre-strips were rolled into hot strips with a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2, to the respective Haspeitem- temperature and wound into coils at the respective reel temperatures T4 and then cooled in still air.
- the hot strips were descaled in a conventional manner using pickling before being subjected to cold rolling at the cold rolling grades shown in Table 2.
- the cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to a respective annealing temperature T5 at a dew point TPi of -40 ° C and held at the annealing temperature for 100 seconds before they were cooled to their respective immersion temperature T6 at a cooling rate of 1 K / s.
- the cold strips were passed through a molten coating bath at temperature T7 at their respective immersion temperature T6.
- the composition of the coating bath is given in Table 3. After coating, the coated tapes were blown off in a conventional manner, producing overlays with varying layer thicknesses (see Table 3).
- the strips were first cooled to 600°C with an average cooling rate of 10-15 K/s. In the further cooling process between 600 ° C and 450 ° C and between 400 ° C and 300 ° C, the strips were cooled over the cooling times t mT and t n given in Table 2. The oxygen content and dew point TP 2 were as shown in Table 2. The strips were cooled between 450°C and 400°C and below 220°C at a cooling rate of 5-15 K/s each. The strips were then coiled into coils using a tensile force shown in Table 2.
- Table 4 summarizes which steel variant (see Table 1) was combined with which process variant (see Table 2) and which coating (see Table 3).
- the thickness of the steel strips produced was between 1.4 mm and 1.7 mm in all tests.
- Cuts were cut from the steel strips produced in this way and used for further tests.
- sheet metal parts samples in the form of 200 x 300 mm 2 large plates were hot-press formed from the respective blanks.
- the blanks are heated in a heating device, for example in a conventional heating oven, from room temperature with an average heating rate r oven (between 30 ° C and 700 ° C) in an oven with an oven temperature T oven .
- the total time in the oven, which includes heating and holding, is labeled t oven .
- the dew point of the furnace atmosphere was -5°C in all cases.
- the blanks were then removed from the heating device and placed in a forming tool which has the temperature T W z. At the time of removal from the oven, the blanks had reached the oven temperature.
- the first columns indicate the sample number, the steel grade according to Table 1, the process variant according to Table 2, the coating according to Table 3 and the hot forming variant according to Table 5.
- the other columns show the composition of the alloy layer and Al base layer, the thickness of the oxide layer and the impedance related to the area. Furthermore, the phase shift of current and voltage is given. The surface-related impedance and the phase shift were determined using the method explained at the beginning. The phase shift was less than 0.05° in each case.
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Abstract
Die Erfindung betrifft ein Blechformteil mit einem Stahlsubstrat und einem auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Korrosionsschutzüberzugs auf Aluminium-Basis. Hierbei weist der Korrosionsschutzüberzug eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht auf. Weiterhin weist das Blechformteil eine auf die Fläche bezogene Impedanz von maximal 1,0 Ω cm 2 auf. Zusätzlich betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Blechformteils.
Description
Blechformteil mit verbesserten Schweißeigenschaften
Die Erfindung betrifft ein Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteil 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 den 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“ und „Blechbauteil“ synonym verwendet werden.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).
Aus der WO 2022/048990 Al und der EP 2 993 248 Bl sind Blechformteile mit ähnlichen aluminiumbasierten Beschichtungen und Verfahren zu deren Herstellung bekannt.
Obgleich eine solche aluminiumbasierte Beschichtung die Weiterverarbeitbarkeit der warmumgeformten Blechformteile signifikant verbessert, verbleiben weitere technische Herausforderungen in nachgelagerten Prozessschritten. Zwar ist Aluminium ein selbstpassivierendes Material, welches das Wachstum einer Oxidschicht selbstständig begrenzt.
Dennoch kommt es insbesondere bei hohen Temperaturen auch bei einer Aluminiumoberfläche zur Ausbildung einer nativen Oxidschicht, welche unter technischen Gesichtspunkten nicht ignoriert werden kann. Hierdurch ist insbesondere das Fügen - beispielsweise per Widerstandspunktschweißverfahren - problematisch, welches bei Vorhandensein einer derartigen Oxidschicht durch erhöhte Durchgangswiderstände beeinträchtigt wird. Dies macht es erforderlich, den gewählten Schweißstrom je nach konkretem Materialverbund sorgfältig zu selektieren, was insgesamt zu einem eingeschränkten Schweißbereich und somit zu einer herabgesetzten Prozesssicherheit führt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher, die Zusammensetzung der Beschichtung und die Herstellungsparameter so aufeinander anzupassen, dass sich verbesserte Schweißeigenschaften ergeben.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Blechformteil aufweisend
• ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht
• und einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Korrosionsschutzüberzugs auf Aluminium-Basis.
