[0001] Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Blechformteils
umfassend ein Substrat mit einem Korrosionsschutzüberzug, ein entsprechendes Blechformteil
und dessen Verwendung im Automobilsektor.
[0002] Um die im modernen Karosseriebau geforderte Kombination aus geringem Gewicht, maximaler
Festigkeit und Schutzwirkung zu bieten, werden heutzutage in den Bereichen der Karosserie,
die im Fall eines Crashs besonders hohen Belastungen ausgesetzt sein können, Bauteile
eingesetzt, die aus hochfesten Stählen warmumgeformt werden. Beim Warmumformen, auch
Warmpresshärten genannt, werden Stahlplatinen (auch als Blechzuschnitte bezeichnet),
die zuvor von kaltoder warmgewalztem Stahlband abgeteilt werden, auf eine Verformungstemperatur
erwärmt, die im Allgemeinen oberhalb der Austenitisierungstemperatur des jeweiligen
Stahls liegt, und im erwärmten Zustand in das Werkzeug einer Umformpresse gelegt.
Im Zuge der anschließend durchgeführten Umformung erfährt der Blechzuschnitt bzw.
das aus ihm geformte Bauteil durch den Kontakt mit dem kühlen Werkzeug eine schnelle
Abkühlung. Die Abkühlraten sind dabei so eingestellt, dass sich im Bauteil ein Härtegefüge
(d.h. martensitisches Gefüge) ergibt.
[0003] Wenn nachfolgend von einem "Stahlflachprodukt" oder auch von einem "Blechprodukt"
die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint aus
denen für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen "Blechzuschnitte"
(auch Platinen genannt) abgeteilt werden. "Blechformteile" oder "Blechbauteile" der
erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier
die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
[0004] Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen
sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht
näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind
daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe
in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen
Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile
jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe
in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
[0005] Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet
werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1)
(Stand 2020-06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der
Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 für das Kraftmaximum ermittelt.
[0006] Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische
Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenitwurde röntgendiffraktometrisch
bestimmt.
[0007] WO 2015/036151 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines mit einem metallischen, vor Korrosion
schützenden Überzug versehenen Blechformteils und ein entsprechendes Blechformteil.
Das Verfahren gemäß diesem Dokument umfasst das Beschichten eines Stahlflachproduktes
mit einer Legierung aus Aluminium, Zink, Magnesium und gegebenenfalls Silizium und
Eisen, Schneiden einer Platine aus dem Stahlflachprodukt, Erwärmen der Platine und
Umformen der Platine, um das gewünschte Blechformteil zu erhalten.
[0008] DE 699 07 816 T2 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines beschichteten warm- und kaltgewalzten
Stahlblechs mit sehr hoher Festigkeit nach thermischer Behandlung. Dazu wird ein Stahlflachprodukt
mit einer Beschichtung versehen und thermisch behandelt. Bei der thermischen Behandlung
wird das Werkstück auf eine Temperatur von über 750 °C erwärmt.
[0009] EP 2 993 248 A1 offenbart ein Stahlflachprodukt mit einer aluminiumhaltigen Beschichtung, wobei diese
0,005 bis 0,7 Gew.-% wenigstens eines Alkali- und/oder Erdalkalimetalls enthält, und
ein Verfahren zu dessen Herstellung. In diesem Verfahren wird das beschichtete Stahlflachprodukt
auf eine Temperatur von 700 bis 900 °C für 360 s, 600 s oder 800 s erhitzt und anschließend
umgeformt.
[0010] Beim Erwärmen der Blechzuschnitte, bestehend aus einem Stahlsubstrat und einem aluminiumbasierten,
metallischen Korrosionsschutzüberzug, diffundiert Wasserstoff infolge der Oberflächenreaktion
der vorhandenen Feuchte im Ofen mit dem Aluminiumüberzug durch den metallischen Überzug
in das Stahlsubstrat ein. Nach dem Presshärten kann der Wasserstoff nicht mehr aus
dem Stahlsubstrat austreten, da der metallische Überzug bei Raumtemperatur eine Barriere
für den diffusiblen Wasserstoff H
diff darstellt. Der Gehalt an H
diff reduziert die auf Dauer vom Stahl ertragbaren Spannungen, und es kann unter Vorliegen
von Zugspannungen im Blech zu spontanen "wasserstoffinduzierten" Brüchen kommen, sogenannte
Wasserstoffversprödung. Um Risse bei den üblicherweise beim Rohkarosseriebau vorliegenden
Spannungen zu vermeiden, sollte der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff unterhalb eines
bauteilspezifischen Wertes liegen. Dieser Wert hängt unter anderem von der Komplexität
der Warmumformoperation, der Nachverarbeitung durch beispielsweise Laserschneiden,
Stanzen, mechanisches Schneiden oder Warmbeschnitt und der Verbausituation und Fügekonzept
und damit dem Spannungszustand in der Karosserie ab. Die nach der Verarbeitung verbleibende
Menge H
diff soll abhängig von der genannten Verarbeitung bevorzugt ≤ 0,4 ppm (parts per million)
vor kritischen Rohbauprozessen betragen.
[0011] Des Weiteren existieren Fertigungsverfahren, bei denen Bereiche von beschichteten
Stahlbändern auf eine geringere Blechdicke gewalzt werden als andere Bereiche und
daraus dann entsprechende Blechzuschnitte mit unterschiedlichen Walzgraden entnommen
werden. Dadurch lassen sich gewichtsoptimierte und belastungsangepasste Bauteile erzeugen.
Das Verhältnis von Dickenabnahme durch das Walzen zu Startdicke wird Abwalzgrad genannt.
Dabei gilt der Abwalzgrad erfindungsgemäß nur für einen Walzvorgang, bei dem die Beschichtung
mit dem Korrosionsschutzüberzug bereits auf dem Substrat vorhanden ist. Die gewalzten
Bereiche mit geringerer Blechdicke verglichen mit der vor der Durchführung des Walzens
vorhandenen Blechdicke weisen durch das Walzen eine deutlich höhere Fehlstellendichte
im Stahlsubstrat auf. Dadurch kann sich in den gewalzten Bereichen diffusibler Wasserstoff
besser als in den nicht gewalzten Bereichen anlagern, so dass nach der Warmumformung
und dem Presshärten ein höherer diffusibler Wasserstoffgehalt vorliegt. Folglich kann
es bei nach Beschichtung gewalztem Material deutlich schneller zu wasserstoffinduzierter
Rissbildung nach Warmumformung und Presshärten kommen. Eine bekannte Methode, den
Gehalt an diffusiblem Wasserstoff im Bauteil abzusenken, ist es, den Taupunkt im Ofen,
in dem das Stahlblech vor dem Umformen erwärmt wird, abzusenken, um dadurch bei der
Oxidation des Substrates die Bildung von diffusiblem Wasserstoff aus der vorhandenen
Feuchte der Ofenatmosphäre zu reduzieren und dadurch auch die H
diff-Aufnahme des Blechformteils abzusenken. Die Absenkung des Taupunktes ist jedoch umso
aufwändiger, je niedriger der Taupunkt eingestellt werden muss. Erstrebenswert ist
es also, den Taupunkt möglichst nicht zu beeinflussen und falls erforderlich nicht
zu stark abzusenken.
[0012] Der vorliegenden Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung
von Blechformteilen umfassend ein Substrat mit einem Korrosionsschutzüberzug zur Verfügung
zu stellen, mit dem entsprechende Blechformteile erhalten werden können, die einen
möglichst geringen H
diff-Gehalt aufweisen, um das Risiko einer wasserstoffinduzierten Rissbildung nach dem
Warmumformen und im anschließenden Gebrauch zu minimieren. Des Weiteren ist es eine
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein Verfahren bereitzustellen, mit dem es möglich
ist, in einem warmgeformten Bauteil einen bestimmten H
diff-Gehalt durch Auswahl verschiedener Ofenparameter in Abhängigkeit des Abwalzgrads
und der Blechdicke des eingesetzten Stahlflachprodukts nicht zu überschreiten.
[0013] Gelöst wird diese Aufgabe durch das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines
Blechformteils mit einem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff H
diff von bis 0,4 ppm umfassend wenigstens die Schritte:
(A) Bereitstellen eines Stahlflachproduktes umfassend
ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in
Gew.-%) aus
C: |
0,06-0,5%, |
Si: |
0,05-0,6%, |
Mn: |
0,4-3,0%, |
Al: |
0,06-1,0%, |
Nb: |
0,001-0,2%, |
Ti: |
0,001-0,10% |
B: |
0,0005-0,01% |
P: |
≤0,03 %, |
S: |
≤0,02 %, |
N: |
≤0,02 %, |
Sn: |
≤0,03 %, |
As: |
≤0,01 % |
sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden
Gehalten
Cr: |
0,01-1,0%, |
Cu: |
0,01-0,2 %, |
Mo: |
0,002-0,3%, |
Ni: |
0,01-0,5%, |
V: |
0,001-0,3%, |
Ca: |
0,0005-0,005%, |
W: |
0,001-1,0% |
besteht,
wobei das Stahlsubstrat auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug auf
Aluminium-Basis aufweist
und wobei das Stahlflachprodukt ein Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis (WGB) von größer
0,8 bis 200, aufweist;
(B) Bestimmung eines WOP-Werts in Abhängigkeit des Abwalzgrad-Blechdickenverhältnisses
WGB innerhalb einer Fläche aufgespannt durch gerade Verbindungsstrecken zwischen den
Punkten P11 (WGB 0,8, WOP 100) und P13 (WGB 0,8, WOP 800), P13 (WGB 0,8, WOP 800)
und P21 (WGB 26, WOP 650), P21 (WGB 26, WOP 650) und P41 (WGB 74, WOP 590), P41 (WGB
74, WOP 590) und P53 (WGB 150, WOP 520), P53 (WGB 150, WOP 520) und P51 (WGB 150,
WOP 100) sowie P51 (WGB 150, WOP 100) und P11 (WGB 0,8, WOP 100) in einem Koordinatensystem,
in dem der WOP-Wert auf der y-Achse und das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis auf der
x-Achse aufgetragen sind;
(C) Behandeln des Stahlflachproduktes bei einer mittleren Ofentemperatur T
Ofen (in K) für eine Dauer t
Ofen (in h) in einer Erwärmungsvorrichtung, wobei die Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre
des Ofens T
Taupunkt (in K), die mittlere Ofentemperatur T
Ofen (in K) und die Dauer t
Ofen (in h) gemäß der folgenden Gleichung der allgemeinen Formel (1)

