WO2024149909A1 - Hochfester stahl mit verbesserter resistenz gegen wasserstoffversprödung - Google Patents

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung, ein umgeformtes Blechform- teil und jeweils Verfahren zu deren Herstellung, wobei das Stahlflachprodukt und das Blechformteil insbesondere in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis verbesserte Resistenz gegen Wasserstoffversprödung aufweisen.

Description

Hochfester Stahl mit verbesserter Resistenz gegen Wasserstoffversprödung

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung sowie ein Verfahren zur Her- stellung eines solchen Stahlflachproduktes. Weiterhin betrifft die Erfindung ein Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteil aus ei- nem 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 wer- den. „Blechformteile“ oder „Blechbauteile“ der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blech- zuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe „Blechformteil“ und „Blechbauteil“ synonym ver- wendet werden.

Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammenset- zungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechform- teils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen- %“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Ge- halten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).

Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) (Stand 2020- 06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 ermittelt.

Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpe- tersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch be- stimmt. Aus der WO 2019/223854 Al sind ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines sol- chen Blechformteils bekannt, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa besitzt. Das Blech- formteil besteht dabei aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0, 10-0,30 % C, 0, 5-2,0 % Si, 0,5-2, 4 % Mn, 0,01-0,2 % AI, 0,005-1,5 % Cr, 0,01-0,1 % P und gegebenenfalls weiteren optionalen Elementen, insbesondere 0,005-0,1 % Nb, zusammengesetzt ist. Zudem umfasst das Blechbauteil einen Korrosionsschutzüberzug, der Alu- minium enthält.

Aus der EP 2 553 133 Bl ist ebenfalls ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt.

Im Anlieferungszustand sind alle Mangan-Bor- Stahlgüten wasserstoffarm. Ihre Gehalte an dif- fusiblem Wasserstoff liegen jeweils unterhalb der Nachweisgrenze von derzeit 0, 1 ppm. Infolge- dessen zeigen MnB-Stähle grundsätzlich nur eine geringe Neigung zur wasserstoffinduzierten ver- späteten Rissbildung. In der Praxis hat sich jedoch gezeigt, dass es bei der Warmumformung von Mangan-Bor-Stählen bei feuchteren Ofenatmosphären zu einer Wasserstoffanreicherung im Stahlsubstrat kommt. Als Grund hierfür ist eine Metall-Wasserdampf Reaktion identifiziert worden.

Zu dieser Reaktion kommt es, wenn das Stahlflachprodukt für die Warmumformung in einem Er- wärmungsofen unter einer Wasserdampf-enthaltenden Atmosphäre auf höhere Temperaturen er- wärmt wird. Dabei reagiert der in der Ofenatmosphäre befindliche Wasserdampf an der Werkstof- foberfläche zu Wasserstoff und einem Metalloxid. Der entstehende Wasserstoff diffundiert in den Stahlwerkstoff und kann dann dort zu einem verzögerten Versagen führen, indem er sieh bevorzugt in Bereichen hoher Zug-Eigenspannung konzentriert. Wird eine lokal sehr hohe Wasserstoffkon- zentration erreicht, schwächt dies die Bindung an den Korngrenzen des Stahlsubstratgefüges so weit, dass es im Gebrauch infolge der dabei auftretenden Spannung zu einem Riss entlang der Korngrenze kommt.

Zur Vermeidung des Wasserstoffeintrags infolge der Oberflächenreaktion im Ofen werden häufig Taupunktregeleinrichtungen eingesetzt. Ziel ist es hier, das Wasserdampfangebot in der Ofenat- mosphäre zu begrenzen.

Aus der EP 2 993 248 Bl ist bekannt bei Stahlflachprodukten mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis eine Beimischung von Alkali- oder Erdalkalimetallen zu verwenden, die sehr schnell eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden und so die Oberflächenreaktion mit Wasserdampf verhindern. Es wird also weniger freier Wasserstoff produziert, der in das Stahlsub- strat eindiffundieren kann.

Weiterhin kommt es beim automobiltypischen Einsatz der Blechformteile zu Korrosion. Dies ist ins- besondere bei unbeschichteten Substraten der Fall. Bei dieser Korrosion entsteht ebenfalls Was- serstoff, der in den Stahlwerkstoff diffundiert und dort zu einem verzögerten Versagen führen kann, indem er sich bevorzugt in Bereichen hoher Zug-Eigenspannung konzentriert. Wird eine lokal sehr hohe Wasserstoffkonzentration erreicht, schwächt dies die Bindung an den Korngrenzen des Stahlsubstratgefüges soweit, dass es im Gebrauch infolge der dabei auftretenden Spannung zu einem Riss entlang der Korngrenze kommt.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, den Gehalt an freiem Wasserstoff bei Blechformteilen noch weiter zu reduzieren, insbesondere auch bei unbeschichteten Substraten.

Weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, die Anfälligkeit gegen Wasserstoffversprödung unter Korrosion zu reduzieren.

Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C: 0,12-0,30 %,

Si: 0,02-1,2 %,

AI: 0,01-1,0 %,

B: 0,0005-0,01 %,

P: ≤ 0,05 %,

S: ≤ 0,02 %,

N: ≤ 0,02 %,

Sn: ≤ 0,03 %,

As: ≤ 0,010 %,

Sb: ≤ 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:

Ti: 0,008-0, 10 %, Nb: 0,01-0,08 %,

V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Ge- halten:

Cr: 0,01-1,0 %,

Mn: 0,2-3, 3 %,

Cu: bis zu 0,2 %,

Mo: 0,002-0,5 %,

Ni: 0,01-2,0 %,

Ca: 0,0005-0,01 %,

W: 0,001-1,0 %, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:

Dabei ist der Dispersionsgrad

von Ausscheidungen definiert als das Verhältnis aus Flächenan- teil der Ausscheidungen im metallographischen Schliff zum Durchmesser der Ausscheidungen, wobei der Flächenanteil der Ausscheidungen das Verhältnis der Gesamtfläche der Ausscheidun- gen in einem Messfeld zur Größe des Messfeldes ist. Bei dem Durchmesser handelt es sich um den mittleren Durchmesser über das Messfeld.

Erfindungsgemäß wirken die Ausscheidungen als Fallen für den freien Wasserstoff. Von außen eindringender freier Wasserstoff wird also an den Ausscheidungen lokalisiert. Folglich wird eine hohe Konzentration in Regionen mit großer Zug-Eigenspannung vermieden. Es hat sich gezeigt, dass diese Wirkung bei einer zu geringen Dispersion D_r praktisch nicht mehr vorhanden ist. Dies bedeutet, dass die Ausscheidungen zu groß sind und/oder der Anteil der Ausscheidungen zu ge- ring ist. Es steht dann keine ausreichende spezifische Grenzfläche zwischen Ausscheidungen und Substrat zur Verfügung, um Wasserstoff effektiv zu lokalisieren. Ist dagegen die Dispersion D_r zu groß, führen die Ausscheidungen selbst zu einer Verminderung der mechanischen Belastbarkeit. Dies wird durch eine rücktreibende Kraft der Ausscheidungen auf die Bewegung von Versetzungen im Kristall, den sogenannten Zener-Drag bewirkt. Dieser Zener-Drag ist direkt proportional zur Dis- persion Di. Die Versetzungsbewegung ihrerseits bewirkt die plastische Verformung und beeinflusst damit unmittelbar auch den erreichbaren Biegewinkel So reduziert sich zum Beispiel der Biegewin- kel deutlich. Insbesondere beträgt die Dispersion D_r mindestens 35 ■ besonders bevor-

zug ³t mindestens 1

nm Weiterhin bevorzug ztt beträg ztt die Dis rpersion D, i maximal

insbesondere maximal

Gemessen wird die Verteilung der Ausscheidungen und damit die Dispersion D_± mit Hilfe von elekt- ronenoptischen Aufnahmen in Kombination mit Röntgenmikroanalytik (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als „carbon extraction replicas“) be- stimmt. Hergestellt werden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen. Die Vergrößerung der Messung liegt zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lässt sich mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser und der Flächenanteil der Aus- scheidungen am Messfeld berechnen. Es werden jeweils 5 Messfelder hierzu vermessen. Anschlie- ßend wird über die Ergebnisse der 5 Messfelder gemittelt. Die Größe der Messfelder ist abhängig von der gewählten Vergrößerung und liegt zwischen 18,5 pm x 14,5 pm bei 10.000-facher Ver- größerung und 0,925 pm x 0,725 pm bei 200.000-facher Vergrößerung.