Dabei weist der Korrosionsschutzüberzug eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht auf, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt. Die Legierungsschicht besteht aus 35-90 Gew.-% Fe, 2-12 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest aus Aluminium. Die Al-Basisschicht besteht aus 35-55 Gew.-% Fe, 4-10 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkalioder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest aus Aluminium. Weiterhin weist das Blechformteil einen auf die Fläche bezogenen Betrag der Impedanz ZA von maximal 1,0 1 cm2 auf.
Unter einem optionale Anteil von bis zu 3 Gew.% Alkali- oder Erdalkalimetallen ist zu verstehen, dass Alkalimetalle und/oder Erdalkalimetalle vorhanden sein können, wobei der Gesamtgehalt aller Alkalimetalle und Erdalkalimetalle bis zu 3 Gew.-% beträgt.
Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Legierungsschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg und/oder der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al- Basisschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Das bedeutet, die Legierungsschicht besteht bevorzugt aus 35-90 Gew.-% Fe, 2-12 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 aus Aluminium. Die Al-Basisschicht besteht bevorzugt aus 35-55 Gew.-% Fe, 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 aus Aluminium.
Die Impedanz wird bestimmt, indem zwei beidseitig beschichtete Blechformteile mit Hilfe von zwei vergoldeten Kupferelektroden flächig gegeneinandergepresst werden, wobei die Kontaktfläche der beiden Kupferelektroden den Flächeninhalt A hat und die Kontaktfläche der beiden Blechformteile mindestens doppelt so groß ist wie die Kontaktfläche der Kupferelektroden (d.h. die Kontaktfläche der beiden Blechformteile hat einen Flächeninhalt von mindestens 2*A). Die beiden Kupferelektroden sind kreisförmig und haben einen Durchmesser von 45 mm. Die auf die Fläche bezogene Impedanz wird im Wesentlichen durch den Stromfluss im Bereich direkt zwischen den beiden Kupferelektroden und zum kleineren Teil durch Ströme im nahen Umfeld der Kupferelektroden bestimmt. Dadurch, dass die Kontaktfläche der beiden Blechformteile mindestens doppelt so groß ist wie die Kontaktfläche der Kupferelektroden, wird gewährleistet, dass die Ströme im nahen Umfeld der Kupferelektroden nicht durch Feldlinien an den Probenkanten beeinflusst werden. Weiterhin haben Messungen gezeigt, dass die bei den typischen Dicken der Blechformteile (0,5 mm bis 4 mm) die Messwerte nicht von der Blechdicke abhängig sind, da der Widerstand von der Kontaktfläche dominiert wird.
Für die Messung müssen die Blechformteile einen flächenbündigen Kontakt haben. Im einfachsten Fall von flachen Proben der Blechformteile müssen diese also planparallel sein. Die Proben der Blechformteile werden bei der Messung derart stark aneinandergepresst, dass ein vollflächiger leitender Kontakt zustande kommt. In der Praxis haben sich hierbei 3kN als geeignet erwiesen. An den beiden Kupferelektroden wird eine Wechselspannung mit einer Amplitude U von beispielsweise 10 mV um einen Mittelwert (Polarisationswert) von 0 V angelegt. Die Freguenz beträgt in dem hier beschriebenen Beispiel 10 mHz. Anschließend werden die Amplitude und die Phasenverschiebung der resultierenden Stromstärke I gemessen. Die auf die Fläche bezogene Impedanz ist das Verhältnis von Wechselspannung zu Stromstärke multipliziert mit dem Flächeninhalt der Kontaktfläche:
U
ZA = -f A
Eine auf die Fläche bezogene Impedanz von maximal 1,0 1 cm2, insbesondere maximal 0,9 (1 cm2, bevorzugt maximal 0,8 (1 cm2 hat den Vorteil, dass ein verlässliches bzw. optimiertes Fügen mittels Widerstandspunktschweißen möglich ist und insbesondere ein ausreichendes Prozessfenster für die Wahl des Schweißstroms bei der Verarbeitung vorliegt. Der Betrag der Phasenverschiebung zwischen Spannung und Stromstärke beträgt maximal 3°, bevorzugt maximal 1°, insbesondere maximal 0,1°. Dies hat den Vorteil, dass im Wesentlichen der ohmsche Anteil des komplexen Widerstandes wirksam ist und gemessen wird.