eingestellt werden, und
(D) Umformen des aufgeheizten Stahlflachproduktes aus Schritt (C) in einem Formwerkzeug
unter gleichzeitigem Abkühlen, um das Blechformteil zu erhalten.
[0014] Des Weiteren werden diese Aufgaben auch gelöst durch ein entsprechendes Blechformteil
und durch die Verwendung des erfindungsgemäßen Blechformteils im Automobilsektor,
insbesondere als Stoßstangenträger/-verstärkung, Tür-verstärkung, B-Säulen-Verstärkung,
A-Säulen-Verstärkung, Dachrahmen oder Schweller.
[0015] Das erfindungsgemäße Verfahren dient dazu, ein Blechformteil mit einem Gehalt an
diffusiblem Wasserstoff H
diff von bis 0,4 ppm, bevorzugt 0,01 bis 0,4 ppm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,4 ppm,
beispielsweise 0,1, 0,2, 0,3, oder 0,4 ppm, jeweils im Werkstoff nach Warmumformen
herzustellen. H
diff beschreibt dabei die Menge an Wasserstoffatomen, die in dem Stahlsubstrat nach Warmumformen
in gelöster Form vorliegen. Der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff ist dabei auf die
Masse bezogen (analog zu den Gew.-%-Angaben bei Legierungselementen). Methoden zur
Bestimmung des H
diff-Gehalts sind dem Fachmann an sich bekannt, beispielsweise Desorptionsmassenspektrometrie
mit erwärmten Proben (Thermal Desorption Mass Spectrometry (TDMS)). Im Sinne dieser
Anmeldung wird der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff H
diff innerhalb von 48 Stunden nach Warmumformen bestimmt.
[0016] Gegenüber bekannten Stahlflachprodukten weist das Stahlsubstrat einen Stahl mit einem
Aluminium-Gehalt auf, der mindestens 0,06 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,07 Gew.-%,
insbesondere mindestens 0,08 Gew.-% beträgt. Bevorzugt beträgt der Aluminium-Gehalt
mindestens 0,10 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens
0,12 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt
1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,8 Gew.-% beträgt.
[0017] Bei einer ersten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens
0,07 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,08 Gew.-% bevorzugt mindestens 0,10 Gew.-%,
besonders bevorzugt mindestens 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,12 Gew.-%, bevorzugt
mindestens 0,16 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante
maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%,
insbesondere maximal 0,24 Gew.-%.
[0018] Bei einer zweiten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens
0,50 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,60 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,70 Gew.-%. Der
maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere
maximal 0,90 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%.
[0019] Aluminium ("Al") wird bei der Erzeugung von Stahl bekanntermaßen als Desoxidationsmittel
hinzugegeben. Zur sicheren Abbindung des in der Stahlschmelze enthaltenen Sauerstoffs
werden mindestens 0,01 Gew.-% Al benötigt. Al kann darüber hinaus zusätzlich zur Abbindung
von unerwünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Gehalten an N verwendet
werden. Vergleichsweise hohe Aluminium-Gehalte wurden bislang vermieden, da sich mit
dem Aluminium-Gehalt auch die Ac3-Temperatur nach oben verschiebt. Dies wirkt sich
negativ auf die, für die Warmumformung wichtige, Austenitisierung aus. Es hat sich
jedoch gezeigt, dass erhöhte Aluminium-Gehalte überraschenderweise zu positiven Effekten
führen in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis.
[0020] Beim Beschichten des Stahlflachproduktes mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis
und beim nachfolgenden Warmumformen von hiervon abgeteilten Blechzuschnitten zu Blechformteilen
kommt es zu einer Diffusion von Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Korrosionsschutzüberzug.
In der Interdiffusionszone werden dabei Eisen-Aluminidverbindungen mit höherer Dichte
über eine mehrstufige Phasentransformation (Fe
2Al
5→Fe
2Al→FeAl→Fe
3Al) gebildet. Die Ausbildung von solchen dichteren Phasen ist mit einem höheren Aluminiumverbrauch
als bei weniger dichten Phasen verbunden. Dieser lokal höhere Aluminiumverbrauch führt
zur Entstehung von Poren (Leerstellen) in der erhaltenen Phase. Bevorzugt bilden sich
diese Poren im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug,
wo der Anteil des zur Verfügung stehenden Aluminiums stark durch den Aluminium-Gehalt
des Stahlsubstrates geprägt ist. Es kann insbesondere zu einer Ansammlung von Poren
in Form eines Bandes im Übergangsbereich kommen.
[0021] Solche Poren und insbesondere ein Band von Poren verursachen vielfältige Probleme:
- Durch die Poren ist die mechanische Integrität in diesem Bereich reduziert. Es kann
schneller zu Schichtablösung bei korrosiver Beanspruchung kommen.
[0022] Zudem reduziert sich die übertragbare Kraft an der Verbindungsstelle zweier Bauteile
nach Verkleben oder Verschweißen.
- Die Poren führen zu veränderten Strombahnen im Material beim Widerstandpunktschweißen,
die die Schweißeignung negativ beeinflussen und so den Schweißbereich reduzieren.
- Bereits die Poren selbst erleichtern die Risseinleitung und Rissausbreitung beim statischen
und dynamischen Biegen.
[0023] Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes
("Al") im Stahlsubstrat auf die beschriebenen Untergrenzen und darüber hinaus eine
deutliche Reduzierung der Porenbildung bei der Beschichtung mit einem Korrosionsschutzüberzug
auf Aluminium-Basis und der nachfolgenden Warmumformung erreicht werden kann. Insbesondere
im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug kann der lokal
höhere Aluminiumverbrauch bei der Bildung dichterer Eisen-Aluminidverbindungen zumindest
teilweise durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates kompensiert werden, so dass
die Bildung von Poren, insbesondere eines Bandes aus Poren, unterdrückt wird.
[0024] Bei einem zu hohen Al-Gehalt, insbesondere bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew-% Al,
besteht die Gefahr, dass sich an der Oberfläche eines aus erfindungsgemäß legiertem
Stahlwerkstoff gefertigten Produkts Al-Oxide bilden, die das Benetzungsverhalten beim
Schmelztauchbeschichten verschlechtern würden. Zudem wird bei höheren Al-Gehalten
die Bildung von nichtmetallischen Al-basierten Einschlüssen begünstigt, die als grobe
Einschlüsse das Crashverhalten negativ beeinflussen. Daher wird der Al-Gehalt bevorzugt
unterhalb der bereits genannten Obergrenzen gewählt.
[0025] Unterstützt wird dabei insbesondere das Biegeverhalten des Blechbauteils durch den
erfindungsgemäßen Niob-Gehalt ("Nb") von mindestens 0,001 Gew.-%. Bevorzugt beträgt
der Niob-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt
mindestens 0,015 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-%, insbesondere
mindestens 0,024 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,025 Gew.-%.
[0026] Der angegebenen Niob-Gehalt führt zu einer Verteilung von Niobkarbonitriden, die
beim anschließenden Warmumformen zu einem besonders feinen Härtungsgefüge führt. Während
des Abkühlens nach dem Schmelztauchbeschichten wird das beschichtete Stahlflachprodukt
für eine gewisse Zeit in einem Temperaturbereich von 400 °C und 300 °C gehalten. In
diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff
im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit
diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort. Gitterstörungen
werden insbesondere durch gelöste Niob-Atome verursacht, die durch ihr deutlich höheres
Atomvolumen das Atomgitter aufweiten und somit die Tetraeder- und Oktaederlücken im
Atomgitter vergrößern, so dass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Folglich ergeben
sich Cluster von C und Nb im Stahlsubstrat, welche sich dann im nachfolgenden Austenitisierungsschritt
der Warmumfomung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime
wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenitgefüge mit kleineren Austenitkörnern
und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge.
[0027] Dies betrifft insbesondere auch die sich in der Warmumformung ausbildende ferritische
Interdiffusionsschicht. Das verfeinerte ferritische Gefüge in der Interdiffusionsschicht
unterstützt die Reduzierung der Risseinleitungstendenzen unter Biegebelastungen.
[0028] Ein zu hoher Nb-Gehalt führt allerdings zu einer verzögerten Rekristallisierbarkeit.
Daher beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,2 Gew.-%. Weiterhin bevorzugt beträgt der Niob-Gehalt
maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,10 Gew.-%,
insbesondere maximal 0,05 Gew.-%.
[0029] Aluminium und Niob haben beide einen Einfluss auf die Kornfeinung bei der Austenitisierung
im Warmumformprozess. Es hat sich herausgestellt, dass Al neben Nb insbesondere das
Kornwachstum bei erhöhten Temperaturen im Austenit (beispielsweise bei über 1200 °C)
über eine verhältnismäßig frühe, d.h. bei relativ hohen Temperaturen stattfindende,
Bildung von AIN verfeinert. Die Bildung von AIN ist gegenüber der Bildung von NbN
bzw. NbC thermodynamisch begünstigt. Die Ausscheidung von AIN wirkt hier kornfeinend
im Austenit und somit zähigkeitsverbessernd. Steigende Al/Nb-Verhältnisse verbessern
diesen Effekt. Daher gilt optional für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt:

bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb ≥ 2, insbesondere ≥ 3. Gleichzeitig führt ein
zu großes Verhältnis von Al/Nb, dass die AlN-Bildung nicht mehr so vorteilhaft fein
erfolgt, sondern zunehmend gröbere AlN-Partikel auftreten, was den Kornfeinungseffekt
wieder schmälert. Es hat sich gezeigt, dass dieser Effekt bei niedrigen Mangan-Gehalten
früher auftritt als bei höheren Mangan-Gehalten, da mit steigendem Mangan-Gehalt die
AC3-Temperatur abnimmt. Daher ist es vorteilhaft, optional bei niedrigen Mangan-Gehalten
von kleiner gleich 1,6 Gew.-% ein Verhältnis von Al/Nb einzustellen für das gilt:

was etwa einem atomaren Verhältnis beider Elemente ≤ 6 entspricht. Bevorzugt ist
für Mn≤1,6 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0,
besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0,
bevorzugt ≤ 7.0.
[0030] Bei höheren Mangan-Gehalten von Mn ≥ 1,7 Gew.-% sind dagegen auch höhere Verhältnisse
möglich. Daher ist es vorteilhaft, optional bei höheren Mangan-Gehalten von 1,7 Gew.-%
oder mehr ein Verhältnis von Al/Nb einzustellen für das gilt:

[0031] Bevorzugt ist für Mn ≥ 1,7 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb ≤ 28.0, insbesondere ≤ 26.0,
bevorzugt ≤ 24.0, besonders bevorzugt ≤ 22.0, bevorzugt ≤ 20.0, insbesondere ≤ 18.0,
insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤10.0,
bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
[0032] Unabhängig von Mangan-Gehalt ist es also optional bevorzugt ein Verhältnis von Al/Nb
einzustellen für das gilt:

