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EP4388140B1 - Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen - Google Patents

Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen Download PDF

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Publication number
EP4388140B1
EP4388140B1 EP22764727.8A EP22764727A EP4388140B1 EP 4388140 B1 EP4388140 B1 EP 4388140B1 EP 22764727 A EP22764727 A EP 22764727A EP 4388140 B1 EP4388140 B1 EP 4388140B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
sheet metal
temperature
metal part
content
flat steel
Prior art date
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Active
Application number
EP22764727.8A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP4388140C0 (de
EP4388140A1 (de
Inventor
Thomas Gerber
Janko Banik
Stefan Krebs
Bernd Linke
Cássia CASTRO MÜLLER
Tayfun DAGDEVIREN
Maria KÖYER
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority to EP24218825.8A priority Critical patent/EP4516955A3/de
Publication of EP4388140A1 publication Critical patent/EP4388140A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP4388140B1 publication Critical patent/EP4388140B1/de
Publication of EP4388140C0 publication Critical patent/EP4388140C0/de
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the invention relates to a sheet metal part with improved properties and a method for producing such a sheet metal part from a flat steel product.
  • the microstructure was determined on longitudinal sections that had been etched with 3% Nital (alcoholic nitric acid). The amount of retained austenite was determined by X-ray diffraction.
  • the sheet metal part consists of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities, is composed of (in % by weight) 0.10 - 0.30% C, 0.5 - 2.0% Si, 0.5 - 2.4% Mn, 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.5% Cr, 0.01 - 0.1% P and possibly other optional elements, in particular 0.005 - 0.1% Nb.
  • the sheet metal component comprises an anti-corrosion coating which contains aluminum.
  • EP 3 655 560 A1 discloses a method for producing a steel sheet suitable for a sheet metal molding.
  • the task was to further develop a flat steel product for hot forming in such a way that, in conjunction with an aluminum-based anti-corrosion coating, improved processing properties of the hot-formed sheet metal part could be achieved.
  • a process was to be specified with which such sheet metal parts could be manufactured in a practical manner.
  • the sheet metal part of the invention is set out in claim 1.
  • the method for producing the sheet metal part of the invention is set out in claim 8.
  • the steel substrate of the flat steel product according to the invention has an aluminum content of at least 0.06% by weight, preferably at least 0.07% by weight, in particular at least 0.08% by weight.
  • the aluminum content is preferably at least 0.10% by weight, particularly preferably at least 0.11% by weight, in particular at least 0.12% by weight, preferably at least 0.140% by weight, in particular at least 0.15% by weight, preferably at least 0.16% by weight.
  • the maximum aluminum content is 1.0% by weight, in particular a maximum of 0.8% by weight.
  • the aluminum content is at least 0.07 wt.%, in particular at least 0.08 wt.%, preferably at least 0.10 wt.%, particularly preferably at least 0.11 wt.%, in particular at least 0.12 wt.%, preferably at least 0.140 wt.%, in particular at least 0.15 wt.%, preferably at least 0.16 wt.%.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 0.50 wt.%, in particular a maximum of 0.35 wt.%, preferably a maximum of 0.25 wt.%, in particular a maximum of 0.24 wt.%.
  • the aluminum content is at least 0.50 wt.%, preferably at least 0.60 wt.%, preferably at least 0.70 wt.%.
  • the maximum aluminum content in this variant is a maximum of 1.0 wt.%, in particular a maximum of 0.9 wt.%, preferably a maximum of 0.80 wt.%.
  • Al is known to be added as a deoxidising agent in the production of steel. At least 0.01 wt.% Al is required to reliably bind the oxygen contained in the steel melt. Al can also be used to bind undesirable but unavoidable levels of N during production. Comparatively high aluminium contents have been avoided so far because the Ac3 temperature also shifts upwards with the aluminium content. This has a negative effect on austenitisation, which is important for hot forming. However, it has been shown that increased aluminium contents surprisingly lead to positive effects in conjunction with an aluminium-based anti-corrosion coating.
  • iron-aluminide compounds with a higher density are formed via a multi-stage phase transformation (Fe2Al5 ⁇ Fe2Al ⁇ FeAl ⁇ Fe3Al).
  • the formation of such denser phases is associated with a higher aluminum consumption than with less dense phases.
  • This locally higher aluminum consumption leads to the formation of pores (vacancies) in the resulting phase.
  • These pores preferably form in the transition area between the steel substrate and the anti-corrosion coating, where the proportion of available aluminum is strongly influenced by the aluminum content of the steel substrate. In particular, an accumulation of pores in the form of a band can occur in the transition area.