Die auf die Fläche bezogene Impedanz des Bauteils wird durch verschiedene Effekte beeinflusst. Neben der Zusammensetzung und Dicke des Korrosionsschutzüberzuges hat auch die Beschaffenheit der Oberfläche einen Einfluss auf die Impedanz. Beispielsweise führen raue und unebene Oberflächen dazu, dass die Größe der wirksamen Kontaktflächen reduziert sind. Beim Aneinanderpressen von zwei unebenen Oberflächen ergeben sich zwangsläufig wirksame Kontaktflächen, die wirklich aneinander anliegen, und Bereiche, in denen ein gewisser Abstand verbleibt. Der Anteil der wirksamen Kontaktflächen an der Kontaktfläche hat einen wichtigen Einfluss auf die Impedanz. Es hat sich gezeigt, dass das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren zu einer Schichtzusammensetzung und einer Oberflächentopologie führt, die eine derart niedrige Impedanz bewirken.
Das beschriebene Messverfahren (Impedanzspektroskopie) ist besonders geeignet, die Auswirkungen der Oberflächenstruktur und -Chemie zu bestimmen. In der Literatur wird die Schweißeignung häufig über den Kaltübergangswiderstand ermittelt. Dabei wird jedoch ein vergleichsweise hoher Gleichstrom von 10 A verwendet und der Widerstand erst nach 15 Sekunden Stromfluss ermittelt. Durch diese hohen Ströme werden jedoch etwaige Einflussfaktoren auf die Impedanz durch beispielsweise Oxide auf der Oberfläche nicht mehr vollständig messbar durch ein zumindest teilweise Aufbrechen dieser. Es hat sich in der Praxis aber herausgestellt, dass gerade diese Oxide im Schweißvorgang störend sein können. Ebenso kann es durch den vergleichsweise hohen Messstrom zu einem Aufschmelzen der Oberfläche und damit zu einer Veränderung der Oberflächenstruktur kommen. Mit dem hier angegebenen Messverfahren kann der Einfluss der Oberflächeneigenschaften guantifiziert werden, ohne dass das Messverfahren die zu messenden Eigenschaften signifikant beeinflusst. Zudem werden bei den üblichen Messungen des Kaltübergangswiderstandes ballige Elektroden mit einem Durchmesser von 16 mm verwendet. Aufgrund der Balligkeit liegt der Durchmesser der Kontaktflächen von Elektrode und Blech damit etwa bei 2 bis 5 mm. Stattdessen werden bei dem hier beschriebenen Messverfahren vergleichsweise großflächige und plane Elektroden mit einem Durchmesser von gerundet 45 mm verwendet. Diese vergrößerte Fläche erlaubt ebenfalls eine verbesserte Dektektierbarkeit der Oberflächeneingeschaften (insbesondere beispielsweise der störenden Oxide).
Ein derartiges Blechformteil wird mit Hilfe eines speziellen Beschichtungs- und Umformprozesses erzeugt. Ein solch erfindungsgemäßes Herstellungsverfahren umfasst die folgenden Arbeitsschritte:
a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der 0,1- 3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1400°C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000-1200°C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalz-tem- peratur (T3) 750-1000°C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel-tem- peratur (T4) höchstens 700°C beträgt; f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900°C bei einer Atmosphäre, welche zu 2-15 Vol.-% Wasserstoff, Rest Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und bei einem Taupunkt zwischen -50°C und 25°C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650- 800°C, bevorzugt 670-800°C beträgt; j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800°C, bevorzugt 680-740°C, wobei die Schmelze des Schmelzenbad aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s
beträgt, in einer Atmosphäre, welche 16-25 Vol.-% Sauerstoff enthält und bei einem Taupunkt zwischen -5°C und 25°C; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts; m) optionales Haspeln des beschichteten Stahlflachproduktes zu einem Coil mit einer Zugkraft von 500 - 5000 daN; n) Abteilen eines Blechzuschnitts von dem beschichteten Stahlflachprodukt; o) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet; p) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt; g) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer tWz von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rwz auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlt und optional dort gehalten wird; r) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.
In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (TI) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100-1400°C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100°C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400°C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000°C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200°C betragen.
In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt typischerweise unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750-1000°C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750°C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000°C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000°C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.
Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700°C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500°C als günstig für die
Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen AdKW durch die Warmbanddicke d verstanden:
KWG = AdKW/d mit AdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme AdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen.
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650-900°C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650°C, bevorzugt mindestens 720°C. Glühtemperaturen oberhalb von 900°C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.
Die Glühung in Schritt h) erfolgt bei einer Atmosphäre, welche zu 2-15 Vol.-% Wasserstoff, bevorzugt 2-10 Vol. -% Wasserstoff, insbesondere 2-4 Vol.-% Wasserstoff, Rest Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Der Taupunkt liegt bei der Glühung zwischen -50°C und 25°C. Bevorzugt ist der Taupunkt größer 0°C, bevorzugt größer 4°C. Diese sauerstoffarme Atmosphäre sorgt in Kombination mit dem eingestellten Taupunkt dafür, dass die Ausbildung einer
Oxidschicht hinreichend eingeschränkt ist, um die gewünschte Oberflächentopologie zu realisieren, die zu der erfindungsgemäßen spezifischen Impedanz führt.