[0033] Bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0,
besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0,
bevorzugt ≤ 7.0.
[0034] Kohlenstoff ("C") ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,06
- 0,5 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls
bei, indem sie die Ferritund 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.
[0035] Durch hohe C-Gehalte kann allerdings die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden.
Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt auf 0,5 Gew.-% bevorzugt
auf höchstens 0,50 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,40 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,38
Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-% eingestellt werden.
[0036] Um die positiven Effekte der Anwesenheit von C besonders sicher nutzen zu können,
können C-Gehalte von mindestens 0,10 Gew.-%, bevorzugt 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens
0,13 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,15 Gew.-% vorgesehen werden. Bei diesen Gehalten
lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestigkeiten des
Blechformteils von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa nach Warmpressformen
sicher erreichen.
[0037] Bei einer ersten weitergebildeten Variante beträgt der C-Gehalt mindestens 0,10 Gew.-%,
bevorzugt 0,11 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,13 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,15
Gew.-% vorgesehen werden. Der maximale C-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal
0,30 Gew.-%, insbesondere maximal 0,25 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%. Bei
diesen maximalen C-Gehalten kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und
zusätzlich ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und Biegewinkel im Biegeversuch
nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.
[0038] Bei einer zweiten weitergebildeten Variante beträgt der C-Gehalt mindestens 0,25
Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,30 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,32 Gew.-%. Der
maximale C-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal
0,50 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,40 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,38 Gew.-%, insbesondere
maximal 0,35 Gew.-%.
[0039] Bei einer dritten weitergebildeten Variante beträgt der C-Gehalt mindestens 0,30
Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,35 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,40 Gew.-%, bevorzugt
maximal 0,44 Gew-%. Der maximale C-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 0,5
Gew.-%, insbesondere maximal 0,50 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,48 Gew.-%.
[0040] Silizium ("Si") wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts
sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet.
Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel,
was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05
Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens
0,15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der
Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,6 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das
Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte
von höchstens 0,50 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt,
um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
[0041] Mangan ("Mn") wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung
stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,4 Gew.-% werden während des Presshärtens
selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit
und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,7 Gew.-%,
bevorzugt mindestens 0,8 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,9 Gew.-%, besonders
bevorzugt von mindestens 1,10 Gew.-%, sind vorteilhaft, wenn ein martensitisches Gefüge
insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte
von mehr als 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften
aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0
Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,5 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit
ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-%
und insbesondere auf 1,3 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich
1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
[0042] Titan ("Ti") ist ein Mikrolegierungselement, welches hinzulegiert wird, um zur Kornfeinung
beizutragen, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,004 Gew.-%,
bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben
werden sollten. Ab 0,10 Gew.-% Ti verschlechtert sich die 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.-%, insbesondere auf 0,038
Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,020 Gew.-%, insbesondere 0,015 Gew.-% beschränkt
sein. Titan hat zudem den Effekt, Stickstoff abzubinden und es so Bor zu ermöglichen,
seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Daher beträgt bei einer bevorzugten
Weiterbildung der Titan-Gehalt mehr als das 3,42-fache des Stickstoffgehaltes, um
eine ausreichende Abbindung von Stickstoff zu erreichen.
[0043] Bor ("B") wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern,
indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die
Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens
unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von
mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0007 Gew.-%, insbesondere mindestens
0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-%
bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche
wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden
Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%,
bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere
höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0030 Gew.-%, bevorzugt höchstens
0,0025 Gew.-% beschränkt.
[0044] Phosphor ("P") und Schwefel ("S") sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz
in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess
beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich
gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit
mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,03 Gew.-%
tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,03 Gew.-%, insbesondere höchstens
0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0010 Gew.-%, insbesondere höchstens
0,005 Gew.-%, begrenzt.
[0045] 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.
[0046] Weitere typische Verunreinigungen sind Zinn ("Sn") und Arsen ("As"). Der Sn-Gehalt
beträgt maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As-Gehalt beträgt
maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.
[0047] Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn und As können auch noch
weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente
werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt
der Gehalt an diesen "unvermeidbaren Verunreinigungen" in Summe maximal 0,2 Gew.-%,
bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente
Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca und W, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in
Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im
Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen"
gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt
ist.
[0048] Chrom, Kupfer, Molybdän, Nickel, Vanadium, Calzium und Wolfram können dem Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander
optional hinzulegiert werden.
[0049] Chrom ("Cr") unterdrückt die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten
Abkühlung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige
Martensitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit
erzielt wird.
[0050] Diese genannten Effekte stellen sich ab einem Gehalt von 0,01 Gew.-% ein, wobei sich
ein Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,15 Gew.-% in der Praxis
für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen
allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines
des Stahlsubstrates auf höchstens 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt
maximal 0,50 Gew.-% beschränkt.
[0051] Vanadium (V) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% hinzulegiert werden.
Bevorzugt beträgt der Vanadium-Gehalt maximal 0,3 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal
0,2 Gew.% Vanadium hinzulegiert.
[0052] Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01
Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% die
Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische
Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Bei einem zu hohen Cu-Gehalt
verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an
der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-%, bevorzugt
höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,10 Gew.-% beschränkt ist.
[0053] Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden,
da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden
sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden
auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen
deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert,
was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Bevorzugt beträgt der Mo-Gehalt mindestens
0,004 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-%. Aufgrund der hohen Kosten, welche
mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 0,3 Gew.-%,
insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,08 Gew.-% betragen.
[0054] Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden,
um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken.
Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere,
wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen
Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01
Gew.-% Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,020
Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,5 Gew.-%,
insbesondere höchstens 0,20 Gew.-%, beschränkt bleiben. Bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt
maximal 0,10 Gew.-%.
[0055] Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen,
insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative
Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich
reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu
nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional mindestens 0,0005 Gew.-%
Ca, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0020 Gew.-% enthalten.
Der maximale Ca-Gehalt beträgt 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, bevorzugt
maximal 0,005 Gew.-%. Bei zu hohen Ca-Gehalten wächst die Wahrscheinlichkeit, dass
sich nichtmetallische Einschlüsse unter Beteiligung von Ca bilden, die den Reinheitsgrad
des Stahles und auch seine Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine
Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Gew-%, vorzugsweise höchstens 0,003
Gew-%, insbesondere höchstens 0,002 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,001 Gew.-% eingehalten
werden.
[0056] Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der
Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt
sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal
1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert.
[0057] Bei bevorzugten Weiterbildungen beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes
("Mn+Cr") mehr als 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,8 Gew.-%, bevorzugt mehr als
1,1 Gew.-%. Unterhalb einer Mindestsumme beider Elemente geht deren notwendige umwandlungshemmende
Wirkung verloren. Unabhängig davon beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes
weniger als 3,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 2,5 Gew.-%, insbesondere weniger als
2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-%. Die oberen Grenzwerte beider
Elemente entstehen durch die Sicherstellung der Beschichtungsperformance und zur Gewährleistung
ausreichenden Schweißverhaltens.
[0058] Die vorstehenden Erläuterungen zu Elementgehalten und deren bevorzugten Grenzen gelten
entsprechend für das im folgenden beschriebene Blechformteil.
[0059] Das Stahlflachprodukt umfasst einen Korrosionsschutzüberzug, um das Stahlsubstrat
beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Blechformteils vor Oxidation
und Korrosion zu schützen.
[0060] Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Stahlflachprodukt bevorzugt einen
Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug
einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden
Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen
des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
[0061] Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten
des Stahlflachproduktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige
Schmelze geführt, die aus bis 15 Gew.-% Si bevorzugt mehr als 1,0%, optional 2-4 Gew.-%
Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0%
Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, und optional bis zu 15 % Gew.-% Zn, bevorzugt
bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe
auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht.
[0062] Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0-3,5 Gew.-%
oder 7-12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%.
[0063] 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.
[0064] Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen
Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren
insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist.
[0065] Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses
an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die
übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern
sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht
aus 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt α-Eisen, optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte
in Summe auf höchstens 5,0 Gew.-%, bevorzugt 2,0% beschränkt sind, und als Rest Aluminium,
wobei der Al-Gehalt bevorzugt in Richtung Oberfläche ansteigt. Die optionalen weiteren
Bestandteile beinhalten insbesondere die übrigen Bestandteile der Schmelze (das heißt
Silizium und gegebenenfalls Alkali- oder Erdalkalimetalle, insbesondere Mg bzw. Ca)
und die übrigen Anteile des Stahlsubstrates zusätzlich zu Eisen.
[0066] Die Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese
an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung
der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0,1 - 15 Gew.-% Si, optional
2-4 Gew.-% Fe, optional zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu
1,0% Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 % Zn und optionalen
weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt
sind, und als Rest Aluminium.
[0067] Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an
Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1- 0,7 Gew.-% Mg,
bevorzugt 0,1- 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder
Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca,
insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen.
[0068] Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt
in der Legierungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht.
[0069] Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5 - 60 µm, insbesondere
von 10 - 40 µm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere

bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw.

bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges

bei beidseitigen Überzügen bzw.

für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges

bei beidseitigen Überzügen bzw.

für einseitige Überzüge.
[0070] Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 µm, besonders bevorzugt
kleiner 16 µm, insbesondere kleiner 12 µm, besonders bevorzugt kleiner 10 µm, bevorzugt
kleiner 8 µm, insbesondere kleiner 5 µm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich
aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt
beträgt die Dicke der AI-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens
1 µm.
[0071] Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlflachprodukt eine auf dem Korrosionsschutzüberzug
angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der AI-Basisschicht
und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
[0072] Die Oxidschicht besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der
Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional
sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid
alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden
und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium,
Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform
mit Zink als Bestandteil der Al-Basisschicht sind auch Zinkoxidbestanddteile in der
Oxidschicht vorhanden.
[0073] Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist
als 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.
[0074] Bei einer bevorzugen Variante hat das Stahlflachprodukt einen Gehalt an diffusiblem
Wasserstoff H
diff von bis 0,4 ppm, bevorzugt 0,01 bis 0,4 ppm, besonders bevorzugt 0,05 bis 0,4 ppm,
beispielsweise 0,1, 0,2, 0,3, oder 0,4 ppm. H
diff beschreibt dabei die Menge an Wasserstoffatomen, die in dem Stahlsubstrat nach Aufbringen
des Korrosionsschutzüberzuges in gelöster Form vorliegen. Der Gehalt an diffusiblem
Wasserstoff ist dabei auf die Masse bezogen (analog zu den Gew.-%-Angaben bei Legierungselementen).
Methoden zur Bestimmung des H
diff-Gehalts sind dem Fachmann an sich bekannt, beispielsweise Desorptionsmassenspektrometrie
mit erwärmten Proben (Thermal Desorption Mass Spectrometry (TDMS)). Im Sinne dieser
Anmeldung wird der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff H
diff innerhalb von 48 Stunden nach Aufbringen des Korrosionsschutzüberzuges bestimmt.
[0075] Das in Schritt (A) des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellte Stahlflachprodukt
weist ein Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis von 0,8 bis 200, bevorzugt größer 0,8 bis
180, besonders bevorzugt größer 0,8 bis 150, auf.
[0076] Das erfindungsgemäß bereitgestellte Stahlflachprodukt weist dabei bevorzugt einen
Abwalzgrad von 0,5% bis 75%, besonders bevorzugt 2,5% bis 60%, auf. Der Abwalzgrad
wird erfindungsgemäß in % angegeben. Im Rahmen der vorliegenden Erfindung bedeutet
Abwalzgrad das Verhältnis von Dickenabnahme durch das Walzen zu Ausgangsdicke des
Stahlflachproduktes, insbesondere wird der Abwalzgrad nach folgender Formel (2) bestimmt:

mit Δh gleich der Dickenabnahme durch das Walzen, d. h. Startdicke - Enddicke (
Δh = h0 -
h1) und h
0 gleich der Startdicke des Stahlflachprodukts, jeweils in mm. In einer bevorzugten
Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt (A) ein Stahlflachprodukt
eingesetzt, welches Bereiche aufweist, die auf eine geringere Blechdicke gewalzt werden
als andere Bereiche. In diesem erfindungsgemäß bevorzugten Fall wird für das jeweilige
Bauteil der größte vorliegende Abwalzgrad zugrunde gelegt.
[0077] Das dimensionslose Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis (WGB) wird erfindungsgemäß nach
folgender Formel (3) bestimmt:

wobei die Blechdicke in mm angesetzt wird und identisch mit
h1, der Enddicke des Stahlflachproduktes nach dem Walzen ist.
[0078] Erfindungsgemäß bevorzugt liegen die in Schritt (A) des erfindungsgemäßen Verfahrens
eingesetzten Stahlflachprodukte in einer Blechdicke (Enddicke
h1) von 0,5 bis 6 mm, insbesondere 0,5 bis 4 mm, besonders bevorzugt 0,8 bis 3 mm, vor.
(jeweils insbesondere in den Bereichen mit dem größten vorliegenden Abwalzgrad).
[0079] Erfindungsgemäß bevorzugt wird das beschichtete Stahlflachprodukt aus Schritt (A),
nach dem Verfahrensschritt (B) durchgeführt worden ist, direkt in den erfindungsgemäßen
Verfahrensschritt (C) überführt. Es ist allerdings auch möglich, dass zwischen den
Schritten (A) und (B) bzw. (C) weitere Schritte durchgeführt werden, beispielsweise
Abtrennen von Bereichen, insbesondere Blechen oder Platinen des Stahlflachproduktes,
beispielsweise durch Scherschneiden oder Laserschneiden, Einbringen von Löchern durch
Laserbearbeitung oder Stanzen, und/oder vorangehende Wärmebehandlungen zur Veränderung
der Eigenschaften der Beschichtung oder des Substrates.
[0080] Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens umfasst die Bestimmung eines WOP-Werts
in Abhängigkeit des Abwalzgrad-Blechdickenverhältnisses WGB innerhalb einer Fläche
aufgespannt durch gerade Verbindungsstrecken zwischen den Punkten P11 (WGB 0,8, WOP
100) und P13 (WGB 0,8, WOP 800), P13 (WGB 0,8, WOP 800) und P21 (WGB 26, WOP 650),
P21 (WGB 26, WOP 650) und P41 (WGB 74, WOP 590), P41 (WGB 74, WOP 590) und P53 (WGB
150, WOP 520), P53 (WGB 150, WOP 520) und P51 (WGB 150, WOP 100) sowie P51 (WGB 150,
WOP 100) und P11 (WGB 0,8, WOP 100) in einem Koordinatensystem, in dem der WOP-Wert
auf der y-Achse und das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis auf der x-Achse aufgetragen
sind, wie bevorzugt in Figur 1 dargestellt. Erfindungsgemäß wird so ein geeigneter
WOP-Wert-Bereich bestimmt, aus dem dann wiederum ein WOP-Wert ausgewählt werden kann.
Erfindungsgemäß erfüllen aber alle in dem bestimmten WOP-Wert-Bereich liegenden WOP-Werte
die Bedingung, dass ein Blechformteil mit einem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff
von maximal 0,4 ppm erhalten wird.
[0081] Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens dient dazu, in Abhängigkeit des Abwalzgrad-Blechdickenverhältnisses
des eingesetzten Stahlflachprodukts einen WOP-Wert zu bestimmen, wobei WOP "wasserstoffbezogener
Ofenparameter" bedeutet und einheitenlos ist. Der WOP-Wert gibt dann Auskunft darüber,
mit welchen Prozessparametern die Wärmebehandlung in Schritt (C) erfolgen soll, damit
Blechformteile mit Gehalten an diffusiblem Wasserstoff von maximal 0,4 ppm erhalten
werden.
[0082] Bei der Bestimmung des WOP-Werts gemäß der vorliegenden Erfindung wird über das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis
ein Bereich für passende WOP-Werte ermittelt. Aus diesem Bereich kann dann bevorzugt
ein WOP-Wert ausgesucht werden, der dann dazu verwendet wird mit der Gleichung der
allgemeinen Formel (1) entsprechende Wert für T
Ofen, t
Ofen und T
Tupunkt zu ermitteln. Im Allgemeinen sind aber alle in dem entsprechend ermittelten Bereich
der WOP-Werte vorliegenden Werte geeignet, in die Gleichung der allgemeinen Formel
(1) eingesetzt zu werden, um entsprechende Wert für T
Ofen, t
Ofen und T
Taupunkt zu ermitteln.
[0083] Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt bevorzugt dadurch, dass der
WOP-Wert innerhalb einer Fläche aufgespannt durch gerade Verbindungsstrecken zwischen
den Punkten P11 (WGB 0,8, WOP 100) und P13 (WGB 0,8, WOP 800), P13 (WGB 0,8, WOP 800)
und P21 (WGB 26, WOP 650), P21 (WGB 26, WOP 650) und P41 (WGB 74, WOP 590), P41 (WGB
74, WOP 590) und P53 (WGB 150, WOP 520), P53 (WGB 150, WOP 520) und P51 (WGB 150,
WOP 100) sowie P51 (WGB 150, WOP 100) und P11 (WGB 0,8, WOP 100) in einem Koordinatensystem,
in dem der WOP-Wert auf der y-Achse und das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis auf der
x-Achse aufgetragen sind, zu einem vorgegebenen Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis graphisch
bestimmt wird (Bereich A). Das entsprechende Diagramm ist in Figur 1 dargestellt,
Bereich A ergibt sich durch eine Vereinigung der dargestellten Teilflächen "3", "4"
und "5" in Figur 1.
[0084] In einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt die
Bestimmung des WOP-Werts gemäß Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens innerhalb
einer Fläche aufgespannt durch gerade Verbindungsstrecken zwischen den Punkten P12
(WGB 0,8, WOP 300) und P13 (WGB 0,8, WOP 800), P13 (WGB 0,8, WOP 800) und P21 (WGB
26, WOP 650), P21 (WGB 26, WOP 650) und P41 (WGB 74, WOP 590), P41 (WGB 74, WOP 590)
und P53 (WGB 150, WOP 520), P53 (WGB 150, WOP 520) und P52 (WGB 150, WOP 200), P52
(WGB 150, WOP 200) und P32 (WGB 50, WOP 200), P32 (WGB 50, WOP 200) und P33 (WGB 50,
WOP 300) sowie P33 (WGB 50, WOP 300) und P12 (WGB 0,8, WOP 300) in einem Koordinatensystem,
in dem der WOP-Wert auf der y-Achse und das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis (WGB)
auf der x-Achse aufgetragen sind (Bereich B). Das entsprechende Diagramm ist in Figur
1 dargestellt, Bereich B ist die dargestellte Teilfläche "5" ohne die Teilflächen
"3" und "4" in Figur 1.
[0085] Mit dem in Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens bestimmten WOP-Wert kann
dann erfindungsgemäß bestimmt werden, bei welcher Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre
T
Taupunkt, bei welcher mittleren Ofentemperatur T
Ofen und für welche Dauer t
Ofen Schritt (C) des erfindungsgemäßen Verfahrens durchgeführt wird.
[0086] Schritt (C) des erfindungsgemäßen Verfahrens umfasst das Behandeln des Stahlflachproduktes
bei einer mittleren Ofentemperatur T
Ofen (in K) für eine Dauer t
Ofen (in h), wobei die Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre T
Taupunkt (in K), die mittlere Ofentemperatur T
Ofen (in K) und die Dauer t
Ofen (in h) gemäß der folgenden Gleichung der allgemeinen Formel (1)