  • Al content is too high, especially if it exceeds 1.0 wt.% Al, there is a risk that Al oxides will form on the surface of a product made from steel alloyed according to the invention, which would impair the wetting behavior during hot-dip coating.
  • higher Al contents promote the formation of non-metallic Al-based inclusions, which, as coarse inclusions, have a negative effect on crash behavior.
  • the Al content is therefore preferably selected below the upper limits already mentioned.
  • the bending behavior of the sheet metal component is particularly supported by the niobium content ("Nb") according to the invention of at least 0.001% by weight.
  • the Nb content is preferably at least 0.005% by weight, in particular at least 0.010% by weight, preferably at least 0.015% by weight, particularly preferably at least 0.020% by weight, in particular at least 0.024% by weight, preferably at least 0.025% by weight.
  • the specified Nb content leads, particularly in the process described below for producing a flat steel product for hot forming with a corrosion protection coating, to a distribution of niobium carbonitrides, which leads to a particularly fine hardening structure during subsequent hot forming.
  • the coated flat steel product is kept in a temperature range of 400 °C and 300 °C for a certain time. In this temperature range, there is still a certain diffusion rate of carbon ("C") in the steel substrate, while the thermodynamic solubility is very low. Carbon therefore diffuses to lattice defects and collects there.
  • Lattice defects are caused in particular by dissolved niobium atoms, which expand the atomic lattice due to their significantly higher atomic volume and thus enlarge the tetrahedral and octahedral gaps in the atomic lattice, so that the local solubility of C is increased. Consequently, clusters of carbon and niobium are formed in the steel substrate, which then form in the subsequent austenitizing step during hot forming to form very fine precipitates and act as additional austenite nuclei. This results in a refined austenite structure with smaller austenite grains and thus also a refined hardening structure.
  • the refined ferritic structure in the interdiffusion layer helps reduce the tendency for cracks to initiate under bending loads.
  • the higher Nb content has another advantage. Surprisingly, it has been shown that the higher Nb content in the steel substrate leads to a shift in the electrochemical potential in the final sheet metal part towards a more positive (i.e. nobler) potential.
  • the Nb content in the interdiffusion layer has proven to be a good indicator of the shift in the electrochemical potential. If the Nb content in the interdiffusion layer is at least 0.010%, the potential is about 100-150 mV higher than in a comparison substrate with a lower Nb content.
  • the sheet metal part thus produced therefore has a higher corrosion resistance.
  • the Nb content is a maximum of 0.2 wt.%.
  • the Nb content is also preferably a maximum of 0.20 wt.%, in particular a maximum of 0.15 wt.%, preferably a maximum of 0.10 wt.%, in particular a maximum of 0.05 wt.%.
  • the formation of AIN is thermodynamically favoured compared to the formation of NbN or NbC.
  • the precipitation of AIN has a grain-refining effect in the austenite and thus improves toughness. Increasing Al/Nb ratios improve this effect.
  • the preferred ratio is Al/Nb >_ 2, especially >_ 3.
  • too high a ratio of Al/Nb means that the AlN formation is no longer as fine as it would be advantageous to, but increasingly coarser AlN particles appear, which reduces the grain refinement effect. It has been shown that this effect occurs earlier with low manganese contents than with higher ones. Manganese contents, since the AC3 temperature decreases with increasing manganese content.
  • the ratio Al/Nb is ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the ratio Al/Nb is ⁇ 28.0, in particular ⁇ 26.0, preferably ⁇ 24.0, particularly preferably ⁇ 22.0, preferably ⁇ 20.0, in particular ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • the ratio Al/Nb is ⁇ 18.0, in particular ⁇ 16.0, preferably ⁇ 14.0, particularly preferably ⁇ 12.0, in particular ⁇ 10.0, preferably ⁇ 9.0, in particular ⁇ 8.0, preferably ⁇ 7.0.
  • Carbon is contained in the steel substrate of the flat steel product in amounts of 0.06 - 0.5 wt.%. C contents adjusted in this way contribute to the hardenability of the steel by delaying the formation of ferrite and bainite and stabilizing the residual austenite in the structure. A C content of at least 0.06 wt.% is required to achieve sufficient hardenability and the associated high strength.
  • the C content can be set to 0.5 wt.%, preferably to a maximum of 0.5 wt.%, in particular to a maximum of 0.45 wt.%, preferably to 0.42 wt.%, particularly preferably 0.40 wt.%, preferably a maximum of 0.38 wt.%, in particular a maximum of 0.35 wt.%.
  • C contents of at least 0.10 wt.%, preferably 0.11 wt.%, in particular at least 0.13 wt.%, preferably at least 0.15 wt.% can be provided.