In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Eintauchtemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Eintauchtemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads abgestimmt. Die Eintauchtemperatur beträgt 600-800°C, bevorzugt mindestens 650°C, besonders bevorzugt mindestens 670°C, besonders bevorzugt höchstens 700°C.
Für eine besonders homogene Grenzschichtausbildung ist es wichtig, dass genügend thermische Energie in der Grenzschicht zwischen Stahlsubstrat und Aluminiumschmelze vorliegt. Dies ist bei tieferen Temperaturen als 600°C nicht der Fall, sodass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen kann. Ab den bevorzugten Eintauchtemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, sodass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Eintauchtemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180s. Insbesondere weicht die Eintauchtemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10 K ab.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Flächen des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660-800°C, bevorzugt 680-740°C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen. In einem solchen Fall enthält das Schmelzbad 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in
Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 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. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca. Bei einer bevorzugen Variante besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.
Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer tn im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.
Die Abkühlung erfolgt in einer Atmosphäre, welche 16-25 Vol.-% Sauerstoff, bevorzugt 18-22 Vol.- % Sauerstoff enthält, insbesondere in Umgebungsluft, und bei einem Taupunkt zwischen -5°C und 25°C. Dies betrifft sowohl die Abkühlung im mittleren Temperaturbereich als auch die Abkühlung im niedrigen Temperaturbereich.
Dabei kann die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C (mittlerer Temperaturbereich mT) realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C bleibt. In diesem Temperaturbereich liegt zum einen eine signifikante Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium vor und zum anderen ist die Diffusion von Aluminium in Stahl gehemmt, da die Temperatur unter der halben Schmelztemperatur von Stahl liegt. Dies ermöglicht eine Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug ohne starke Diffusion von Aluminium in das Stahlsubstrat.
Die Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug hat gleich mehrere Vorteile:
Zum einen wird das Aufschmelzen des Korrosionsschutzüberzugs beim Austenitisieren vor dem Presshärten (s.u.) verzögert. Zum anderem kommt zu einer Homogenisierung der Wärmeausdehnungskoeffizienten von Korrosionsschutzüberzug und Substrat. Das heißt der Übergangsbereich zwischen Wärmeausdehnungskoeffizient Substrat und Oberfläche wird breiter, was die thermischen Spannungen beim Wiederaufheizen reduziert.
Gleichzeitig hätte das Eindiffundieren von Aluminium in das Stahlsubstrat erhebliche Nachteile:
Durch die sehr hohe Affinität von Aluminium zu Stickstoff kann ein hoher Aluminium-Gehalt dazu führen, dass sich Stickstoff aus feinen Ausscheidungen, wie Niobkarbonitriden oder Titankarboni- triden löst und sich stattdessen grobe Ausscheidungen, wie Aluminiumnitride, bevorzugt auf den Korngrenzen bilden. Diese würden die Crashperformance verschlechtern wie auch den Biegewinkel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Niob-haltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche wichtig für viele bevorzugte Eigenschaften sind. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perl it/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von AI in der Randschicht des Stahlsubstrats führen. Dies sollte ebenfalls zur Verbesserung der Crash- und Biegeperformance verhindert werden. Diese Nachteile des Eindiffundierens von Aluminium in das Stahlsubstrat werden durch Hemmung daher reduziert oder vermieden.
Durch die bevorzugte erste Abkühldauer tmT (14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht soweit zu, dass sich dadurch die Aktivität von Aluminium im Überzug direkt an der Substratgrenze weiter verringert. Dies führt dann zu einer noch weiter verringerten Aluminiumaufnahme ins Substrat bei der Austenitisierung vor dem Presshärten mit den damit verbundenen oben beschriebenen Vorteilen.
Die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C (niedriger Temperaturbereich nT) kann ebenfalls realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tn im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C bleibt.
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, z.B. zu gelösten Nb-Atomen. Diese weiten durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter auf und vergrößern somit die Tetraeder und Oktaederlücken im Atomgitter, sodass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Dadurch ergeben sich Cluster von C und Nb, welche sich dann im Austenitisierungsschritt der Warmumformung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und zu einem verfeinerten Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge, sowie einer Reduktion des freien Wasserstoffgehalts führen.
Bei der bevorzugten Haltezeit von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisenkarbide (sogenannte Übergangskarbide), welche sich beim Austenitisieren wiederum sehr schnell auflösen und zu zusätzlichen Austenitkeimen und somit einem noch feineren Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge führen.
Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
Im nachfolgenden Schritt m) wird das beschichtete Stahlflachprodukt zu einem Coil gehaspelt, um eine Lagerung oder einen Transport zu ermöglichen. Das Haspeln erfolgt mit einer Zugkraft von mindestens 500 daN (Dekanewton). Bevorzugt beträgt die Zugkraft nicht mehr als 5000 daN, insbesondere nicht mehr als 1500 daN.