so eingestellt werden, dass sich der WOP-Wert in dem mithilfe von Figur 1 festgelegten
Intervall zwischen dem minimalen und dem maximalen WOP-Wert befindet.
[0087] Die Ofentemperatur T
Ofen (in K) ist die Temperatur, die im Mittel in dem Ofen, in dem Schritt (C) des erfindungsgemäßen
Verfahrens erfolgt, vorherrscht. Erfindungsgemäß kann T
Ofen jeden Wert annehmen, den ein Fachmann für geeignet hält. Bevorzugt beträgt in dem
erfindungsgemäßen Verfahren T
Ofen AC1 bis 1373 K, bevorzugt 1113 bis 1253 K, besonders bevorzugt 1133 bis 1223 K, ganz
besonders bevorzugt 1153 bis 1193 K, beträgt. Dabei bedeutet AC1 die erste Austenitisierungstemperatur,
die abhängig von der Legierungszusammensetzung ist.
[0088] Die Dauer t
Ofen (in h) ist die Zeit, über die die genannte Ofentemperatur T
Ofen in Schritt (C) vorherrscht. Erfindungsgemäß kann t
Ofen jeden Wert annehmen, den ein Fachmann für geeignet hält. In dem erfindungsgemäßen
Verfahren beschreibt t
Ofen insbesondere den Zeitraum, in dem das Stahlflachprodukt durch einen Durchlaufofen
bewegt wird oder in einem stationären Ofen verweilt. Bevorzugt beträgt in dem erfindungsgemäßen
Verfahren t
Ofen 0,04 bis 0,5 h, insbesondere mindestens 0,060 h, bevorzugt mindestens 0,067 h. Maximal
beträgt die t
Ofen bevorzugt 0,4 h, insbesondere maximal 0,25 h.
[0089] In einer Ausführungsform werden Ofentemperatur T
Ofen, Dauer t
Ofen und WOP-Wert verwendet, um mittels der Gleichung (1) die Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre
des Ofens T
Taupunkt zu berechnen und dann einzustellen. Die Taupunkttemperatur des Ofens T
Taupunkt (in K) beträgt beispielsweise 238,15 bis 308,15 K, bevorzugt 253,15 bis 293,15 K,
besonders bevorzugt 263,15 bis 283,15 K.
[0090] In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform werden Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre
des Ofens T
Taupunkt, Dauer t
Ofen und WOP-Wert verwendet, um mittels der Gleichung (1) die Ofentemperatur T
Ofen zu berechnen und dann einzustellen.
[0091] In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform werden Taupunkttemperatur der Ofenatmosphäre
des Ofens T
Taupunkt, Ofentemperatur T
Ofen und WOP-Wert verwendet, um mittels der Gleichung (1) die Dauer t
Ofen zu berechnen und dann einzustellen.
[0092] Schritt (C) des erfindungsgemäßen Verfahrens kann im Allgemeinen in jedem dem Fachmann
bekannten Ofen durchgeführt werden, beispielsweise Rollenherdöfen, Kammeröfen, Mehrlagenkammeröfen,
Hubbalkenöfen.
[0093] Schritt (D) des erfindungsgemäßen Verfahrens umfasst das Umformen des aufgeheizten
Stahlflachproduktes aus Schritt (C) in einem Formwerkzeug unter gleichzeitigem Abkühlen,
um das Blechformteil zu erhalten.
[0095] In Schritt (D) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird aus dem Stahlflachprodukt aus
Schritt (C) durch Umformen das gewünschte Blechformteil erhalten. Damit sich in dem
Blechformteil das gewünschte Härtegefüge, beispielsweise mindestens 80 % Martensit,
Rest Bainit, Ferrit und Restaustenit, ausbildet, erfolgt das Umformen unter gleichzeitigem
Abkühlen. Das Abkühlen in Schritt (C) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt dabei,
insbesondere über eine Dauer twz von mehr als 1 s, bevorzugt mit einer Abkühlgeschwindigkeit
r
WZ von 10 bis 1000 K/s, bevorzugt mindestens 27 K/s, insbesondere mindestens 30 K/s.
Maximal beträgt die Abkühlgeschwindigkeit bevorzugt bis zu 500 K/s. Die vorliegende
Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei das Abkühlen
in Schritt (D) bei einer Abkühlrate von 27 bis 500 K/s erfolgt.
[0096] Bevorzugt handelt es sich bei dem eingesetzten Stahlflachprodukt um ein Band, insbesondere
ein Warmband oder ein Kaltband, um ein Blech, d. h. ein Stück eines Warmbandes oder
eines Kaltbandes, oder um eine Platine aus einem Warmband oder eine Platine aus einem
Kaltband. Die vorliegende Erfindung betrifft bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren,
wobei das Stahlflachprodukt eine Platine aus einem Warmband oder eine Platine aus
einem Kaltband ist.
[0098] Verfahren zur Herstellung eines entsprechenden beschichteten Stahlflachproduktes
sind dem Fachmann an sich bekannt, beispielsweise kann die Beschichtung mit dem Korrosionsschutzüberzug
durch eine Feuerbeschichtung, eine elektrolytische Beschichtung oder mittels eines
Stückbeschichtungsprozesses erfolgen. Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt
das erfindungsgemäße Verfahren, wobei die Beschichtung durch eine Feuerbeschichtung,
eine elektrolytische Beschichtung oder mittels eines Stückbeschichtungsprozesses erfolgt.
[0099] Vorzugsweise erfolgt das Aufbringen der Aluminium-Silizium-Eisen-Legierung mittels
eines kontinuierlichen Feuerbeschichtungsprozesses. Vorzugsweise liegt bei der Beschichtung
die Temperatur des Aluminium-Schmelzbades zwischen 660 °C und 720 °C.
[0100] Silizium in der Beschichtung wirkt als Diffusionsblocker und dient der Beruhigung
des Schmelzenbades beim Aufbringen des aus der Aluminium-Legierung gebildeten Überzuges
mittels Feuerbeschichtung.
[0101] Bei einer bevorzugten Ausgestaltung des Verfahrens erfolgt die Behandlung in Schritt
(C) derart, dass am Ende von Schritt (C) zumindest teilweise im Stahlflachprodukt
die AC3 Temperatur des Stahlflachproduktes überschritten ist. Unter teilweisem Überschreiten
einer Temperatur (hier AC3) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, 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 ferritischen
ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen
sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in das
Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie angelassenem Bainit, angelassenem
Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem
Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem
niedrigeren Temperaturniveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr
gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile,
die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem
Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur niedriger bleibt, entsteht im Zuge
der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Martensit, so dass das Gefüge
dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, in denen ein martensitisches
Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils geformten Blechformteil gezielt ein
weicherer Bereich eingestellt werden, indem beispielsweise eine für den jeweiligen
Verwendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils
eine maximierte Festigkeit besitzen.
[0102] Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht
werden, dass die zumindest teilweise im Stahlflachprodukt in Schritt (C) erreichte
Temperatur bevorzugt zwischen Ac3 und 1000 °C, besonders bevorzugt zwischen 880 °C
und 950 °C liegt.
[0103] Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von
HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH,
Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel

mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt,
%Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni =jeweiliger Ni-Gehalt
und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
[0104] Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass
das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt (C) vollständig auf die genannten Temperaturen
durcherwärmt wird. Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die normierte
mittlere Aufheizung Θ
norm mindestens 5 Kmm/s, insbesondere mindestens 8 Kmm/s, bevorzugt mindestens 10 Kmm/s.
Maximal beträgt die normierte mittlere Aufheizung 15 Kmm/s, insbesondere maximal 14
Kmm/s, bevorzugt maximal 13 Kmm/s.
[0105] Unter der mittleren Aufheizung Θ ist dabei das Produkt aus mittlerer Aufheizgeschwindigkeit
in Kelvin pro Sekunde von 30°C auf 700°C und Blechdicke in Millimetern zu verstehen.
[0106] Bei der normierten mittleren Aufheizung wird dieses Produkt Θ um die vorliegende
Ofentemperatur T
Ofen im Verhältnis zu einer Referenz-Ofentemperatur T
Ofen, Referenz von 900°C=1173,15 K in der folgenden Weise normiert:

dabei sind die Ofentemperaturen jeweils in Kelvin einzusetzen.
[0107] Zwischen Schritt (C) und Schritt (D) wird der Transfer des austenitisierten Stahlflachproduktes
von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Formwerkzeug innerhalb
einer Transferzeit (t
Trans) von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart
schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung
zu vermeiden.
[0108] Das Formwerkzeug 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 T
WZ 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 T
Ziel liegt. Die Verweilzeit im Werkzeug twz beträgt bevorzugt mindestens 2 s, insbesondere
mindestens 3 s, besonders bevorzugt mindestens 5 s. Maximal beträgt die Verweilzeit
im Werkzeug bevorzugt 25 s, insbesondere maximal 20 s, bevorzugt maximal 15 s, insbesondere
maximal 12 s.
[0109] Die Zieltemperatur T
Ziel des Blechformteils liegt zumindest teilweise unterhalb 400 °C, bevorzugt unterhalb
300 °C, insbesondere unterhalb von 250 °C, bevorzugt unterhalb von 200 °C, besonders
bevorzugt unterhalb von 180 °C, insbesondere unterhalb von 150 °C. Alternativ liegt
die Zieltemperatur T
Ziel des Blechformteils besonders bevorzugt unter Ms-50 °C, wobei Ms die Martensitstarttemperatur
bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindestens
20 °C, besonders bevorzugt mindestens 50 °C.
[0110] Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden
Stahls ist gemäß der Formel:

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.
[0111] Die AC1-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben
liegenden Stahls ist gemäß den Formeln:

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).
[0112] Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Anschluss an Schritt (D) erfolgt ein Abkühlen
des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100 °C innerhalb
einer Abkühldauer t
AB von 0,5 bis 600 s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
[0113] In einer bevorzugen Weiterbildung des Verfahrens weist das Stahlflachprodukt eine
hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10,0 %, insbesondere mindestens 11,0 %, bevorzugt
mindestens 11,5%, insbesondere mindestens 12,0 % auf.
[0114] Weiterhin weist die Streckgrenze eines besonders ausgebildeten Stahlflachprodukts
einen kontinuierlichen Verlauf oder nur eine geringe Ausprägung auf. Kontinuierlicher
Verlauf bedeutet im Sinne der Anmeldung, dass keine ausgeprägte Streckgrenze vorliegt.
Eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf kann auch als Dehngrenze Rp0,2 bezeichnet
werden. Unter einer Streckgrenze mit geringer Ausprägung wird vorliegend eine ausgeprägte
Streckgrenze verstanden, bei welcher die Differenz ΔRe zwischen oberem Streckgrenzenwert
ReH und unterem Streckgrenzenwert ReL höchstens 45 MPa beträgt. Es gilt:

[0115] Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen,
für die die Differenz ΔRe höchstens 25 MPa beträgt.
[0116] Ein speziell weitergebildetes Stahlflachprodukt weist eine Bruchdehnung A80 von mindestens
15 %, insbesondere mindestens 18 %, bevorzugt mindestens 19 %, besonders bevorzugt
mindestens 20 % auf.
[0117] Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Blechformteil hergestellt durch eines
der vorgenannten Verfahren umfassend ein Stahlsubstrat aus Stahl, der neben Eisen
und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: |
0,06-0,5%, |
Si: |
0,05-0,6%, |
Mn: |
0,4-3,0%, |
Al: |
0,06-1,0%, |
Nb: |
0,001-0,2%, |
Ti: |
0,001-0,10 % |
B: |
0,0005-0,01% |
P: |
≤0,03 %, |
S: |
≤0,02 %, |
N: |
≤0,02 %, |
sowie optional einem oder mehreren der Elemente "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in folgenden
Gehalten
Cr: |
0,01-1,0%, |
Cu: |
0,01 -0,2%, |
Mo: |
0,002-0,3%, |
Ni: |
0,01-0,5% |
V: |
0,001-0,3% |
Ca: |
0,0005-0,005% |
W: |
0,001-1,0% |
besteht,
wobei das Stahlsubstrat auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug auf
Aluminium-Basis aufweist und wobei der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff H
diff bis 0,4 ppm beträgt.
[0118] Die bezüglich des erfindungsgemäßen Verfahrens genannten Details und bevorzugten
Ausführungsformen gelten für das erfindungsgemäße Blechformteil entsprechend.
[0119] Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blechformteils eine Legierungsschicht
und eine Al-Basisschicht. Beim Blechformteil wird die Legierungsschicht auch häufig
als Interdiffusionsschicht bezeichnet.
[0120] Die Dicke des Korrosionsschutzüberzuges beträgt bevorzugt mindestens 10 µm, besonders
bevorzugt mindestens 20 µm, insbesondere mindestens 30 µm.
[0121] Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 30 µm, besonders bevorzugt
kleiner 20 µm, insbesondere kleiner 16 µm, besonders bevorzugt kleiner 12 µm. Die
Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug
und Legierungsschicht.
[0122] Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar
an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35 -
90 Gew.-% Fe, 0,1 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren
Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und
als Rest Aluminium. Durch das weitere Eindiffundieren von Eisen in die Legierungsschicht
sind die Anteile von Si und Mg entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in
der Schmelze des Schmelzbades.
[0123] Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
[0124] Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Blechformteils
und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Blechformteils
aus 35 - 55 Gew.-% Fe, 0,4 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen
weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt
sind, und als Rest Aluminium.
[0125] Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen
Elementgehalte um nicht mehr als 10% variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht
weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen
sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % weniger beträgt als
der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete,
deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt
der Al-Basisschicht.
[0126] 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.
[0127] 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.
[0128] Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Blechformteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug
angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der AI-Basisschicht
und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
[0129] Die Oxidschicht des Blechformteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus
Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid
ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und /
oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der
nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht
aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
[0130] Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens
100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 µm, insbesondere maximal 2 µm.
[0131] Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein
Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80 % Martensit, bevorzugt zumindest teilweise
mehr als 90 % Martensit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95 %, besonders
bevorzugt zumindest teilweise mehr als 98 % auf. Unter teilweise aufweisen ist in
diesem Zusammenhang zu verstehen, dass es Bereiche des Blechformteils gibt, die das
genannte Gefüge aufweisen. Zusätzlich kann es auch Bereiche des Blechformteils geben,
die ein anderes Gefüge aufweisen. Das Blechformteil weist also abschnittsweise oder
bereichsweise das genannte Gefüge auf.
[0132] Durch den hohen Martensitgehalt lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen
erreichen.
[0133] Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante weist das Blechformteil zumindest teilweise
eine Härte nach Vickers von mindestens 340 HV, bevorzugt mindestens 400 HV, insbesondere
mindestens 500 HV auf.
[0134] Bei einer alternativen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein
Gefüge mit einem 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 verbesserten Umformverhalten.
So weist ein entsprechendes Blechformteil bevorzugt eine Bruchdehnung A30 in einem
Bereich von 8 % bis 25 %, bevorzugt zwischen 10 % und 22 %, insbesondere zwischen
12 % und 20 % auf.
[0135] Das Blechformteil weist in einer weitergebildeten Variante zumindest teilweise eine
Streckgrenze von mindestens 750 MPa, insbesondere mindestens 950 MPa, bevorzugt mindestens
1100 MPa, insbesondere mindestens 1250 MPa.
[0136] Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine
Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, bevorzugt
mindestens 1300 MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa auf.
[0137] Insbesondere weist das das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80
von mindestens 4 %, bevorzugt mindestens 5 %, besonders bevorzugt mindestens 6 % auf.
[0138] Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante zumindest teilweise einen
Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens
50° aufweisen. Unter dem Biegewinkel ist hier der hinsichtlich der Blechdicke korrigierte
Biegewinkel zu verstehen. Der korrigierte Biegewinkel ergibt sich aus dem ermittelten
Biegewinkel im Kraftmaximum (gemessen nach VDA-Norm 238-100) (auch als maximaler Biegewinkel
bezeichnet) aus der Formel