  • tensile strengths of the sheet metal part of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa can be reliably achieved after hot press forming.
  • the C content is at least 0.10 wt.%, preferably 0.11 wt.%, in particular at least 0.13 wt.%, preferably at least 0.15 wt.%.
  • the maximum C content in this variant is a maximum of 0.30 wt.%, in particular a maximum of 0.25 wt.%, preferably a maximum of 0.25 wt.%.
  • the C content is at least 0.25 wt.%, preferably at least 0.30 wt.%, in particular at least 0.32 wt.%.
  • the maximum C content in this variant is a maximum of 0.5 wt.%, in particular a maximum of 0.50 wt.%, preferably a maximum of 0.40 wt.%, preferably a maximum of 0.38 wt.%, in particular a maximum of 0.35 wt.%.
  • the C content is at least 0.30 wt.%, preferably at least 0.32 wt.%, in particular at least 0.33 wt.%, preferably at least 0.34 wt.%, preferably at least 0.35 wt.%, in particular at least 0.40 wt.%, preferably at most 0.44 wt.%.
  • the maximum C content in this variant is at most 0.5 wt.%, in particular at most 0.50 wt.%, preferably at most 0.48 wt.%.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product and the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables the use of ferro-silicon-manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs. From a Si content of 0.05 wt.%, a Hardening effect occurs. A significant increase in strength occurs from a Si content of at least 0.15 wt.%, in particular at least 0.20 wt.%. Si contents above 0.6 wt.% have a detrimental effect on the coating behavior, especially in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.50 wt.%, in particular at most 0.30 wt.% are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese acts as a hardening element by significantly delaying the formation of ferrite and bainite. At manganese contents of less than 0.4 wt. %, significant amounts of ferrite and bainite are formed during press hardening, even at very fast cooling rates, which should be avoided. Mn contents of at least 0.5 wt. %, in particular at least 0.7 wt. %, preferably at least 0.8 wt. %, in particular of at least 0.9 wt. %, preferably at least 1.00 wt. %, in particular at least 1.05 wt. %, particularly preferably of at least 1.10 wt.
  • Mn contents of more than 3.0 wt. % have a detrimental effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0 wt. %, preferably a maximum of 2.5 wt. %.
  • weldability is severely limited, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6 wt.% and in particular to 1.30 wt.%, preferably to 1.20 wt.%.
  • Mn contents of less than or equal to 1.6 wt.% are also preferred for economic reasons.
  • Titanium is a microalloying element which is added to contribute to grain refinement, whereby at least 0.001 wt.% Ti, in particular at least 0.004 wt.%, preferably at least 0.010 wt.% Ti, should be added for sufficient availability. From 0.10 wt.% Ti, the cold rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why higher Ti contents should be avoided.
  • the Ti content can preferably be limited to 0.08 wt.%, in particular to 0.038 wt.%, particularly preferably to 0.020 wt.%, in particular 0.015 wt.%. Titanium also has the effect of binding nitrogen and thus enabling boron to develop its strong ferrite-inhibiting effect. Therefore, in a preferred development, the titanium content is more than 3.42 times the nitrogen content in order to achieve sufficient binding of nitrogen.
  • B Boron
  • the B content is limited to at most 0.01 wt.%, preferably at most 0.0100 wt.%, preferably at most 0.0050 wt.%, in particular at most 0.0035 wt.%, in particular at most 0.0030 wt.%, preferably at most 0.0025 wt.%.
  • Phosphorus (“P”) and sulfur (“S”) are elements that are introduced into the steel as impurities by iron ore and cannot be completely removed in the large-scale steelworks process.
  • the P content and the S content should be kept as low as possible, since the mechanical properties such as the impact energy deteriorate with increasing P content or S content. From P contents of 0.05 wt.%, embrittlement of the martensite also begins to occur, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.03 wt.%, in particular a maximum of 0.02 wt.%.
  • the S content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.02 wt.%, preferably a maximum of 0.0010 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • N Nitrogen
  • the N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02% by weight. Nitrogen is particularly harmful to alloys that contain boron because it prevents the transformation-retarding effect of boron by forming boron nitrides, which is why the N content in this case should preferably not exceed 0.010% by weight, in particular not exceed 0.007% by weight.
  • Sn tin
  • As arsenic
  • Sn content is a maximum of 0.05 wt.%, preferably a maximum of 0.02 wt.%.
  • As content is a maximum of 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.005 wt.%.
  • impurities P, S, N, Sn and As other elements can also be present as impurities in the steel. These other elements are listed under the “unavoidable impurities”.
  • the content of these "unavoidable impurities” is preferably a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%.