Nachfolgend wird in Schritt n) von dem beschichteten Stahlflachprodukt ein Blechzuschnitt abgeteilt und einer Weiterverarbeitung zugeführt.
Dieser Blechzuschnitt wird in der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt (Schritt o), dass zumindest teilweise die Ac3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist. Insbesondere liegt die Temperatur zumindest teilweise zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C. Weiterhin liegt die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt p)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von Ms+300°C. Insbesondere überschreitet die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise 600°C. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise, insbesondere vollständig im Bereich 600°C bis 850°C, um eine gute Umformbarkeit und die ausreichende Härt-
barkeit zu gewährleisten. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C bzw. 600°C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30 %, insbesondere mindestens 60 %, des Volumens des Zuschnitts, bevorzugt der gesamte Zuschnitt eine entsprechende Temperatur überschreiten. Entsprechendes gilt für das zumindest teilweise Vorhandensein einer Temperatur im Intervall 600°C bis 850°C bei der zuvor erläuterten bevorzugten Variante. 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 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°C/Gew.-%]
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 o) vollständig durcherwärmt wird.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt o) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 6 K/s, bevorzugt mindestens 8 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30°C auf 700°C zu verstehen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante 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:
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 beträgt hierbei mindestens -20°C, bevorzugt mindestens -15°C, besonders bevorzugt mindestens -10°C, insbesondere mindestens -5°C, besonders bevorzugt mindestens 0°C und maximal +25°C, bevorzugt maximal + 20°C insbesondere maximal +15°C, bevorzugt maximal +10°C, insbesondere maximal +5°C.
Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt o) stufenweise in Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650°C, bevorzugt mindestens 680°C, insbesondere mindestens 720°C. Maximal beträgt die Temperatur in der ersten Heizzone bevorzugt 900°C, insbesondere maximal 850°C. Weiterhin bevorzugt beträgt die maximale Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200°C, insbesondere maximal 1000°C, bevorzugt maximal 950°C, besonders bevorzugt maximal 930°C.
Die Gesamtzeit im Ofen tOfen, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt mindestens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten. Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt.
Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Blechformteilen 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 p) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20s, insbesondere von maximal 15s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
Das Werkzeug besitzt beim Einlegen des Zuschnitts typischerweise eine Temperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200°C, bevorzugt zwischen 20°C und 180°C, insbesondere zwischen 50°C und 150°C. Das Werkzeug kann beim Einlegen des Zuschnitts auch eine Temperatur geringfügig unterhalb der Raumtemperatur haben, wenn beispielsweise das verwendet Kühlwasser geringfügig kälter ist (z.B. 15°C). Damit besitzt das Werkzeug bei einzelnen Ausführungsvarianten beim Einlegen des Zuschnitts eine Temperatur zwischen 10°C und 200°C. 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, bevorzugt maximal 10s.
Die Zieltemperatur TZiei des Blechformteils liegt zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C, insbesondere unterhalb von 250°C, bevorzugt unterhalb von 200°C, besonders bevorzugt unterhalb von 180°C, insbesondere unterhalb von 150°C. Alternativ liegt die Zieltemperatur TZiei des Blechformteils besonders bevorzugt unter Ms-50°C, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindestens 20°C, besonders bevorzugt mindestens 50°C.
Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel
Ms [°C] = (490,85 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 0% 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.-%] und
AC3[°C] = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei auch hiermit mit %C der C-Gehalt, mit %Si der Si-Gehalt mit %Mn der Mn- Gehalt mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt und mit +%V der Vanadium-Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8- 10).
Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die Zieltemperatur abgeschreckt. Die Abkühlrate im Werkzeuge rWz auf die Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 20 K/s, bevorzugt mindestens 30 K/s, insbesondere mindestens 50 K/s, in besonderer Ausführung mindestens 100 K/s.
Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Schritt r) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100°C innerhalb einer Abkühldauer tAB von 0,5 bis 600s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
Der beim Verfahren verwendete Stahl weist 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B auf. Gleiches gilt für den Stahl Blechformteils. Die nachfolgend beschriebenen bevorzugten Stahlzusammensetzungen sind sowohl für das Blechformteil als auch für das Verfahren zu dessen Herstellung als bevorzugt zu verstehen.
Insbesondere ist das Gefüge des Stahls durch ein Warmumformen in ein martensitisches oder teilweise martensitisches Gefüge umwandelbar. Das Gefüge des Stahlsubstrates des Blechformteils ist also bevorzugt ein martensitisches oder zumindest teilweise martensitisches Gefüge, da dieses eine besonders hohe Härte aufweist.