Beispielsweise kann die Dispersion anhand folgender Schritte bestimmt werden:

- Anfertigen von Kohlenstoffausziehabdrücken eines Längsschliffes des Stahlflachproduktes bzw. Blechformteils

- Bestimmen des mittleren Durchmessers und des Flächenanteils der Ausscheidungen auf 5 verschiedenen Messfeldern der Größe l,85pm x l,45pm mittels TEM und computerge- stützter Bildanalyse bei einer Vergrößerung von 100.000-fach

- Berechnen der Dispersion in jedem der 5 Messfelder aus dem mittleren Durchmesser und dem Flächenanteil

- Bestimmung der Dispersion des Stahlflachprodukt bzw. Blechformteils als Mittelwertes der Dispersion über die 5 Messfelder

Für die Dispersion D_± von Stahlflachprodukt bzw. Blechformteil werden die 5 Messfelder in das oberflächennahe Drittel des Stahlsubstrates gelegt.

Für später erläuterte Dispersion D₂ in der Legierungsschicht des Blechformteils gilt das entspre- chende Messverfahren, nur dass die 5 Messfelder in die Legierungsschicht gelegt werden. Bei den Ausscheidungen handelt es sich insbesondere um Karbide und/oder Karbonitride von ei- nem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Vanadium, Titan, Niob, Chrom und Molybdän. Bei den Elementen Vanadium, Titan und Niob handelt es sich um sogenannte Mikrolegierungsele- mente, die bereits in kleinsten Mengen eine Wirkung entfalten.

Unter dem oberflächennahen Drittel der Stahlsubstrates ist der Bereich des Stahlsubstrates zu verstehen, der von einer Oberfläche des Stahlsubstrates einen Abstand hat, der maximal einem Drittel der Dicke des Stahlsubstrates entspricht. Dies bedeutet, dass man das Stahlsubstrat ge- danklich in drei zur Oberfläche parallele Scheiben gleicher Dicke aufteilt. Die mittlere Scheibe ent- hält dann den zentralen Bereich des Stahlsubstrates, in dem die Mittelebene liegt. Die beiden an- deren Scheiben werden jeweils durch eine der beiden Oberflächen des Stahlsubstrates begrenzt. Diese beiden Scheiben bilden die beiden oberflächennahe Drittel des Stahlsubstrates.

Kohlenstoff („C“) ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,12-0,30 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,06 Gew.-% ist erforderlich, um eine ausreichende Härtbarkeit und eine damit einhergehende hohe Festigkeit zu erzielen.

Durch hohe C-Gehalte kann allerdings die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt auf höchstens 0,28 Gew.-% bevorzugt auf höchstens 0,25 Gew.-%, eingestellt werden.

Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können, können C- Gehalte von mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,20 Gew.-% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestig- keiten des Blechformteils von mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1250 MPa, ins- besondere mindestens 1400 MPa nach Warmpressformen sicher erreichen.

Silizium („ Si “) wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festig- keit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Silizium ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,02-1,2 Gew.-% enthalten. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Här- tungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0, 15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,65 Gew.-% wir- ken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschich- tungen. Si-Gehalte von höchstens 0,55 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,35 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbes- sern.

Aluminium („AI“) wird bei der Erzeugung von Stahl bekanntermaßen als Desoxidationsmittel hin- zugegeben. Dabei beträgt der Gehalt des Stahlsubstrates mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0, 11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 15 Gew.-%. Maximal beträgt der Gehalt von Aluminium 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,7 Gew.-%, insbesondere maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere maximal 0,20 Gew.-%. Bei bestimmten Aus- führungsformen beträgt der maximale Aluminium-Gehalt 0,10 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs werden min- destens 0,01 Gew.-% AI benötigt. AI kann darüber hinaus zusätzlich zur Abbindung von uner- wünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Gehalten an N verwendet werden. Ver- gleichsweise hohe Aluminium-Gehalte wurden bislang vermieden, da sich mit dem Aluminium- Gehalt auch die Ac3-Temperatur nach oben verschiebt. Dies wirkt sich negativ auf die, für die Warmumformung wichtige, Austenitisierung aus. Es hat sich jedoch gezeigt, dass erhöhte Alumi- nium-Gehalte überraschenderweise zu positiven Effekten führen in Verbindung mit einem Korrosi- onsschutzüberzug auf Aluminium-Basis.

Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes („AI“) im Stahlsubstrat auf die beschriebenen Untergrenzen und darüber hinaus eine deutliche Reduzie- rung der Porenbildung bei der Beschichtung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium- Basis und der nachfolgenden Warmumformung erreicht werden kann. Insbesondere im Über- gangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug kann der lokal höhere Alumi- niumverbrauch bei der Bildung dichterer Eisen-Aluminidverbindungen zumindest teilweise durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates kompensiert werden, so dass die Bildung von Poren, insbesondere eines Bandes aus Poren, unterdrückt wird. Bei einem zu hohen Al-Gehalt, insbesondere bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew-% AI, besteht die Gefahr, dass sich an der Oberfläche eines aus erfindungsgemäß legiertem Stahlwerkstoff gefer- tigten Produkts Al-Oxide bilden, die das Benetzungsverhalten beim Schmelztauchbeschichten ver- schlechtern würden. Zudem wird bei höheren Al-Gehalten die Bildung von nichtmetallischen Al- basierten Einschlüssen begünstigt, die als grobe Einschlüsse das Crashverhalten negativ beein- flussen. Daher wird der Al-Gehalt bevorzugt unterhalb der bereits genannten Obergrenzen gewählt.

Weiterhin umfasst der Stahl mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V. Dies bedeutet, dass der Stahl mindestens eines der Elemente Ti, Nb oder V enthält. Der Stahl kann auch bevorzugt zwei Elemente der Gruppe (Ti , Nb oder Ti, V oder Nb, V) oder insbesondere alle drei Elemente der Gruppe enthalten (Ti, Nb und V). Für die Gehalte der drei Elemente gelten in jedem Fall die unten aufgeführten Grenzen mit ihren bevorzugten Bereichen.

Die Mikrolegierungselemente Vanadium, Niob und Titan bilden alle Ausscheidungen, die zur Korn- feinung beitragen und als Fallen für freien Wasserstoff dienen. Aufgrund der unterschiedlichen Löslichkeiten treten die Ausscheidungen allerdings bei unterschiedlichen Temperaturen auf. Ti- Ausscheidungen haben die niedrigste Löslichkeit in Austenit und scheiden daher bereits bei sehr hohen Temperaturen aus und setzen das Kornwachstum von Austenit herab. Nb scheidet ab mitt- leren Temperaturen aus und Vanadium erst unterhalb von ca. 900 °C. Damit führt Vanadium zu besonders feinen Ausscheidungen. Ansonsten kommt es bei allen drei Elementen zu dem analo- gen Mechanismus. Im Folgenden ist beispielhaft der Mechanismus anhand von Niob erläutert. Für Vanadium und Titan gilt das entsprechende.

Der Niob-Gehalt führt insbesondere beim dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zum Herstel- len eines Stahlflachprodukts für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug zu einer Verteilung von Niobkarbiden und Niobkarbonitriden, die beim anschließenden Warmumformen zu einem besonders feinen Härtungsgefüge führt. Während des Abkühlens nach dem Schmelztauch- beschichten wird das beschichtete Stahlflachprodukt für eine gewisse Zeit in einem Temperatur- bereich von 400 °C und 300 °C gehalten. In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Lös- lichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort. Gitterstörungen werden insbesondere durch gelöste Niob-Atome verursacht, die durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter aufweiten und somit die Tetraeder- und Oktaederlücken im Atomgitter vergrößern, sodass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Folglich ergeben sich Cluster von C und Nb im Stahlsubstrat, welche sich dann im nachfolgenden Austenitisierungsschritt der Warmumfomung zu sehr feinen Ausscheidungen in Form von Niobkarbiden und Niobkarbonitriden umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenit- gefüge mit kleineren Austenitkörnern und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge. Weiterhin bilden diese Ausscheidungen Fallen für den freien Wasserstoff und fördern so die erfindungsge- mäße Resistenz gegen Wasserstoffversprödung.

Dies betrifft insbesondere auch die sich in der Warmumformung ausbildende ferritische Interdiffu- sionsschicht. Das verfeinerte ferritische Gefüge in der Interdiffusionsschicht unterstützt die Redu- zierung der Risseinleitungstendenzen unter Biegebelastungen und die Ausscheidungen in der fer- ritischen Interdiffusionsschicht fangen den freien Wasserstoff ab, bevor er sich im Inneren des Substrates konzentrieren kann.

Für die oben beschriebene Wirkung beträgt der Gehalt an Nb mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew-%. Bei bestimmten Ausführungs- varianten beträgt der Gehalt an Niob mindestens 0,03 Gew.-%. Maximal beträgt der Gehalt an Niob 0,08 Gew.-%, insbesondere maximal 0,07 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0,03 Gew.-%.