wobei die Blechdicke in mm in die Formel einzusetzen ist. Dies gilt für Blechdicken
größer 1,0 mm. Bei Blechdicken kleiner 1,0 mm entspricht der korrigierte Biegewinkel
dem ermittelten Biegewinkel.
[0139] 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 unterschiedliche Wärmebehandlungen erfahren können. Beispielsweise
können einzelne Bereiche schneller abgekühlt werden als andere, wodurch sich in den
schneller abgekühlten Bereichen beispielswiese mehr Martensit bildet. Daher stellen
sich auch unterschiedliche mechanische Eigenschaften in den verschiedenen Bereichen
ein.
[0140] Die genannten mechanischen Kennzahlen haben sich als besonders vorteilhaft erwiesen,
um den Einsatz in einem Automobil mit guter Crashperformance zu gewährleisten.
[0141] Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Blechformteil feine Ausscheidungen im
Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, auf.
[0142] Unter feinen Ausscheidungen werden im Sinne dieser Anmeldung alle Ausscheidungen
mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden
als grobe Ausscheidungen bezeichnet.
[0143] Bei einer bevorzugten Ausgestaltung beträgt der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen
maximal 11 nm, bevorzugt maximal 10 nm.
[0144] Bei einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung weist das Blechformteil weitgehend feine
Ausscheidungen im Gefüge auf. Im Sinne dieser Anmeldung ist unter weitgehend feinen
Ausscheidungen zu verstehen, dass mehr als 80 %, bevorzugt mehr als 90 %, aller Ausscheidungen
feine Ausscheidungen sind. Das heißt, dass mehr als 80%, bevorzugt mehr als 90 %,
aller Ausscheidungen einen Durchmesser haben, der kleiner ist als 30 nm.
[0145] Die feinen Ausscheidungen bedingen ein besonders feines Gefüge mit kleinen Korndurchmessern.
Durch das feine Gefüge ist dieses homogener. Es ergibt sich eine Verbesserung der
mechanischen Eigenschaften, insbesondere eine geringere Rissempfindlichkeit und damit
verbesserte Biegeeigenschaften und eine höhere Bruchdehnung. Hierdurch stellt sich
auch eine bessere Zähigkeit mit ausgeprägterem Brucheinschürverhalten ein.
[0146] Bei Poren handelt es sich um Hohlräume, die aus verschiedenen Gründen innerhalb der
Legierungsschicht entstehen könnten. Ein Mechanismus ist die Bildung Eisen-Aluminidverbindungen
mit höherer Dichte über eine mehrstufige Phasentransformation (Fe2Al5→Fe2Al→FeAl→Fe3Al)
gebildet. Die Ausbildung von solchen dichteren Phasen ist mit einem höheren Aluminiumverbrauch
als bei weniger dichten Phasen verbunden. Dieser lokal höhere Aluminiumverbrauch führt
zur Entstehung von Poren (Leerstellen) in der erhaltenen Phase. Bevorzugt bilden sich
diese Poren in der Legierungsschicht im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und
Korrosionsschutzüberzug, wo der Anteil des zur Verfügung stehenden Aluminiums stark
durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates geprägt ist. Es kann insbesondere zu
einer Ansammlung von Poren in Form eines Bandes in der Legierungsschicht im Übergangsbereich,
das heißt im substratnahen Drittel der Legierungsschicht, kommen.
[0147] Durch die Reduzierung der Porenfläche können vielfältige Probleme reduziert oder
verhindert werden:
Durch die Poren ist die mechanische Integrität in diesem Bereich reduziert. Es kann
schneller zu Schichtablösung bei korrosiver Beanspruchung. Zudem reduziert sich die
übertragbare Kraft an der Verbindungsstelle zweier Bauteile nach Verkleben oder Verschweißen.
Mit der erfindungsgemäß erzielten Verminderung der Anzahl an Poren ist dagegen beim
Verkleben die Fläche, über die die Kräfte der Klebeverbindung übertragen werden, um
über 60 % erhöht. Folglich ist damit das Risiko eines Delaminationsbruchs entsprechend
reduziert.
[0148] Die Poren führen zu veränderten Strombahnen im Material beim Widerstandpunktschweißen,
die die Schweißeignung negativ beeinflussen und so den Schweißbereich reduzieren.
Durch die Verminderung der Poren kann somit ein erhöhter Schweißbereich und damit
eine stabile Weiterverarbeitung des Blechbauteils ermöglicht werden.
[0149] Bereits die Poren selbst erleichtern die Risseinleitung und Rissausbreitung beim
statischen und dynamischen Biegen. Durch die Verminderung der Porenfläche lässt sich
folglich ein höherer Biegewinkel realisieren.
[0150] Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil
für den Automobilsektor, insbesondere um ein Karrosserieteil, insbesondere eine Stoßstangenträger/-
verstärkung, Türverstärkung, B-Säulen-Verstärkung, A-Säulen-Verstärkung, Dachrahmen
oder ein Schweller. Die Erfindung betrifft daher auch die Verwendung eines vorbeschriebenen
Blechformteils im Automobilsektor, insbesondere als Stoßstangenträger/-verstärkung,
Türverstärkung, B-Säulen-Verstärkung, A-Säulen-Verstärkung, Dachrahmen oder Schweller.
Figuren
[0151] Figur 1 zeigt ein Diagramm, in dem der WOP-Wert über dem Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis
aufgetragen ist. Darin bedeuten
- 1
- WOP-Wert (wasserstoffbezogener Ofenparameter-Wert)
- 2
- WGB (Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis)
- 3
- Teilfläche "3"
- 4
- Teilfläche "4"
- 5
- Teilfläche "5"
Beispiele
[0152] Die nachfolgenden Ausführungsbeispiele dienen der näheren Erläuterung der Erfindung.
[0153] Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür
wurden in konventioneller Weise Stahlbänder (d.h. Stahlflachprodukte) mit den in
Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erzeugt. Leerstellen in
Tabelle 1 bedeuten, dass das jeweilige Element nicht bewusst hinzulegiert wurde. Als unvermeidbare
Verunreinigung kann das Element jedoch dennoch vorhanden sein. Bei den Stahlzusammensetzungen
D, E und F handelt es sich um Referenzbeispiele, die nicht erfindungsgemäß sind.
[0154] Die so erzeugten Stahlbänder wurden in konventioneller Weise schmelztauchbeschichtet,
wobei die in
Tabelle 2 angegebenen Schmelzen zum Einsatz kamen.
Tabelle 2 gibt jeweils die Schichtdicke des Korrosionsschutzüberzuges auf einer Seite an, wobei
Ober- und Unterseite beschichtet vorlagen.
[0155] Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 3,3
mm.
[0156] Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden für ein Stahlband je Stahlsorte gemäß
DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) Proben quer zur Walzrichtung entnommen.
Die Proben wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) einer Zugprüfung
unterzogen. In
Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Zugprüfung am Stahlflachprodukt angegeben. Im Rahmen der
Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte ermittelt: die Streckgrenzenart, sowie
bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer
ausgeprägten Streckgrenze die Werte für die untere Streckgrenze ReL und die obere
Streckgrenze ReH, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Bruchdehnung
A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze Rp oder eine nur geringfügig
ausgeprägte Streckgrenze mit einem Unterschied ΔRe zwischen oberer und unterer Streckgrenze
von höchstens 45 MPa und einer Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10 % auf. Dabei
liegt bei der Stahlsorte D eine ausgeprägte Streckgrenze Re vor und für alle anderen
Proben eine kontinuierliche Streckgrenze Rp. Für die Stahlsorte D ist in der
Tabelle 3 die untere Streckgrenze ReL und die obere Streckgrenze ReH angegeben. Für alle anderen
Stahlsorten ist die Dehngrenze Rp0,2 angegeben. Neben den mechanischen Kennwerten
wurde der Gehalt an diffusiblem Wasserstoff H
diff innerhalb von 48 Stunden nach Aufbringen des Korrosionsschutzüberzuges bestimmt.
Die Ergebnisse sind ebenfalls in
Tabelle 3 angegeben.
[0157] Insgesamt wurden 20 Stahlbänder aus den Stahlsorten A-J erzeugt und mit einem Korrosionsschutzüberzug
versehen. Anschließend wurden die Stahlbänder bereichsweise abgewalzt mit dem in
Tabelle 5 angegebenen Abwalzgrad auf eine Blechdicke nach Abwalzen, die in
Tabelle 6 angegeben ist.
[0158] Von insgesamt 20 erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden,
die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Aus den Zuschnitten (Formplatinen)
wurden entsprechende Stahlbauteile 1 bis 20 warmpressgeformt. An ebenen Stellen dieser
Bauteile wurden die Proben für die Schilffe und mechanischen Prüfungen entnommen.
In den
Tabellen 4 und 5 ist eingetragen, welche Stahlsorte in welcher Dicke und mit welcher Beschichtung
weiterverarbeitet und untersucht wurde. In
Tabelle 5 ist der Abwalzgrad als einheitenlose Zahl angegeben, wie er auch in die Formel (3)
eingesetzt wird. Die Angabe in Prozent ergibt sich daraus in gewohnter Weise (d. h.
0,49 entspricht 49%). Bei der Weiterverarbeitung sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung,
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 T
Ofen erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst,
ist mit t
Ofen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre ist mit T
Taupunkt bezeichnet. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen
und innerhalb einer Transferzeit 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 zwischen 5 und 13 s. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil
umgeformt worden, wobei die Blechformteile im Werkzeug mit einer Abkühlgeschwindigkeit
r
WZ abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit twz bezeichnet. Abschließend
sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In den
Tabellen 4 und 5 sind für verschiedene Varianten die genannten Parameter angegeben.
Tabelle 5 zeigt insbesondere das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis (WGB), wie er sich aus dem
Abwalzgrad und der Blechdicke nach dem Abwalzen ergibt, und WOP-Wert ("wasserstoffbezogener
Ofenparameter"), der aus dem Taupunkt, der Ofentemperatur und der Gesamtdauer im Ofen
gemäß der Formel ermittelt wurde. In allen Fällen liegen die Punkte (WGB, WOP) innerhalb
der Fläche aufgespannt durch gerade Verbindungsstrecken zwischen den Punkten P11 (WGB
0,8, WOP 100) und P13 (WGB 0,8, WOP 800), P13 (WGB 0,8, WOP 800) und P21 (WGB 26,
WOP 650), P21 (WGB 26, WOP 650) und P41 (WGB 74, WOP 590), P41 (WGB 74, WOP 590) und
P53 (WGB 150, WOP 520), P53 (WGB 150, WOP 520) und P51 (WGB 150, WOP 100) sowie P51
(WGB 150, WOP 100) und P11 (WGB 0,8, WOP 100) in einem Koordinatensystem, in dem der