Besonders bevorzugt ist das Stahlsubstrat ein Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
Al: 0,02-1,0 Gew.-%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%
As: < 0,01 Gew.-%
Ca: < 0,005 Gew.-% sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,
B: 0,001-0,005 Gew.-%
Mo: <0,5 Gew.-%
Ni: <0,5 Gew.-%
Cu: <0,2 Gew.-%
Nb: 0,02-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%
V: <0,1 Gew.-% besteht.
Bei den Elementen P, S, N, Sn, As, Ca handelt es sich um Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Neben diesen Elementen können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den „unvermeidbaren Verunreinigungen“ zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente Cr, B, Nb, Ti, für die eine Untergrenze angegeben
ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den unvermeidbaren Verunreinigungen gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist. Bevorzugt sind die individuellen Obergrenzen für die jeweilige Verunreinigung dieser Elemente wie folgt:
Cr: < 0,050 Gew.-%,
B: < 0,0005 Gew.-%
Nb: < 0,005 Gew.-%,
Ti: < 0,005 Gew.-%
Dabei sind diese bevorzugten Obergrenzen als alternativ oder gemeinsam zu betrachten. Bevorzugte Varianten des Stahls erfüllen also eine oder mehrere dieser vier Bedingungen.
Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der C-Gehalt des Stahls maximal 0,37 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der C-Gehalt im Bereich von 0,06-0,09 Gew.-% oder im Bereich von 0,12-0,25 Gew.-% oder im Bereich von 0,33-0,37 Gew.-%.
Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der Si-Gehalt des Stahls maximal 1,00 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%.
Der Mn-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 2,4 Gew.-% und/oder mindestens 0,75 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der Mn-Gehalt im Bereich von 0,75-0,85 Gew.-% oder im Bereich von 1,0-1, 6 Gew.-%.
Der Al-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%. Alternativ oder ergänzend beträgt der Al-Gehalt bevorzugt mindestens 0,02%.
Zudem hat sich gezeigt, dass es hilfreich sein kann, wenn die Summe der Gehalte von Silizium und Aluminium begrenzt sind. Bein einer bevorzugten Variante beträgt daher die Summe der Gehalte von Si und AI (üblicherweise bezeichnet als Si+Al) maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,2
Gew.-%. Ergänzend oder alternativ beträgt die Summe der Gehalte von Si und AI mindestens 0,06 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,08 Gew.-%.
Bei den Elementen P, S, N handelt es sich um typische Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Bei bevorzugten Varianten beträgt der P-Gehalt maximal 0,03 Gew.-%. Unabhängig davon beträgt der S-Gehalt bevorzugt maximal 0,012%. Zusätzlich oder ergänzend beträgt der N-Gehalt bevorzugt maximal 0,009 Gew.-%.
Optional enthält der Stahl zudem Chrom mit einem Gehalt von 0,08-1,0 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Cr-Gehalt maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%.
Im Falle einer optionale Zulegierung von Chrom ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Chrom und Mangan begrenzt. Die Summe beträgt maximal 3,3 Gew.-%, insbesondere maximal 3,15 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,75 Gew.- %.
Bevorzugt enthält der Stahl optional zudem Bor mit einem Gehalt von 0,001-0,005 Gew.-%. Insbesondere beträgt der B-Gehalt maximal 0,004 Gew.-%.
Optional kann der Stahl Molybdän mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-% enthalten, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%.
Weiterhin kann der Stahl optional Nickel enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Optional kann der Stahl zudem Kupfer enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.
Zudem kann der Stahl optional eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V enthalten. Dabei beträgt der optionale Nb-Gehalt mindestens 0,02 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale Ti-Gehalt beträgt mindestens 0,01 Gew.- % und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale V-Gehalt beträgt maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%.
Im Falle einer optionale Zulegierung von mehreren der Elemente Nb, Ti und V ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Nb, Ti und V begrenzt. Die Summe beträgt maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,068 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%.
Bei einer bevorzugten Variante weist der Korrosionsschutzüberzug des in Schritt k) erhaltenen, abgekühlten Stahlflachprodukt eine Al-Basisschicht auf, deren chemische Zusammensetzung der Zusammensetzung der in Schritt j) verwendeten Schmelze entspricht. Das heißt, die insbesondere aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Dies ergibt sich dadurch, dass bei den Schritten j) und k) Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug (aus der Schmelze) diffundiert, so dass der Korrosionsschutzüberzug des abgekühlten Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist. Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.
Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt a-Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium, wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, die insbesondere aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Bevorzugte Zusammensetzungen der Al-Basisschicht entsprechen den bevorzugten Schmelzenzusammensetzungen. Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.
Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt in der Legierungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht.
Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5-60 pm, insbesondere von 10 bis 40 pm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 - 360^ bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15 - 180
bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100-200^ bei beidseitigen Überzügen bzw.
für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120-180^ bei beidseitigen Überzügen bzw.
für einseitige Überzüge.
Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 pm, besonders bevorzugt kleiner 16 pm, besonders bevorzugt kleiner 12 pm, insbesondere kleiner 10 pm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt beträgt die Dicke der Al-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens 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 Oxide der Alkali- und Erdalkalimetalle (insbesondere 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.
Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.
Bei der erneuten Erwärmung des Stahlflachproduktes in Schritt o) erfolgt eine weitere Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug. So stellt sich schon innerhalb kurzer Erwärmungsdauer ein mit Eisen durchlegierter Korrosionsschutzüberzug ein, der einen Fe-Gehalt von mindestens 35 Gew.-% aufweist.
Das in Schritt r) erhaltene erfindungsgemäße Blechformteil, das auch dem Blechformteil nach Anspruch 1 entspricht, hat bevorzugt die nachfolgend beschriebenen Merkmale:
Der Korrosionsschutzüberzug des erzeugten Blechformteils umfasst dabei eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht.
Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35-90 Gew.-% Fe, 2 - 12 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkaimetalle 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 den Alkali- oder Erdalkalimetallen (insbesondere Mg bei der bevorzugen Variante) entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades. Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkalioder Erdalkalimetallen in der Legierungsschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Bevorzugt umfasst die Legierungsschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg.
Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Blechformteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Blechformteils aus 35-55 Gew.- % Fe, 4-10 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Bevorzugt umfasst die Al-Basisschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg.
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 Blechformteil 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 Blechformteils 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 Oxide der Alkali- und Erdalkali me-
tails (insbesondere Magnesiumoxid) alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke bevorzugt maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 pm.
Das Stahlsubstrat des Blechformteils weist bevorzugt ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90% Martensit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95%, besonders bevorzugt zumindest teilweise mehr als 98% auf. Unter teilweise aufweisen ist in diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die das genannte Gefüge aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben, die ein anderes Gefüge aufweisen. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder bereichsweise das genannte Gefüge auf.
Durch den hohen Martensitgehalt lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen erreichen.
Näher erläutert wird die Erfindung im Zusammenhang mit den nachfolgenden Tabellen.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200-280 mm und Breite von 1000-1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur TI aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf TI gehalten, bis die Temperatur TI im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur TI aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeitem-
peratur abgekühlt und bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 bei einem Taupunkt TPi von -40°C erwärmt und für jeweils 100s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Eintauchtemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Eintauchtemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 3 angegebenen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch Auflagen mit unterschiedlichen Schichtdicken erzeugt wurden (siehe Tabelle 3). Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 600°C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600°C und 450°C und zwischen 400°C und 300°C wurden die Bänder über die in Tabelle 2 angegebenen Abkühldauern tmT und tn abgekühlt. Hierbei lagen Sauerstoffgehalt und Taupunkt TP2 vor wie in Tabelle 2 angegeben. Zwischen 450°C und 400°C und unterhalb von 220°C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5-15 K/s abgekühlt. Anschließend wurden die Bänder zu Coils gehaspelt, wobei eine Zugkraft verwendet wurde, die in Tabelle 2 angegeben ist.
In der Tabelle 4 ist zusammengestellt, welche Stahlvariante (siehe Tabelle 1) mit welcher Prozessvariante (siehe Tabelle 2) und welcher Beschichtung (siehe Tabelle 3) kombiniert wurde.
Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 1,7 mm.
Von den so erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rOfen (zwischen 30°C und 700°C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit tOfen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre betrug in allen Fälle -5°C. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein Umformwerkzeug, welches die Temperatur TWz besitzt, eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den
Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer tTrans lag zwischen 5 und 14s. Die Temperatur TEinig der Zuschnitte beim Einlegen in das Umformwerkzeug lag in allen Fällen oberhalb der jeweiligen Martensitstarttemperatur+100°C. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden, wobei die Blechformteile im Werkzeug mit einer Abkühlgeschwindigkeit rWz abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit tWz bezeichnet. Abschließend sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In Tabelle 5 sind für verschiedene Varianten die genannten Parameter angegeben, wobei „RT“ die Raumtemperatur abkürzt. In Tabelle 6 sind die Gesamtergebnisse für die erhaltenen Blechformteile zusammengestellt. Die ersten Spalten geben die Probennummer, die Stahlsorte gemäß Tabelle 1, die Prozessvariante gemäß Tabelle 2, die Beschichtung gemäß Tabelle 3 und die Warmumformvariante gemäß Tabelle 5 an. In den weiteren Spalten ist die Zusammensetzung der Legierungsschicht und Al-Basisschicht, die Dicke der Oxidschicht sowie die auf die Fläche bezogene Impedanz angegeben. Wei- terhin ist die Phasenverschiebung von Stromstärke und Spannung angegeben. Dabei wurden die auf die Fläche bezogene Impedanz und die Phasenverschiebung mit dem eingangs erläuterten Verfahren bestimmt. Die Phasenverschiebung war jeweils kleiner als 0,05°.