Der Titan-Gehalt für die oben beschriebene Wirkung beträgt mindestens 0,008 Gew.-% Ti, insbe- sondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-% Ti, für eine ausrei- chende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,10 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,08 Gew.-%, ins- besondere auf 0,050 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,040 Gew.-%, insbesondere 0,030 Gew.- % beschränkt sein. Titan hat zudem den Effekt, Stickstoff abzubinden und so Bor zu ermöglichen, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Daher beträgt bei einer bevorzugten Weiterbil- dung der Titan-Gehalt mehr als das 3,42-fache des Stickstoffgehaltes, um eine ausreichende Ab- bindung von Stickstoff zu erreichen.

Für die oben beschriebene Wirkung beträgt der Gehalt an V mindestens 0,01 Gew.-%, insbeson- dere mindestens 0,02 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,04 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 10 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 0,4 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,3 Gew.-%, insbesondere maximal 0,25 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0,15 Gew.-% hinzulegiert. Die Elemente Nb, V und Ti können auch unterhalb der oben genannten Mindestgehalte als Verun- reinigungen im Stahl vorkommen.

Bor („B“) wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0007 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindes- tens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkar- bide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Bor- gehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,010 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0030 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0025 Gew.-% beschränkt.

Phosphor („P“) und Schwefel („S“) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P- Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,03 Gew.-% tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachpro- dukts bevorzugt auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere auf 0,03 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 0,02 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,015 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0020 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0010 Gew.-%, begrenzt.

Stickstoff („N“) ist ebenfalls aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl als Verunreinigungen vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte. Weitere typische Verunreinigungen sind Zinn („Sn“), Arsen („As“), Kobalt („Co“) und Antimon („Sb“). Der Sn-Gehalt beträgt maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As- Gehalt beträgt maximal 0,010 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%. Der Co-Gehalt be- trägt maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%. Der Sb-Gehalt beträgt maxi- mal 0,02 Gew.-%, insbesondere maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.

Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn, As und Sb 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 die- sen „unvermeidbaren Verunreinigungen“ in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die vorstehend und nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, V, Ti, Ca und W, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vor- kommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den „unvermeidbaren Verunreinigungen“ gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0, 1 Gew.-% begrenzt ist.

Chrom, Mangan, Kobalt, Kupfer, Molybdän, Nickel, Calzium und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden.

Chrom („Cr“) unterdrückt die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten Abküh- lung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige Martensitbil- dung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird.

Diese genannten Effekte stellen sich ab einem Gehalt von 0,01 Gew.-% ein, wobei sich ein Gehalt von mindestens 0,08 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0, 10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,20 Gew.-% in der Praxis für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines des Stahlsubstrates auf höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, be- vorzugt maximal 0,50 Gew.-% beschränkt.

Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Mo- lybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsa- men. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Bevorzugt beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,004 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-%. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0, 10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-% betragen.

Chrom und Molybdän bilden zudem ebenfalls Ausscheidungen in ähnlicher Weise wie die Mikrole- gierungselemente Nb, V und Ti, wobei der Wirkung jedoch geringer ausfällt. Daher unterstützt die Zugabe eines oder beider dieser Elemente in den oben genannten Mengen die Bildung von Aus- scheidungen mit der erfindungsgemäßen Dispersion.

Mangan („Mn“) wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark ver- zögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,2 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit und Bainit gebildet, was vermie- den werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,8 Gew.-%, insbesondere von mindestens 1,0 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 1, 10 Gew.-%, sind vorteilhaft, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,3 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,5 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.- % und insbesondere auf maximal 1,40 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 1,3 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomi- schen Gründen bevorzugt.

Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion un- beschichteter Bleche oder Schnittkanten. Bei einem zu hohen Cu-Gehalt verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0, 1 Gew.-%, insbesondere maxi- mal 0,10 Gew.-% beschränkt ist. Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3- Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Zudem ist aus der EP 3 175 006 Al bekannt, dass signifikante Nickel-Gehalt zu einer oberflächennahen Schicht mit erhöhtem Ni-Gehalt führen können, die ebenfalls das Eindringen von freiem Wasserstoff behindert. Die dort beschriebenen Maßnahmen können daher bevorzugt mit den hier erläuterten Verbesserungen kombiniert werden, um den Gehalt an freiem Wasserstoff noch weiter abzusenken. Daher kann dem Stahl 0,01 Gew.- % Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,010 Gew.-%, insbe- sondere mindestens 0,020 Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-% insbesondere höchstens 0,60 Gew.-%, beschränkt bleiben. Weiterhin bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0,50 Gew.-%.

Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen, insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional mindestens 0,0005 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0020 Gew.-% enthalten. Der maximale Ca-Gehalt beträgt 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,005 Gew.-%. Bei zu hohen Ca-Gehalten wächst die Wahrscheinlichkeit, dass sich nichtmetallische Einschlüsse unter Beteili- gung von Ca bilden, die den Reinheitsgrad des Stahles und auch seine Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Gew-%, vorzugs- weise höchstens 0,003 Gew-%, eingehalten werden.

Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001-1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbil- dung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere ma- ximal 0,30 Gew. -% Wolfram hinzulegiert.

Bei einer bevorzugten Variante des Stahlflachproduktes sind die Elemente die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden und es gilt für die Elementgehalte:

Die Elemente Mo, Cr, Ti, V, Nb sind die wesentlichen Bildner für die Ausscheidungen. Das hier angegebene geometrische Mittel der Gehalte (in Gew.-%) dieser Elemente eignet sich besonders, um die Überlagerung von Eigenschaften, die sich konzentrationsabhängig einem linearen Zusam- menhang folgend verändern, zu beschreiben. Da außerdem der Kohlenstoffgehalt ebenfalls wich- tig für die Bildung der Karbide ist, eignet sich

( ) besonders gut um Karbid- verteilungen zu beschreiben. Es hat sich gezeigt, dass sich besonders geeignete Karbidverteilun- gen einstellen, wenn die oben genannte Relation erfüllt ist. Bevorzugt gilt für den Wert dass er größer ist als 0,30, insbesondere größer ist als 0,35. Weiterhin

gilt bevorzugt, dass er kleiner ist 0,6, insbesondere kleiner ist als 0,55.

Bei einer weiteren bevorzugten Variante des Stahlflachprodukt gilt für die Elementgehalte:

Aufgrund von Gesundheitsbedenken und insbesondere der REACH Verordnung der europäischen Union sind die Gehalte an Ni und Cr gering zu halten. Daher ist vorteilhaft die obenstehende Rela- tion erfüllt. Insbesondere ist die Summe der Gehalte kleiner als 0,7 Gew.-%, insbesondere kleiner als 0,5 Gew.-%.

Das Stahlflachprodukt umfasst bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf mindestens einer Seite, um das Stahlsubstrat beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Blechformteils vor Oxidation und Korrosion zu schützen.

Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Stahlflachprodukt bevorzugt einen Korrosions- schutzüberzug auf Aluminium-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidsei- tig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflach Produktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schma- len Flächen werden als Kanten bezeichnet.

Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten des Stahlflach- produktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige Schmelze geführt, die aus 0, 1-15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0 Gew-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.- % Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Be- vorzugt beträgt der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen mindestens 0, 1 Gew.-%.

Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 0,5-3, 5 Gew.-% oder 7-12 Gew.- %, insbesondere 8-10 Gew.-%.

Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0, 1-1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1-0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1-0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen. 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 mindes- tens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca.

Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legie- rungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.

Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Le- gierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Bevorzugt besteht die Le- gierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 5-20 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen deren Ge- halt in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-%, beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen. Bei einer weiteren Variante (Variante mit Si-Gehalt in der Schmelze von 0,5-3, 5 Gew.-%) besteht die Legierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 0, 5-5,0 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen deren Gehalt in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-%, beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Die optionalen weiteren Bestandteile beinhalten auch hier insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt ge- gebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca) und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen. Bei einer bevorzugten Variante des Stahlflachprodukt gilt für den Dispersionsgrad D₂ von Ausschei- dungen in der Legierungsschicht

Bei den Ausscheidungen handelt es sich insbesondere um Karbide und/oder Karbonitride von ei- nem oder mehreren der Elemente aus der Gruppe Vanadium, Titan, Niob, Chrom und Molybdän.

Durch die Einstellung der Ausscheidungen im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes ergibt sich, dass ebenfalls in der, bevorzugt ferritischen, Legierungsschicht ein entsprechender Dispersions- grad D₂ vorliegt. Auch hier wirken die Ausscheidungen als Fallen für den freien Wasserstoff. Von außen eindringender freier Wasserstoff wird also an den Ausscheidungen lokalisiert. Damit sam- melt sich der freie Wasserstoff in der Legierungsschicht. Diese ist bevorzugt ferritisch und damit weicher als das Stahlsubstrat. Es kommt also nicht so schnell zu Wasserstoffversprödung, da sich der freie Wasserstoff in der weicheren Legierungsschicht sammelt und nicht in das sprödere Stahlsubstrat eintritt.

Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 1,0-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, opti- onal bis zu 15 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchs- tens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugte Zusammensetzungen der Al- Basisschicht entsprechen den bevorzugten Schmelzenzusammensetzungen.

Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdal- kalimetallen 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 insbeson- dere 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, ins- besondere 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. Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt in der Legie- rungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht.

Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5-60 pm, insbesondere von 10-40 μm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere

^ bei beidseiti- gen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15-180

bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das

Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges

^ bei beidseitigen Überzügen bzw. 50- für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosions- schutzüberzuges 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 μm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt be- trägt die Dicke der Al-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens 1 μm.

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 zu- sätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenom- mene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform mit Zink als Bestandteil der Al-Basisschicht sind auch Zinkoxidbe- standdteile in der Oxidschicht vorhanden.

Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50nm. Insbeson- dere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500nm. Bei einer alternativen Ausgestaltung umfasst das Stahlflachprodukt einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflach- produkt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich ge- genüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.

Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt 0, 2-6,0 Gew.-% AI, 0,1-10,0 Gew.-% Mg, optional 0,1-40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0,1-10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigung und als Rest Zink. Insbe- sondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutz- überzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.

Die vorstehenden Erläuterungen zu Elementgehalten und deren bevorzugten Grenzen gelten entspre- chend für das im Folgenden beschriebene Verfahren zum Herstellen eines Stahlflach Produktes, für das Blechformteil und für das Verfahren zur Herstellung eines Blechformteiles.

Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug umfasst folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der ne- ben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C: 0, 12-0,30 %,

Si: 0,02-1,2 %,

AI: 0,01-1,0 %,

B: 0,0005-0,01 %,

P: ≤ 0,05 %,

S: ≤ 0,02 %,

N: ≤ 0,02 %,

Sn: ≤ 0,03 %,

As: ≤ 0,010 %,

Sb: < 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:

Ti: 0,008-0, 10 %,

Nb: 0,01-0,08 %,

V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:

Cr: 0,01-1,0 %,

Mn: 0,2-3, 3 %,

Cu: bis zu 0,2 %,

Mo: 0,002-0,5 %,

Ni: 0,01-2,0 %,

Ca: 0,0005-0,01 %,

W: 0,001-1,0 %, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1400 °C; c) Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband mit einer Vorbandtemperatur (T2) von 800-1200 °C; d) Warmwalzen des Vorband zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mittels einer Walzstraße, wobei vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Tem- peratur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren und wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-910 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C; f) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; h) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; i) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900 °C; j) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Zwischentemperatur (T6), welche 650- 800 °C, bevorzugt 670-800 °C beträgt; k) Optionales Beschichten des auf die Zwischentemperatur abgekühlten Stahlflach- produkts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800 °C, bevorzugt 680-740 °C; l) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühl- dauer UT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbe- sondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt; m) optionales Dressieren des Stahlflachprodukts.

In Arbeitsschritt a) wird eine entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorge- gebenen Legierung zusammengesetzte Bramme oder Dünnbramme zur Verfügung gestellt. Dies geschieht mittels konventionellen Brammenstrangguss oder Dünnbrammenstrangguss.

In Arbeitsschritt b) wird die Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1320 °C durcherwärmt. Sollte die Bramme oder Dünnbramme nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird sie zum Durcherwärmen zunächst auf 1100-1320 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungs- temperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgen- den Walzprozess sicherzustellen. Bevorzugt beträgt die Durcherwärmungstemperatur (TI) mindes- tens 1200 °C, bevorzugt mindestens 1250 °C. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1320 °C betragen, bevorzugt nicht mehr als 1300 °C. Hierdurch werden einerseits Anteile schmelzflüssiger Phasen in der Bramme oder Dünnbramme vermieden. Andererseits hat sich ge- zeigt, dass die Dispersion D_± der Ausscheidungen zu hoch ist, wenn auf höhere Temperaturen durcherwärmt wird. Weiterhin führt eine höhere Temperatur zu noch weiter zunehmenden Reakti- onen mit der Umgebung (z.B. Abkohlung im oberflächennahen Bereich). Ebenso kommt es zu Kornwachstum in der Bramme und daraufhin zu schlechteren und ungleichmäßigeren Eigenschaf- ten des Produktes. Zudem würde die dabei auftretende höhere Verzunderung auch noch das Aus- bringen verringern. Im Arbeitsschritt c) wird die Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband vorgewalzt. In diesem Fall sollte die Temperatur des Vorbandes (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 800 °C betra- gen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fer- tigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachpro- dukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Tem- peratur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen. Bevor- zugt beträgt die Vorbandtemperatur (T2) mindestens 850 °C. Weiterhin bevorzugt beträgt die Vor- bandtemperatur maximal 1150 °C, insbesondere maximal 1100 °C, bevorzugt maximal 1050 °C. Als Vorbandtemperatur (T2) wird im Sinne dieser Anmeldung Temperatur bezeichnet, die der An- fang des Vorbandes beim Eintritt in die (nachfolgende) Walzstraße aufweist.

In Arbeitsschritt d) wird das Vorband mittels einer Walzstraße zu einem warmgewalzten Stahlflach- produkt gewalzt. Bevorzugt beginnt das Fertigwalzen spätestens 90s nach dem Ende des Vorwal- zens. Vor und während des Warmwalzens des Vorband wird die lokale Temperatur des Vorband so eingestellt, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. In der Literatur wurde bisher nur eine Temperatur für das Warm- walzen angegeben. Dabei handelt es sich entweder um die Temperatur, die der Anfang des Vor- bandes beim Warmwalzen aufweist, oder um eine mittlere Temperatur des Vorbandes beim Warm- walzen. Da die Bänder jedoch eine signifikante Länge haben, kann es zu großen Temperaturdiffe- renzen entlang des Vorbandes kommen. Selbst wenn ein auf eine bestimmte Temperatur gleich- mäßig temperiertes Vorband in die Walzstraße einläuft, so wird lediglich der Anfang des Vorbandes mit dieser Temperatur gewalzt. Während der Anfang des Vorbandes gewalzt wird, kommt es in den stromaufwärtsliegenden Abschnitten des Vorbandes bereits zu einer signifikanten Abkühlung. Dieser Effekt ist grundsätzlich bekannt und führt zu einer Erhöhung der erforderlichen Walzkraft während des Fertigwalzen aufgrund der absinkenden Temperatur und damit einem Ansteigen der Festigkeit. Derartige Variationen sind bei modernen Walzgerüste jedoch unproblematisch realisier- bar, so dass es bislang nicht erforderlich schien dies zu kompensieren. Erfindungsgemäß wurde jedoch erkannt, dass sich dieser Effekt sich auch auf finalen Werkstoffeigenschaften auswirken kann. So ergibt sich beim bekannten Fertigwalzen eines homogen temperierten Vorbandes zwangsläufig nach dem Fertigwalzen ein Temperaturgradient entlang des Stahlflachproduktes (auch als Fertigband bezeichnet). Dies liegt daran, dass das Vorband vor dem Walzen deutlich dicker ist und demnach langsamer abkühlt als das Fertigband nach dem Walzen. Während also der Anfang des Bandes als erstes gewalzt wird und anschließend sofort als Fertigband schnell abkühlt, wird das Ende des Bandes als letztes gewalzt und kühlt daher zunächst langsam ab bis er gewalzt wird. Der Anfang des Bandes und das Ende des Bandes erfahren also eine unterschiedli- che Temperaturführung. Überraschenderweise wirkt sich dies auf die finalen Eigenschaften des gesamten Bandes aus. Der Grund liegt vermutlich darin, dass die Temperaturverteilung entlang des Bandes beim nachfolgenden Haspeln zu einem Temperaturgradient entlang des Coilradius führt, was wiederum das Abkühlverhalten des Coils beeinflusst. Im Ergebnis kommt es zu einer Verteilung der Ausscheidungen mit einer Dispersion D_± außerhalb des gewünschten Bereiches, der vorteilhaft für die Reduzierung des freien Wasserstoff ist.

Die oben genannten Probleme werden erfindungsgemäß gelöst, indem vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. Gemeint ist jeweils die Temperatur, die jeder Abschnitt des Vorbandes aufweist, zu dem Zeitpunkt, in dem dieser Abschnitt gewalzt wird.

Durch diese Temperierung wird erreicht, dass jeder Abschnitt des Vorbandes, wenn er gewalzt wird im Wesentlichen die gleiche Temperatur aufweist. Dies führt dazu, dass jeder Abschnitt des Vorbandes ab diesem Punkt auch die gleiche Temperaturführung erfährt. Im Ergebnis stellt sich hierdurch die gewünschte Verteilung der Ausscheidungen ein.