WOP-Wert auf der y-Achse und das Abwalzgrad-Blechdickenverhältnis auf der x-Achse
aufgetragen sind. Der Versuch 11 liegt innerhalb der Teilfläche 3 und damit im Bereich
A. Alle weiteren Versuche liegen innerhalb der Teilfläche 5 und damit sowohl im Bereich
A als auch im bevorzugten Bereich B. Im Ergebnis beträgt auch Gehalt an diffusiblem
Wasserstoff H
diff in allen Fällen maximal 0,4 ppm.
[0159] Tabelle 6 zeigt weitere mechanische Eigenschaften des so erhaltenen Blechformteils. Die Messungen
wurden dabei ohne eine KTL-Beschichtung durchgeführt. Gemäß DIN EN ISO 6892-1 Probenform
2 (Anhang B Tab. B1) wurden Streckgrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung A80 bestimmt.
Die Ausgangsmesslänge betrug 80mm. Die Proben wurden quer zur Walzrichtung entnommen.
Zudem wurde gemäß der VDA-Norm 238-100 der Biegewinkel im Kraftmaximum ermittelt und
anschließend in der beschriebenen Weise auf die Blechdicke korrigiert. Die Proben
für die Messung des Biegewinkels wurden ebenfalls quer zur Walzrichtung entnommen.
Zudem wurde gemäß DIN EN ISO 6507 (2018.07) die Vickershärte bestimmt.
Tabelle 1 (Stahlsorten)
Stahl |
C |
Si |
Mn |
Al |
Cr |
Nb |
Ti |
B |
P |
S |
N |
Sn |
As |
Cu |
Mo |
Ca |
Ni |
Al/Nb |
A |
0,22 |
0,145 |
1,1 |
0,18 |
0,2 |
0,032 |
0,017 |
0,0024 |
0,004 |
0,0007 |
0,0034 |
|
|
|
|
|
0,03 |
5,6 |
B |
0,35 |
0,16 |
1,1 |
0,21 |
0,118 |
0,026 |
0,0096 |
0,0025 |
0,005 |
<0,0005 |
0,0035 |
0,005 |
0,003 |
0,019 |
0,005 |
0,001 |
0,032 |
8,1 |
C |
0,131 |
0,20 |
1,17 |
0,13 |
0,21 |
0,021 |
0,004 |
0,0021 |
0,011 |
0,005 |
0,0059 |
|
|
0,04 |
0,025 |
0,0012 |
0,06 |
6,2 |
D* |
0,087 |
0,12 |
1,52 |
0,05 |
0,1 |
0,04 |
0,008 |
0,0010 |
0,015 |
0,003 |
0,009 |
0,02 |
|
0,1 |
0,05 |
|
0,034 |
1,3 |
E* |
0,235 |
0,3 |
1,3 |
0,05 |
0,28 |
0,003 |
0,040 |
0,0035 |
0,02 |
0,003 |
0,007 |
0,03 |
0,01 |
0,03 |
0,03 |
0,005 |
0,025 |
16,7 |
F* |
0,37 |
0,3 |
1,4 |
0,05 |
0,18 |
0,003 |
0,040 |
0,0035 |
0,015 |
0,003 |
0,007 |
0,03 |
0,01 |
0,05 |
0,035 |
0,003 |
0,03 |
16,7 |
G |
0,15 |
0,3 |
1,15 |
0,1 |
0,3 |
0,028 |
0,015 |
0,0030 |
0,015 |
0,005 |
0,0060 |
0,03 |
0,01 |
0,12 |
0,05 |
0,003 |
0,027 |
3,6 |
H |
0,165 |
0,45 |
2,4 |
0,75 |
0,75 |
0,03 |
0,035 |
0,002 |
0,02 |
0,003 |
0,005 |
0,03 |
0,01 |
0,1 |
|
|
0,048 |
25,0 |
I |
0,46 |
0,20 |
0,80 |
0,20 |
0,12 |
0,03 |
0,010 |
0,0025 |
0,005 |
0,0005 |
0,0035 |
0,005 |
0,003 |
0,019 |
0,005 |
0,001 |
0,019 |
6,7 |
J |
0,23 |
0,17 |
0,6 |
0,07 |
0,25 |
0,005 |
0,021 |
0,0007 |
0,006 |
0,0007 |
0,0034 |
0,015 |
0,006 |
0,041 |
0,01 |
0,001 |
0,03 |
14,0 |
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-%;
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele |
Tabelle 2 (Beschichtungsvarianten)
Beschichtungs -variante |
Schmelzenanalyse |
Schichtdicke (einseitig) [µm] |
Si |
Fe |
Mg |
Sonstige |
Al |
α |
9,5 |
3 |
0,3 |
<1% |
Rest |
10 |
β |
8 |
3,5 |
0,5 |
<1% |
Rest |
40 |
γ |
10 |
3 |
<0,01 |
<1% |
Rest |
25 |
δ |
8,2 |
3,8 |
0,25 |
<1% |
Rest |
27 |
ε |
10,5 |
3,1 |
0,33 |
<1% |
Rest |
30 |
φ |
8,1 |
3,9 |
<0,01 |
<1% |
Rest |
25 |
Tabelle 3 (Stahlflachprodukt)
Versuc h Nr. |
Sta hl |
Dicke des Stahlbande s [mm] |
Beschichtung s-variante |
Rp0, 2 oder ReL [MPa ] |
ReH [MPa ] |
Rm [MPa ] |
Bruchdehnu ng A80 [%] |
Gleichmaßdehnu ng Ag [%] |
Hdiff in ppm nach Beschichtu ng |
1 |
A |
1,5 |
δ |
469 |
|
645 |
19 |
12 |
0,15 |
2 |
C |
2,9 |
ε |
426 |
444 |
585 |
18 |
12 |
0,25 |
3 |
B |
1,4 |
φ |
492 |
|
689 |
18 |
12 |
0,05 |
4 |
A |
1,5 |
α |
460 |
|
639 |
20 |
13 |
0,05 |
5* |
D |
2,6 |
γ |
429 |
449 |
551 |
21 |
14 |
0,3 |
6 |
C |
2,1 |
β |
449 |
|
617 |
17 |
12 |
0,05 |
7 |
B |
1,5 |
γ |
483 |
|
676 |
19 |
12 |
0,06 |
8 |
C |
3,0 |
δ |
421 |
|
578 |
18 |
13 |
0,2 |
9 |
B |
2,6 |
δ |
489 |
501 |
679 |
19 |
12 |
0,08 |
10 |
G |
1,6 |
ε |
435 |
|
598 |
17 |
12 |
0,08 |
11 |
I |
1,6 |
φ |
514 |
|
720 |
17 |
11 |
0,08 |
12 |
J |
1,6 |
α |
456 |
|
639 |
19 |
12 |
0,2 |
13* |
E |
1,7 |
α |
471 |
|
644 |
19 |
12 |
0,21 |
14 |
H |
3,3 |
β |
471 |
|
642 |
20 |
12 |
0,25 |
15 |
G |
2,0 |
γ |
426 |
433 |
572 |
18 |
13 |
0,11 |
16 |
C |
2,3 |
δ |
412 |
|
572 |
18 |
12 |
0,12 |
17 |
A |
1,6 |
ε |
474 |
|
639 |
19 |
12 |
0,15 |
18 |
B |
1,5 |
φ |
501 |
|
707 |
18 |
12 |
0,08 |
19* |
D |
2,6 |
φ |
439 |
|
557 |
21 |
14 |
0,2 |
20* |
F |
2,0 |
β |
494 |
|
700 |
18 |
11 |
0,4 |
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele |
Tabelle 4 (Parameter Warmumformung)
Versuch Nr. |
Stahl |
Dicke des Stahlbandes [mm] |
Beschichtungsvariante |
Mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen [K/s] |
normierte mittlere Aufheizung Θnorm [Kmm/s] |
Transferzeit tTrans [s] |
Werkzeugtemperatur Twz [°C] |
Schließdauer Werkzeug twz [S] |
Abkühlgeschwindigkeit rwz [K/s] |
TZiel [°C] |
1 |
A |
1,5 |
δ |
11,2 |
9,2 |
7 |
30 |
3 |
197 |
150 |
2 |
C |
2,9 |
ε |
7,5 |
11,9 |
10 |
60 |
6 |
87 |
220 |
3 |
B |
1,4 |
φ |
16,7 |
10,1 |
5 |
40 |
5 |
141 |
100 |
4 |
A |
1,5 |
α |
10,3 |
11,5 |
8 |
50 |
6 |
108 |
150 |
5* |
D |
2,6 |
γ |
9,5 |
12,1 |
7 |
40 |
6 |
102 |
180 |
6 |
C |
2,1 |
β |
10,5 |
12,9 |
10 |
20 |
5 |
104 |
220 |
7 |
B |
1,5 |
γ |
8,7 |
11,4 |
7 |
50 |
8 |
65 |
260 |
8 |
C |
3,0 |
δ |
6,1 |
11,7 |
9 |
30 |
8 |
76 |
110 |
9 |
B |
2,6 |
δ |
10,2 |
12,2 |
8 |
50 |
7 |
90 |
220 |
10 |
G |
1,6 |
ε |
10,2 |
12,6 |
7 |
50 |
10 |
61 |
150 |
11 |
I |
1,6 |
φ |
9,7 |
12,6 |
7 |
40 |
15 |
44 |
150 |
12 |
J |
1,6 |
α |
10,0 |
11,6 |
7 |
50 |
10 |
61 |
150 |
13* |
E |
1,7 |
α |
11,2 |
11,0 |
5 |
20 |
6 |
107 |
150 |
14 |
H |
3,3 |
β |
5,5 |
10,7 |
5 |
80 |
8 |
73 |
250 |
15 |
G |
2,0 |
γ |
5,2 |
10,8 |
6 |
20 |
7 |
93 |
130 |
16 |
C |
2,3 |
δ |
9,5 |
12,9 |
13 |
30 |
10 |
66 |
70 |
17 |
A |
1,6 |
ε |
14,1 |
11,7 |
8 |
20 |
5 |
146 |
70 |
18 |
B |
1,5 |
φ |
11,8 |
11,6 |
7 |
40 |
4 |
174 |
70 |
19* |
D |
2,6 |
φ |
8,2 |
12,5 |
8 |
80 |
15 |
35 |
240 |
20* |
F |
2,0 |
β |
7,8 |
12,2 |
10 |
20 |
11 |
44 |
240 |
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele Angaben teilweise gerundet |
Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)
Versuch Nr. |
Stahl |
Beschic htungsvariante |
Blechd icke h0 [mm] |
Abwalzgrad |
Blechdicke (nach Abwalzen) h1 [mm] |
WGB |
TOfen [K] |
tOfen [h] |
TTaupunkt [K] |
Hdiff [ppm] |
WOP-Wert |
Bereich |
1 |
A |
δ |
1,5 |
0,49 |
0,77 |
80,0 |
1153,15 |
0,050 |
268,15 |
0,22 |
264 |
B |
2 |
C |
ε |
2,9 |
0,45 |
1,60 |
61,0 |
1173,15 |
0,100 |
268,15 |
0,28 |
286 |
B |
3 |
B |
φ |
1,4 |
0,49 |
0,71 |
81,3 |
1223,15 |
0,039 |
273,15 |
0,15 |
323 |
B |
4 |
A |
α |
1,5 |
0,2 |
1,20 |
30,1 |
1193,15 |
0,067 |
273,15 |
0,1 |
333 |
B |
5* |
D |
γ |
2,6 |
0,48 |
1,35 |
68,0 |
1193,15 |
0,083 |
268,15 |
0,15 |
281 |
B |
6 |
C |
β |
2,1 |
0,35 |
1,37 |
49,8 |
1203,15 |
0,083 |
270,15 |
0,32 |
305 |
B |
7 |
B |
γ |
1,5 |
0,15 |
1,28 |
22,5 |
1163,15 |
0,083 |
270,15 |
0,23 |
301 |
B |
8 |
C |
δ |
3 |
0,38 |
1,86 |
49,5 |
1163,15 |
0,100 |
288,15 |
0,2 |
554 |
B |
9 |
B |
δ |
2,6 |
0,49 |
1,33 |
69,7 |
1203,15 |
0,083 |
288,15 |
0,15 |
551 |
B |
10 |
G |
ε |
1,6 |
0,17 |
1,33 |
25,1 |
1193,15 |
0,083 |
273,15 |
0,15 |
340 |
B |
11 |
I |
φ |
1,6 |
0,13 |
1,39 |
19,3 |
1193,15 |
0,083 |
268,15 |
0,15 |
281 |
A |
12 |
J |
α |
1,6 |
0,23 |
1,23 |
34,1 |
1193,15 |
0,083 |
273,15 |
0,25 |
340 |
B |
13* |
E |
α |
1,7 |
0,38 |
1,05 |
57,7 |
1193,15 |
0,083 |
273,15 |
0,29 |
340 |
B |
14 |
H |
β |
3,3 |
0,49 |
1,68 |
65,3 |
1133,15 |
0,100 |
281,15 |
0,29 |
447 |
B |
15 |
G |
γ |
2 |
0,1 |
1,80 |
14,1 |
1133,15 |
0,100 |
280,15 |
0,15 |
433 |
B |
16 |
C |
δ |
2,3 |
0,3 |
1,61 |
41,0 |
1223,15 |
0,083 |
283,15 |
0,18 |
477 |
B |
17 |
A |
ε |
1,6 |
0,37 |
1,01 |
56,9 |
1233,15 |
0,067 |
282,15 |
0,18 |
456 |
B |
18 |
B |
φ |
1,5 |
0,3 |
1,05 |
45,9 |
1193,15 |
0,067 |
280,15 |
0,25 |
425 |
B |
19* |
D |
φ |
2,6 |
0,37 |
1,64 |
50,0 |
1193,15 |
0,067 |
278,15 |
0,08 |
397 |
B |
20* |
F |
β |
2 |
0,25 |
1,50 |
35,1 |
1163,15 |
0,100 |
278,15 |
0,42 |
408 |
B |
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele |
Tabelle 6 (Blechformteil)
Versuch Nr. |
Blechdicke nach Abwalzen h1 [mm] |
Streckgrenze [MPa] |
Zugfestigkeit[M Pa] |
A80 [%] |
Biegewinkel Kraftmaximum[°] |
Korrigierter Biegewinkel [°] |
Härte Vickers [HV] |
1 |
0,77 |
1005 |
1520 |
4,5 |
55,9 |
55,9 |
478 |
2 |
1,60 |
816 |
1140 |
6,0 |
68,5 |
86,5 |
356 |
3 |
0,71 |
1239 |
1904 |
4,1 |
45,5 |
45,5 |
617 |
4 |
1,20 |
1008 |
1511 |
4,7 |
54,1 |
59,3 |
478 |
5* |
1,35 |
657 |
936 |
8,1 |
83,9 |
97,6 |
285 |
6 |
1,37 |
833 |
1169 |
5,7 |
67,7 |
79,0 |
366 |
7 |
1,28 |
1247 |
1904 |
4,2 |
43,7 |
49,3 |
616 |
8 |
1,86 |
802 |
1124 |
6,3 |
68,2 |
93,0 |
346 |
9 |
1,33 |
1236 |
1890 |
4,1 |
43,5 |
50,1 |
617 |
10 |
1,33 |
853 |
1261 |
5,2 |
64,8 |
74,7 |
392 |
11 |
1,39 |
1362 |
2119 |
4,0 |
39,3 |
46,4 |
700 |
12 |
1,23 |
1013 |
1522 |
4,7 |
54,0 |
60,0 |
485 |
13* |
1,05 |
1047 |
1576 |
4,5 |
52,6 |
54,0 |
497 |
14 |
1,68 |
903 |
1339 |
5,2 |
58,2 |
75,6 |
422 |
15 |
1,80 |
852 |
1249 |
5,4 |
61,7 |
82,7 |
392 |
16 |
1,61 |
821 |
1176 |
5,9 |
66,5 |
84,3 |
363 |
17 |
1,01 |
1010 |
1515 |
4,6 |
54,9 |
55,1 |
479 |
18 |
1,05 |
1249 |
1894 |
4,0 |
44,4 |
45,5 |
617 |
19* |
1,64 |
398 |
504 |
20,1 |
136,8 |
175,0 |
253 |
20* |
1,50 |
1269 |
1929 |
4,1 |
42,0 |
51,4 |
635 |
* nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele |
Beispiel
[0160] Beispielhafte Bestimmung zulässiger Werte für T
Ofen, t
Ofen und T
Taupunkt zum Einhalten eines H
diff-Wertes von 0,4 ppm in hergestellten Bauteilen aus Stahlflachprodukten.
[0162] Für den WGB-Wert von 80,0 lässt sich ein bevorzugter WOP-Wert von 200 bis 584 aus
Figur 1 ablesen oder über die angegebenen Punkte berechnen. Nun lassen sich die drei
Parameter T
Ofen, t
Ofen und T
Taupunkt so festlegen, dass sich ein WOP Wert ergibt von: 200 ≤
WOP ≤ 584, beispielsweise:
TOfen = 880 °C = 1153,15 K;
tOfen = 180 s = 0,050 h; und
TTaupunkt = -5 °C = 268,15 K
⇔ 200 ≤ 264 ≤ 584
⇔ wahre Aussage
[0163] Da der errechnete WOP-Wert von 264 zwischen 200 und 584 liegt, lässt sich durch die
gewählten Parameter ein maximaler H
diff-Wert von 0,4 ppm im Bauteil einhalten.
Gewerbliche Anwendbarkeit
[0164] Das erfindungsgemäß hergestellte Blechformteil weist eine geringe Neigung zu wasserstoffinduzierten
Brüchen bei Lastspannungen auf und kann daher vorteilhaft im Automobilsektor, dem
Luftfahrzeugbau oder Schienenfahrzeugbau verwendet werden.