Tabelle 1 (Stahlsorten)
Tabelle 2 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt)
Angaben tei weise gerundet
Tabelle 3 (Beschichtungsvariante)
Tabelle 4 (Stahlflachprodukt)
*nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)
Angaben teilweise gerundet
belle 6 (Blechformteil)
icht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
Claims
1. Blechformteil, aufweisend a) ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht b) und einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Korrosionsschutzüberzugs auf Aluminium-Basis, wobei der Korrosionsschutzüberzug eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht aufweist, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt, wobei die Legierungsschicht aus 35-90 Gew.-% Fe, 2- 12 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht, wobei die Al-Basisschicht aus 35-55 Gew.-% Fe, 4-10 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht und wobei das Blechformteil eine auf die Fläche bezogene Impedanz von maximal 1,0 1 cm2 aufweist.
2. Blechformteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Blechformteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht umfasst.
3. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Legierungsschicht aus bis zu 0,5 Gew.- % Mg besteht und/oder der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg besteht.
4. Blechformteil nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg umfasst und/oder die Al-Basisschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg umfasst.
5. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 4 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80% Martensit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90% Martensit, aufweist.
Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
AI: 0,02-1,0 Gew. -%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%
As: < 0,01 Gew.-%
Ca: < 0,005 Gew.-% sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,
B: 0, 001-0, 005Gew.-%
Mo: <0,5 Gew.-%
Ni: <0,5 Gew.-%
Cu: <0,2 Gew.-%
Nb: 0,02-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%
V: <0,1 Gew.-% besteht. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils nach einem der Ansprüche 1 bis 6 umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100- 1400°C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000-1200°C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalz-tempe- ratur (T3) 750-1000°C beträgt;
e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel-tempe- ratur (T4) höchstens 700 °C beträgt; f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900°C bei einer Atmosphäre, welche zu 2-15 Vol.-% Wasserstoff, Rest Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und bei einem Taupunkt zwischen -50°C und 25°C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 600- 800°C, bevorzugt 670-800°C beträgt; j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800°C, bevorzugt 680-740°C, wobei die Schmelze des Schmelzenbad aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt, in einer Atmosphäre, welche 16-25 Vol.-% Sauerstoff enthält und bei einem Taupunkt zwischen -5°C und 25°C; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts; m) optionales Haspeln des beschichteten Stahlflachproduktes zu einem Coil mit einer Zugkraft von 500-5000 daN; n) Abteilen eines Blechzuschnitts von dem beschichteten Stahlflachprodukt; o) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet.
p) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20s, bevorzugt höchstens 15s, beträgt; g) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer twz von mehr als ls mit einer zumindest teilweise mehr als 20 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rwz auf die Zieltemperatur Tziei abgekühlt und optional dort gehalten wird; r) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass in Schritt j der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg besteht. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils nach einem der Ansprüche 7 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug des in Schritt k) erhaltenen, abgekühlten Stahlflachprodukt eine Al-Basisschicht aufweist, die aus 5 - 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der optionale Anteil an Alkali oder Erdalkalimetallen der Al-Basisschicht des in Schritt k) erhaltenen, abgekühlten Stahlflachprodukt aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg besteht. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils nach einem der Ansprüche 9-10, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug des in Schritt k) erhaltenen, abgekühlten Stahlflachprodukt eine Legierungsschicht aufweist, die auf dem Stahlsubstrat aufliegt und auf der die Al-Basisschicht angeordnet ist, wobei die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, wobei die in Schritt o) zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1OOO°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C liegt. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 12, wobei die Zieltemperatur TZiei des Blechformteils zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C liegt. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 13, wobei der Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,04-0,45 Gew.-%,
Si: 0,02-1,2 Gew.-%,
Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,
AI: 0,02-1,0 Gew. -%,
P: < 0,05 Gew.-%,
S: < 0,02 Gew.-%,
N: < 0,02 Gew.-%,
Sn: < 0,03 Gew.-%
As: < 0,01 Gew.-%
Ca: < 0,005 Gew.-% sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten
Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,
B: 0, 001-0, 005Gew.-%
Mo: <0,5 Gew.-%
Ni: <0,5 Gew.-%
Cu: <0,2 Gew.-%
Nb: 0,02-0,08 Gew.-%,
Ti: 0,01-0,08 Gew.-%
V: <0,1 Gew.-% besteht.
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