Die lokale Einstellung der Temperatur kann durch verschiedene Temperiermaßnahmen erfolgen. Mögliche Temperiermaßnahmen umfassen:

- Thermische Isolierung des Vorbandes vor der Walzstraße, bevorzugt durch Führen des Vor- bandes durch einen umhausten Bereich

- Abschnittsweises Nacherwärmen des Vorbandes

Die thermische Isolierung des Vorbandes vor der Walzstraße wird bevorzugt durch das Führen des Vorbandes durch einen umhausten Bereich realisiert. Dabei wird ein Bereich des Bandlaufes vor der Walzstraße mittels einer Umhausung thermisch isoliert, um die Abkühlung des Vorbandes in diesem Bereich zu verringern. Bei geringen Abkühlungen kommt es aufgrund der hohen Wärme- leitfähigkeit des Bandes dann zu einer relativ homogenen Temperatur, so dass die Variation ge- ringer ist als 60 K. Der umhauste Bereich kann linear sein oder aus mehreren linearen Segmenten bestehen. Alternativ kann dies auch in der Form realisiert werden, dass das Vorband zunächst spiralförmig aufgerollt wird und diese Spirale innerhalb einer thermischen Isolierung gehalten wird, um Temperaturunterschiede auszugleichen.

Das abschnittsweise Nacherwärmen des Vorbandes kann insbesondere folgendermaßen realisiert werden:

- Lokales, insbesondere induktives, Nacherwärmen des Vorbandes vor der Walzstraße

- Variation der Umformgeschwindigkeit beim Vorwalzen oder Warmwalzen, so dass die durch die Umformung eingebrachte Energie variiert

Es ist bekannt, dass durch Walzen nicht nur die Dicke eines Bandes reduziert wird, sondern auch lokal Wärmeenergie eingebracht wird. Dabei hängt die eingebrachte Wärmeenergie von der Um- formgeschwindigkeit beim Walzen ab. Durch eine Variation der Umformgeschwindigkeit entlang des Bandes kann somit gezielt mehr Wärmeenergie in einzelnen Abschnitten des Bandes einge- bracht werden. Vorliegend kann also beispielsweise die Umformgeschwindigkeit beim Vorwalzen variiert werden, um gezielt eine Temperaturverteilung aufzubringen, die das spätere Abkühlverhal- ten kompensiert und auf diese Weise dafür sorgt, dass beim Warmwalzen die Temperaturen nicht zu stark variieren. Ebenso kann auch die Umformgeschwindigkeit direkt beim Warmwalzen variiert werden, um das vorherige Abkühlverhalten zu kompensieren.

Bei der thermischen Isolierung der Vorbandes vor der Walzstraße, beim lokalen Nacherwärmen des Vorbandes vor der Walzstraße und bei der Variation der Umformgeschwindigkeit beim Vorwal- zen wird erreicht, dass das Vorband bereits beim Eintritt in die Walzstraße eine relativ homogene Temperatur aufweist. Also, die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Eintritt in die Walzstraße um nicht mehr als 60 K variieren. Gemeint ist dabei die lokale Temperatur entlang des vorbeilaufenden Vorbandes an einem festen Punkt, nämlich dem Eintritt in die Walzstraße.

Dagegen wird durch die Variation der Umformgeschwindigkeit beim Warmwalzen erreicht, dass direkt während des Warmwalzens die inhomogene Temperaturverteilung zumindest teilweise kom- pensiert wird.

Die Endwalztemperatur (T3), das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachpro- dukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750-910 °C. Bevorzugt beträgt die Endwalztem- peratur (T3) mindestens 800 °C, insbesondere mindestens 825 °C. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 910 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 910 °C prozesstechnisch relevant zur Einstel- lung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 670 °C.

Bei einer bevorzugten Variante beträgt das Verhältnis T2/T3 von Vorbandtemperatur T2 zu End- walztemperatur T3 mindestens 1,0. Weiterhin bevorzugt beträgt das Verhältnis T2/T3 maximal 1,35, bevorzugt maximal 1,25, insbesondere maximal 1, 15.

Im nachfolgenden Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C.

Arbeitsschritt f) sieht ein Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Stahl- flachprodukt nach dem Warmwalzen insbesondere innerhalb von weniger als 50s auf eine Has- peltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 670 °C, bevorzugt höchstens 650 °C betragen. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten be- schränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 550 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.

In Arbeitsschritt g) 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 Ar- beitsschritt h) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforde- rungen 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 Stahlflach- produkt 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.

Nachfolgend wird das weitere Verfahren zunächst in einer ersten Variante beschrieben, bei der das Stahlflachprodukt beschichtet wird:

In Arbeitsschritt i) 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 Glüh- temperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C. Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.

In Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Zwischentemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Zwischen- temperatur T6 kann auch als Eintauchtemperatur T6 bezeichnet werden. Die Zwischentemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads (T7) abgestimmt. Die Zwischentemperatur beträgt 600-800 °C, bevorzugt mindestens 660 °C, besonders bevorzugt mindestens 670 °C, besonders bevorzugt höchstens 740 °C, insbesondere 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 können. Ab den bevorzugten Zwischen- temperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifi- kant, sodass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenz- schicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Zwischentemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180 s. Insbesondere weicht die Zwischentemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30 K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10 K ab.

Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt k) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflach- produkts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauch- beschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflach- produkt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, sodass es allseits be- schichtet 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 Korrosions- schutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen. In ei- nem solchen Fall enthält das Schmelzbad 0, 1-15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0%, optional 2- 4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.- % Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 % Zn 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 1,0-3, 5 Gew.-% oder 7-12 Gew.- %, insbesondere 8 - 10 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0, 1-1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0, 1-0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0, 1-0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkali- metallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen. Weitere Varianten der Schmelze wurden obenstehend im Zusammen- hang mit dem Stahlflachprodukt erläutert.

Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt I) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer t_my im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.

Dabei kann die erste Abkühldauer t_my 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 t_my im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C bleibt. In diesem Temperaturbereich liegt zum einen eine signifikante Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Alumi- nium 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 verzögert. Zum anderem kommt zu einer Homogenisierung der Wärmeausdehnungs- koeffizienten von Korrosionsschutzüberzug und Substrat. Das heißt der Übergangsbereich zwi- schen 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 Biegewin- kel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Niob-haltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche erfindungsgemäß wichtig sind für die Re- duzierung des freien Wasserstoffes. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perlit/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßi- gen Verteilung von AI in der Randschicht des Stahlsubstrats führen. Dies sollte ebenfalls zur Ver- besserung der Crash- und Biegeperformance verhindert werden. Diese Nachteile des Eindiffun- dierens von Aluminium in das Stahlsubstrat werden durch Hemmung daher reduziert oder vermie- den.

Durch die bevorzugte erste Abkühldauer t_my (mehr als 14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht so weit zu, dass sich dadurch die Aktivität von Aluminium im Überzug di- rekt 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 ver- bundenen oben beschriebenen Vorteilen.

Die zweite Abkühldauer t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Tempe- raturbereich 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 t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C bleibt.

Bei der bevorzugten zweite Abkühldauer t_ny von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisen- karbide (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 im nachfolgenden Schritt m) einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2 % unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahl- flachprodukts zu verbessern.

Alternativ zu der beschriebenen Verfahrensvariante kann das Stahlflachprodukt auch in einer un- beschichteten Variante hergestellt werden. Dann sind die Verfahrensschritte i)-m) wie folgt ausge- staltet:

In Arbeitsschritt i) 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 Glüh- temperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C. Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.

In Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Zwischentemperatur (T6) abgekühlt. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Zwischentemperatur T6 beträgt bevorzugt 10-180s.

Arbeitsschritt k) ist bei dieser unbeschichteten Variante nicht realisiert.

Anschließend wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt I) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer t_my im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühl- dauer tn? im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s. Dabei kann die erste Abkühldauer t_my 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 t_my im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C bleibt.

Die zweite Abkühldauer t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Tempe- raturbereich 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 t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C bleibt.

Bei der bevorzugten zweite Abkühldauer t_ny von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisen- karbide (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 so erhaltene unbeschichtete Stahlflachprodukt kann optional im nachfolgenden Schritt m) ei- nem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2 % unterzogen werden, um die Oberflächen- rauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.

Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein zuvor erläutertes Stahlsubstrat und optional einen Korrosionsschutzüberzug. Der Korrosions- schutzüberzug hat den Vorteil, dass er Zunderbildung verhindert während der Austenitisierung beim Warmumformen. Weiterhin schützt ein solcher Korrosionsschutzüberzug das geformte Blech- formteil gegen Korrosion.

Für das Blechformteil gilt ebenso wie für das Stahlflachprodukt, dass für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:

Bei den nachstehend erläuterten Umformverfahren sind die Temperaturen und Haltezeiten nicht hoch genug, um eine signifikante Veränderung der Ausscheidungen zu bewirken. Folglich vererbt sich diese beim Warmwalzen eingestellte Eigenschaft des Stahlflachprodukt auf das geformte Blechformteil. Die Ausscheidungen können also beim geformten Blechformteil die gewünschte Funktion übernehmen und dort den freien Wasserstoff reduzieren.

Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Blechformteil bevorzugt einen Korrosions- schutzüberzug auf Aluminium-Basis. Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blech- formteils eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht. Beim Blechformteil wird die Legie- rungsschicht auch häufig als Interdiffusionsschicht bezeichnet.

Die Dicke des Korrosionsschutzüberzuges beträgt bevorzugt mindestens 10 pm, besonders bevor- zugt mindestens 20 pm, insbesondere mindestens 30 μm.

Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 30 pm, besonders bevorzugt kleiner 20 pm, insbesondere kleiner 16pm, besonders bevorzugt kleiner 12 μm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht.

Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35-90 Gew.-% Fe, 0, 1-12 Gew.- % Si und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 3,5 Gew.-%, bevorzugt 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei den optionalen weiteren Be- standteilen handelt es sich bevorzugt um die neben Eisen vorhandenen Elemente im Stahl des Stahlsubstrates und die übrigen Elemente aus der Schmelze wie Zn und Alkali- oder Erdalkalime- talle. Diese Elemente aus der Schmelze reichern sich nur zu einem sehr geringen Teil in der Legie- rungsschicht an.

Die Legierungsschicht hat bevorzugt im substratnahen Bereich ein ferritisches Gefüge.

Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Blechformteils aus 35-55 Gew.-% Fe, 0,4-10 Gew.-% Si, optional zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0% Gew.-% Al- kali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugt beträgt der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen mindestens 0, 1 Gew.-%. 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, umfas- sen. 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.

Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Ele- mentgehalte um nicht mehr als 10 % variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Ge- biete, 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, wo- bei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid allein oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vor- handenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50nm, insbesondere von mindestens lOOnm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 μm.

Bei einer speziellen Ausgestaltung umfasst das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis.

Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt bis zu 80 Gew.-% Fe, 0,2- 6,0 Gew.-% AI, 0,1-10,0 Gew.-% Mg, optional 0, 1-40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0, 1- 10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreini- gung und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt ma- ximal 1,5 Gew.-%. Der Fe-Gehalt, der durch Eindiffundieren zustande kommt, beträgt bevorzugt mehr als 20 Gew.-%, insbesondere mehr als 30 Gew.-%. Zudem beträgt der Fe-Gehalt insbeson- dere maximal 70 Gew-%, insbesondere maximal 60 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektroly- tische Verfahren aufgebracht werden.

Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zu- mindestteilweise 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 errei- chen.

Bei einer alternativen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit ei- nem Ferritanteil von mehr als 5 %, bevorzugt mehr als 10 %, insbesondere mehr als 20 % auf. Weiterhin beträgt der Ferritanteil bevorzugt weniger als 85 %, insbesondere weniger als 70 %. Der Martensitgehalt beträgt weniger als 80 %, insbesondere weniger als 50 %. Zusätzlich kann das Gefüge optional Bainit und/oder Perlit enthalten. Das genaue Verhältnis der Gefügebestandteile hängt von der Höhe des C-Gehaltes und des Mn-Gehaltes sowie von den Abkühlbedingungen beim Umformen ab. Das so gestaltete Gefüge hat eine höhere Duktilität und führt daher zu einem ver- besserten Umformverhalten. So weist ein entsprechendes Blechformteil bevorzugt eine Bruchdeh- nung A30 in einem Bereich von 8 % bis 25 %, bevorzugt zwischen 10 % und 22 %, insbesondere zwischen 12 % und 20 % auf.

Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1250 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa auf.

Insbesondere weist das das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von min- destens 4 %, bevorzugt mindestens 5 %, besonders bevorzugt mindestens 6 % auf.

Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante zumindest teilweise einen Biegewin- kel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 35°, bevorzugt mindestens 40° aufweisen. Un- ter dem Biegewinkel ist hier der um die Blechdicke korrigierte Biegewinkel zu verstehen. Der kor- rigierte Biegewinkel ergibt sich aus dem ermittelten Biegewinkel im Kraftmaximum (gemessen nach VDA-Norm 238-100) (auch als maximaler Biegewinkel bezeichnet) aus der Formel

wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Dies gilt für Blechdicken größer 1,0 mm. Bei Blechdicken kleiner 1,0 mm entspricht der korrigierte Biegewinkel dem ermittelten Biegewin- kel.

Unter „teilweise aufweisen“ ist in diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die die genannte mechanische Eigenschaft aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben, deren mechanische Eigenschaft unterhalb des Grenzwertes liegt. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder bereichsweise die genannte mechanische Eigenschaft auf. Dies liegt daran, dass unterschiedliche Bereiche des Blechformteils unterschied- liche Wärmebehandlungen erfahren können. Beispielsweise können einzelne Bereiche schneller abgekühlt werden als andere, wodurch sich in den schneller abgekühlten Bereichen beispielsweise mehr Martensit bildet. Daher stellen sich auch unterschiedliche mechanische Eigenschaften in den verschiedenen Bereichen ein. Die genannten mechanischen Kennzahlen haben sich als besonders vorteilhaft erwiesen, um den Einsatz in einem Automobil mit guter Crashperformance zu gewährleisten.

Bei einer besonders bevorzugten Variante weist das Blechformteil einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminiumbasis auf, der eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht umfasst. Dabei gilt für einen Dispersionsgrad D₂ von Ausscheidungen in der Legierungsschicht:

Durch die Einstellung der Ausscheidungen im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes ergibt sich, dass ebenfalls in der, bevorzugt ferritischen, Legierungsschicht ein entsprechender Dispersions- grad D₂ vorliegt. Dies ist besonders vorteilhaft, da hierdurch eintretender Wasserstoff bereits in der weichen Legierungsschicht abgefangen werden kann, bevor er in das Stahlsubstrat eintritt. Dies reduziert das Risiko von Wasserstoffversprödung noch weiter, da der Wasserstoff nicht in das harte und damit für Versprödung anfällig Substrat dringen kann.

Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil für ein Land- fahrzeug, Seefahrzeug oder Luftfahrzeug. Besonders bevorzugt handelt es sich um ein Automobil- teil, insbesondere um ein Karrosserieteil. Bevorzugt ist das Bauteil eine B-Säule, Längsträger, A- Säule, Schweller oder Querträger.

Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen erfindungsgemäßen Blechformteils werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem zuvor beschriebenen Stahlflachprodukt; b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T_Eini_g des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensit- starttemperatur bezeichnet; c) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Ent- nehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Trans- ferdauer t_Trans höchstens 20s, bevorzugt höchstens lös, beträgt; d) 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 r_Wz auf die Zieltemperatur Tziei abge- kühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur Tziei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.

Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit ein Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahl besteht, bereitge- stellt (Arbeitsschritt a)), der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt wird, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T_Eini_g des Zu- schnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeits- schritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100 °C beträgt. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100 °C) wird im Sinne dieser Anmeldung ver- standen, dass mindestens 30 %, insbesondere mindestens 60 %, des Volumens des Zuschnitts eine entsprechende Temperatur überschreiten. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug weist also mindestens 30 % des Zuschnitts ein austenitisches Gefüge auf, d.h. die Umwandlung vom ferriti- schen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abge- schlossen 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 Tem- peraturniveau 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 Tempe- ratur 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 ge- zielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, indem beispielsweise eine für den jeweiligen Ver- wendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine maximierte Festigkeit besitzen. Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht wer- den, 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 Werk- stoffkunde Stahl, Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel

Ac3 = (902 - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V) °C mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = je- weiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V- Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.

Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.

Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit

des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, ins- besondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30 °C auf 700 °C zu verstehen.

Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofen- temperatur

von mindestens 850 °C, bevorzugt mindestens 880 °C, besonders bevorzugt min- destens 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, insbesondere mindestens -5 °C, besonders bevorzugt mindestens 0 °C und maximal +25 °C, bevorzugt maximal + 20 °C insbesondere maximal +15 °C.

Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt b) stufenweise in Berei- chen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollen- herdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650 °C, bevorzugt min- destens 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 maxi- male Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200 °C, insbesondere maximal 1000 °C, be- vorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.

Die Gesamtzeit im Ofen toten, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt min- destens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Wei- terhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbe- sondere 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 bei- spielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktions- erwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Blechformtei- len 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, bevorzugt oberhalb von 600 °C, insbesondere oberhalb von 650 °C, besonders bevorzugt oberhalb von 700 °C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der ACl-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900 °C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.

Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchs- tens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforder- lich, 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. Optional kann das Werkzeug in einer besonderen Ausführungsform zumindest bereichsweise auf eine Temperatur Twz von mindestens 200 °C, insbesondere mindestens 300 °C temperiert sein, um das Bauteil nur partiell zu härten. Weiterhin beträgt die Werkzeugtemperatur Twz bevorzugt maximal 600 °C, insbesondere maximal 550 °C. Es ist lediglich sicherzustellen, dass die Werkzeugtemperatur Twz unterhalb der gewünschten Zieltemperatur Tziei liegt. Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders be- vorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s.

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 Zieltem- peratur Tziei des Blechformteils besonders bevorzugt unter Ms-50 °C, wobei Ms die Martensitstart- temperatur bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindes- tens 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 — 302,6 %C — 30,6 %Mn - 16,6 %Ni — 8,9 %Cr + 2,4 %Mo — 11,3 %Cu + 8,58 %Co + 7,4 %W — 14,5 %Si) [°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei hier mit C% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr — Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt, mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind.

Die ACl-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorga- ben liegenden Stahls ist gemäß den Formeln:

AC1[°C] = (739 — 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni +20*%V )[°C/Gew.- %] und

AC3[°C] = (902 - 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 r_Wz 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 e) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100 °C innerhalb einer Abkühldauer t_Aß von 0,5 bis 600s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.

Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200- 280mm und Breite von 1000-1200mm 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 Durcherwärmungstempe- ratur TI aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wur- den 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.. Die Vorbänder wurden unmit- telbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, wobei die Vorbandtemperatur T2 der Temperatur des Bandanfangs beim Warmwalzen entspricht. In allen Fällen bis auf Versuch 10 wurde die lokale Temperatur des Vorbandes so eingestellt, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren. Tabelle 2 gibt mit AT2 die Differenz zwischen maximaler und minimaler Temperatur der einzelnen Abschnitte des Vorbandes jeweils beim Eintritt der entsprechende Abschnitte in die Walzstraße an. Bei Versuch 10 wurde keine solche Temperiermaßnahme eingesetzt, woraufhin die Temperatur entlang des Bandes abfiel mit einer Temperaturvariation von 95 K. In allen anderen Fällen wurden geeignete Temperiermaßnahmen eingesetzt, so dass die Temperaturvariation nicht mehr als 44 K beträgt. Konkret wurden die Vorbänder durch einen umhausten Bereich geführt, der eine Abkühlung redu- ziert hat. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die Haspeltemperatur T4 ab- gekühlt 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 Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,0 mm und 2,0 mm.

Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte 1-12 wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 (siehe Tabelle 3) erwärmt und für jeweils 100s auf GlühtemperaturTö gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Zwischentemperatur T6 abgekühlt wur- den. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Zwischentemperatur T6 (bzw. Eintauchtemperatur T6) durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammenset- zung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 3 angegebenen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch Auflagen mit unterschiedli- chen Schichtdicken erzeugt wurden (siehe Tabelle 3). Die Bänder wurden zunächst mit einer mitt- leren 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 angegebe- nen Abkühldauern T_my und T„T abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220 °C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5-15 K/s abgekühlt.

Zum Vergleich wurden die Stahlflachprodukte 1, 6 und 8 einer entsprechenden Glühbehandlung in einem Durchlaufglühofen unterzogen, ohne sie zu beschichten. Dies sind die Versuche 13, 14, 15. Daher sind die Herstellungsbedingungen der Bänder 1 und 13, sowie 6 und 14, sowie 8 und 15 in Tabelle 2 identisch. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte 13-15 wurden in einem Durchlauf- glühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur Tö (siehe Tabelle 3) erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur T5 gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Zwischen- temperatur T6 abgekühlt wurden. Anschließend wurden die Bänder 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 T_my und T_nT abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220 °C wur- den die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5-15 K/s abgekühlt. Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden von den so hergestellten Stahlflachprodukten Längsschliffe angefertigt. Bei Längsschliffen liegt die Schliffebene senkrecht zur Bandoberfläche und parallel zur Hauptverformungsrichtung (Walzrichtung). In diesen Längsschliffen war die ge- samte Dicke des Stahlflachproduktes (Substrat und Korrosionsschutzüberzug) dargestellt. An die- sen Längsschliffen wurden Kohlenstoffausziehabdrücke angefertigt. Zur Bestimmung von D₁ wur- den diese Kohlenstoffausziehabdrücke im oberflächennahen Drittel angefertigt. Die Kohlenstoff- ausziehabdrücke wurden im Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht und mittels computergestützter Bildanalyse ausgewertet.

Bei den erfindungsgemäßen Varianten 1-9 und 13-15 lagen die Ergebnisse alle zwischen 25 ■ 10“⁶ — und 5 - 10“³ — . nm nm

Bei der Vergleichsvariante 10 verläuft der Ausscheidungsprozess aufgrund der großen Tempera- turschwankung am Vorband AT2 zum einen lokal unterschiedlich. Daher ergibt sich eine hetero- gene Dispersion. Zudem anderen führen großen Mengen an ausscheidungsbildenden Elementen ebenfalls zu einer hohen treibenden Kraft für die Ausscheidungsbildung. Außerdem führt die Tem- peraturvariation AT2 zu einem anderen Abkühlverhalten des gehaspelten Coils. Im Ergebnis kommt es daher im gesamten Band zu einer hohen Dispersion. Sowohl diese hohe Dispersion als auch die Ungleichmäßigkeit derselben führen gemeinsam zur Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere dem niedrigen Biegewinkel, des finalen Blechformteils.

Bei der Vergleichsvariante 11 ist die Temperatur TI zu niedrig, so dass keine ausreichende Menge an bereits in der Bramme vorhandenen, meist groben Ausscheidungen aufgelöst werden konnte. Daher ist die treibende Kraft für die Ausscheidungsbildung und damit die Ausscheidungsmenge gering. Darüber hinaus liegen weiterhin grobe, nicht aufgelöste Ausscheidungen vor, die den mitt- leren Durchmesser der Ausscheidungen erhöhen. Dies führt zu einer zu geringen Dispersion und einer nicht ausreichenden Abbindung von Wasserstoff beim Blechformteil.

Bei der Vergleichsvariante 12 ist die Temperatur T2 so hoch, dass nahezu alle in der Bramme vorhandenen Ausscheidungen in Lösung gebracht werden. Aufgrund der großen Menge an aus- scheidungsbildenden Elementen (beispielsweise belegt durch den Wert für (Mo • Cr - Ti - V • c

Nb)s) ist die treibende Kraft für die Ausscheidungsbildung hoch und es kommt daher zur Bildung einer großen Menge an überwiegend feinen Ausscheidungen und somit zu einer hohen Dispersion. Dies wirkt sich zwar positiv auf den Gehalt an diffusiblem Wasserstoff aus, der sehr niedrig ist, allerdings ergibt sich auch eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften des Blech- formteils, was am Biegewinkel zu erkennen ist.

Für die Vergleichsvarianten 10-12 sind in den Tabellen die nicht-erfindungsgemäßen Einträge un- terstrichen dargestellt.

Von den so erzeugten 15 Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weite- ren Versuche verwendet worden sind. Die Daten hierzu sind in Tabelle 4 angegeben. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1-15 in Form von 200 x 300 mm² großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungs- einrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit r_Ofen (zwischen 30 °C und 700 °C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur Toten erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit toten bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre ist in der Tabelle 4 angegeben. 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 t_Trans lag bei 8s. Die Temperatur T_Eini_g der Zuschnitte beim Einlegen in das Umformwerkzeug lag in allen Fällen oberhalb der jeweiligen Mar- tensitstarttemperatur +100 °C. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechform- teil 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 4 sind für verschiedene Varian- ten die genannten Parameter angegeben, wobei „RT“ die Raumtemperatur abkürzt.

In Tabelle 5 sind die Gesamtergebnisse für die erhaltenen Blechformteile zusammengestellt. Die ersten Spalten geben die Probennummer und die Stahlsorte gemäß Tabelle 1 an. In den weiteren Spalten ist der Anteil an freiem Wasserstoff, der Biegewinkel und die Zugfestigkeit angegeben. Methoden zur Bestimmung des Anteils an freiem Wasserstoff sind dem Fachmann an sich be- kannt, beispielsweise Desorptionsmassenspektrometrie mit erwärmten Proben (Thermal Desorp- tion Mass Spectrometry (TDMS)). Bei den unbeschichteten Proben lag der Anteil an freiem Wasserstoff unterhalb der Nachweis- grenze. Der Dispersionsgrad D₁ war bei den unbeschichteten Proben 13-15 vergleichbar zu den jeweiligen beschichteten Proben 1,6 und 8 aufgrund der vergleichbaren Glühbehandlung. Dadurch dass sich die gleiche erfindungsgemäße Verteilung der Ausscheidungen bei den unbeschichteten Proben einstellt, ergibt sich auch hier die Wirkung als effektive Wasserstofffallen. Somit kommt es zu einer verbesserten Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung unter Korrosionsbedin- gungen beim Einsatz des Blechformteils.

Der maximale Biegewinkel ist gemäß der VDA-Norm 238-100 mit einer Biegeachse quer zur Walz- richtung ermittelt worden. Dabei wird der maximale Biegewinkel jeweils nach der in der Norm an- gegebenen Formel aus dem Stempelweg errechnet (der maximale Biegewinkel ist der Biegewinkel, bei welchem die Kraft im Biegeversuch ihr Maximum hat). Um den Einfluss der Blechdicke auf den Biegewinkel zu eliminieren wurde der korrigierte Biegewinkel aus dem maximalen Biegewinkel be- rechnet nach der Formel

wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Die Zugfestigkeit wurde gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) an Proben quer zur Walzrichtung ermittelt.

Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden von den so hergestellten Blechformteilen Längs- schliffe angefertigt. Bei Längsschliffen liegt die Schliffebene senkrecht zur Bandoberfläche und parallel zur Hauptverformungsrichtung (Walzrichtung). In diesen Längsschliffen war die gesamte Dicke des Blechformteils (Substrat und Korrosionsschutzüberzug) dargestellt. An diesen Längs- schliffen wurden Kohlenstoffausziehabdrücke angefertigt. Zur Bestimmung von D_± wurden diese Kohlenstoffausziehabdrücke im oberflächennahen Drittel angefertigt. Zur Bestimmung von D₂ wur- den die Kohlenstoffausziehabdrücke in der Legierungsschicht angefertigt. Die Kohlenstoffaus- ziehabdrücke wurden im Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht und mittels com- putergestützter Bildanalyse ausgewertet.

Bei den erfindungsgemäßen Proben 1-9 lag der Dispersionsgrad D₂ zwischen und

Die unbeschichteten Proben weisen naturgemäß keine Legierungsschicht auf, so dass der Disper- sionsgrad D₂ nicht definiert ist. Beim Dispersionsgrad D_± zeigte sich, dass dieser im Rahmen der Messungenauigkeit mit dem Dispersionsgrad D_± am Stahlflachprodukt vor der Umformung übereinstimmte. Durch das be- schriebene Umformverfahren kommt es also zu keiner signifikanten Änderung des Dispersions- grades D_±. Dies liegt vermutlich daran, dass die Erwärmung nicht hoch genug ist bzw. nicht lange genug dauert, um zu einer Auflösung der Ausscheidungen zu führen. Der Dispersionsgrad D₁ ist daher in Tabelle 5 nicht erneut angegeben, sondern stimmt mit den Werten aus Tabelle 3 überein.

Weiterhin wurde das Gefüge des Blechformteils jeweils bestimmt. Dabei ergab sich in allen Fällen ein martensitisches Gefüge mit einem Martensitanteil von mehr als 95 Flächen-%.

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Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;

* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele Tabelle 1 (Stahlsorten)

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Tabelle 2 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt)

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Tabelle 3 (Herstellungsbedingungen Beschichtung)

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Tabelle 4 (Parameter Warmumformung)

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4—

Tabelle 5 (Blechformteil)

Claims (18)

Patentansprüche

1. Stahlflachprodukt für die Warmumformung, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:

C: 0,12-0,30%,

Si: 0,02-1,2%,

AI: 0,01-1,0%, B: 0,0005-0,01 %, P: ≤0,05%, S: ≤0,02%, N: ≤0,02%, Sn: ≤0,03%, As: ≤0,010%, Sb: ≤ 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:

Ti: 0,008-0,10%, Nb:0,01-0,08%, V: 0,01-0,4%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:

Cr: 0,01-1,0%,

Mn: 0,2-3, 3 %,

Cu: bis zu 0,2 %,

Mo: 0,002-0,5%,

Ni: 0,01-2,0%,

Ca: 0,0005-0,01 %,

W: 0,001-1,0%, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:

2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vorhanden sind und wobei für die Elementgehalte gilt:

3. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 2, wobei für die Elementgehalte gilt:

4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.

5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutz- überzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.

6. Stahlflachprodukt nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsschicht aus 25-50 Gew.-% Fe, 5-20 Gew.-% Si, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht und/oder die Al-Basisschicht aus 1,0-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.- % Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 10 % Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.

7. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 5 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass für einen Dispersionsgrad D₂ von Ausscheidungen in der Legierungsschicht gilt:

8. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der ne- ben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus: C: 0, 12-0,30 %,

Si: 0,02-1,2 %,

Al: 0,01-1,0 %,

B: 0,0005-0,010 %,

P: ≤ 0,05 %,

S: ≤ 0,02 %,

N: ≤ 0,02 %,

Sn: ≤ 0,03 %,

As: ≤ 0,010 %,

Sb: ≤ 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:

Ti: 0,008-0, 10 %,

Nb: 0,01-0,08 %,

V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:

Cr: 0,01-1,0 %,

Mn: 0,2-3, 3 %,

Cu: bis zu 0,2 %,

Mo: 0,002-0,5 %,

Ni: 0,01-2,0 %,

Ca: 0,0005-0,01 %, W: 0,001-1,0 %, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100-1320 °C; c) Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Vorband mit einer Vorbandtemperatur (T2) von 800-1200 °C; d) Warmwalzen des Vorband zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mittels einer Walzstraße, wobei vor und während des Warmwalzens des Vorband die lokale Tem- peratur des Vorbandes so eingestellt wird, dass die Temperaturen der einzelnen Abschnitte des Vorbandes beim Warmwalzen um nicht mehr als 60 K variieren und wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-910 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukt auf eine Haspeltemperatur (T4) von 500-670 °C; f) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; h) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; i) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900 °C; j) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Zwischentemperatur (T6), welche 650- 800 °C, bevorzugt 670-800 °C beträgt; k) Optionales Beschichten des auf die Zwischentemperatur abgekühlten Stahlflach- produkts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800 °C, bevorzugt 680-740 °C; l) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühl- dauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbe- sondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer t_ny im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt; m) optionales Dressieren des Stahlflachprodukts.

9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei für die Elementgehalte gilt:

0.03

0,4

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 9, wobei für die Elementgehalte gilt:

Ni + Cr < 1,1

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 9 dadurch gekennzeichnet, dass beim Schmelz- tauchbeschichten ein Schmelzbad verwendet wird, das den auf das Stahlflachprodukt auf- zubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, welche aus 0, 1-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optional bis zu 15 Gew.-% Zn, und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.

12. Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus:

C: 0,12-0,30 %,

Si: 0,02-1,2 %,

AI: 0,01-1,0 %,

B: 0,0005-0,01 %,

P: ≤ 0,05 %,

S: ≤ 0,02 %,

N: ≤ 0,02 %,

Sn: ≤ 0,03 %,

As: ≤ 0,010 %,

Sb: ≤ 0,02 %, mindestens eines der Elemente aus der Gruppe umfassend Ti, Nb und V mit der Maßgabe, dass für die Gehalte gilt:

Ti: 0,008-0, 10 %,

Nb:0,01-0,08 %,

V: 0,01-0,4 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, Mn, Cu, Mo, Ni, Ca, W“ in folgenden Gehalten:

Cr: 0,01-1,0 %,

Mn: 0,2-3, 3 %,

Cu: bis zu 0,2 %,

Mo: 0,002-0,5 %,

Ni: 0,01-2,0 %,

Ca: 0,0005-0,01 %,

W: 0,001-1,0 %, besteht, wobei für einen Dispersionsgrad Di von Ausscheidungen im oberflächennahen Drittel des Stahlsubstrates gilt:

und optional einen Korrosionsschutzüberzug.

13. Blechformteil nach Anspruch 12, wobei die Elemente Mo, Cr, Ti, V und Nb im Stahl vor- handen sind und wobei für die Elementgehalte gilt:

14. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 13, wobei für die Elementgehalte gilt:

15. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 14 das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa, bevorzugt mindestens 1450 MPa aufweist.

16. Blechformteil nach einem der Ansprüche 12 bis 15, der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosi- onsschutzüberzug auf Aluminiumbasis ist und eine Legierungsschicht und eine Al-Basis- schicht umfasst.

17. Blechformteil nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass für einen Dispersionsgrad D₂ von Ausscheidungen in der Legierungsschicht gilt:

18. Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus einem Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 6; b) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Tempera- tur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T_Eini_g des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeits- schritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100 °C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet; c) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts be- nötigte Transferdauer t_Trans höchstens 20s, bevorzugt höchstens lös, beträgt; d) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer twz von mehr als ls mit einer zu- mindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit r_Wz auf die Zieltemperatur Tael abgekühlt und optional dort gehalten wird; e) Entnehmen des auf die Zieltemperatur T_ZieI abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.