  • the optional alloying elements Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca and W described below, for which a lower limit is specified, can also occur in the steel substrate as unavoidable impurities in contents below the respective lower limit. In this case, they are also counted as "unavoidable impurities", the total content of which is limited to a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%.
  • Chromium, copper, molybdenum, nickel, vanadium, calcium and tungsten can optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention, either individually or in combination with one another.
  • Chromium suppresses the formation of ferrite and pearlite during accelerated cooling of a flat steel product according to the invention and enables complete martensite formation even at lower cooling rates, thereby increasing hardenability.
  • the Cr content of the steel or the steel substrate is limited to a maximum of 1.0 wt.%, preferably a maximum of 0.80 wt.%, in particular a maximum of 0.75 wt.%, preferably a maximum of 0.50 wt.%, in particular a maximum of 0.30 wt.%.
  • Vanadium can optionally be added in amounts of 0.001 - 1.0 wt.%.
  • the vanadium content is preferably a maximum of 0.3 wt.%. For cost reasons, a maximum of 0.2 wt.% vanadium is added.
  • Copper can optionally be added to the alloy to increase hardenability with additions of at least 0.01 wt.%, preferably at least 0.010 wt.%, in particular at least 0.015 wt.%.
  • copper improves the resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. If the Cu content is too high, hot rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to a maximum of 0.2 wt.%, preferably a maximum of 0.1 wt.%, in particular a maximum of 0.10 wt.%.
  • Molybdenum (“Mo”) can optionally be added to improve process stability, as it significantly slows down ferrite formation. At contents of 0.002 wt.% and above, dynamic molybdenum-carbon clusters form on the grain boundaries, up to ultrafine molybdenum carbides, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum reduces the grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite.
  • the Mo content is preferably at least 0.004 wt.%, in particular at least 0.01 wt.%. Due to the high costs associated with an alloy of molybdenum, the Mo content should be at most 0.3 wt.%, in particular at most 0.10 wt.%, preferably at most 0.08 wt.%.
  • Nickel stabilizes the austenitic phase and can optionally be added to the alloy to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive influence on hot rollability, particularly if the steel contains copper. Copper impairs hot rollability. To counteract the negative influence of copper on hot rollability, 0.01 wt.% nickel can be added to the steel; the Ni content is preferably at least 0.015 wt.%, in particular at least 0.020 wt.%. For economic reasons, the nickel content should be limited to a maximum of 0.5 wt.%, in particular a maximum of 0.20 wt.%. The Ni content is preferably a maximum of 0.10 wt.%.
  • a flat steel product according to the invention can optionally contain at least 0.0005 wt.% Ca, in particular at least 0.0010 wt.%, preferably at least 0.0020 wt.%.
  • the maximum Ca content is 0.01 wt.%, in particular a maximum of 0.007 wt.%, preferably a maximum of 0.005 wt.%.
  • an upper limit of the Ca content of not more than 0.005 wt.%, preferably not more than 0.003 wt.%, in particular not more than 0.002 wt.%, preferably not more than 0.001 wt.% should be observed.
  • Tungsten can optionally be added in amounts of 0.001 - 1.0 wt.% to slow down the formation of ferrite.
  • a positive effect on hardenability is already achieved at W content of at least 0.001 wt.%.
  • a maximum of 1.0 wt.% tungsten is added.
  • the sum of the Mn content and the Cr content (“Mn+Cr”) is more than 0.7 wt.%, in particular more than 0.8 wt.%, preferably more than 1.1 wt.%. Below a minimum sum of both elements, their necessary transformation-inhibiting effect is lost. Irrespective of this, the sum of the Mn content and the Cr content is less than 3.5 wt.%, preferably less than 2.5 wt.%, in particular less than 2.0 wt.%, particularly preferably less than 1.5 wt.%. The upper limit values of both elements arise from ensuring the coating performance and to guarantee sufficient welding behavior.
  • the flat steel product preferably comprises an anti-corrosion coating to protect the steel substrate from oxidation and corrosion during hot forming and during use of the produced steel component.
  • the flat steel product preferably comprises an aluminum-based anti-corrosion coating.
  • the anti-corrosion coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two large surfaces of the flat steel product that face each other are referred to as the two sides of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are referred to as edges.
  • Such a corrosion protection coating is preferably produced by hot-dip coating the flat steel product.
  • the flat steel product is passed through a liquid melt which consists of 0.1 - 15 wt.% Si, preferably more than 1.0 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, and optionally up to 15 wt.% Zn, preferably up to 10 wt.% Zn and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder being aluminum.
  • the Si content of the melt is 1.0 - 3.5 wt.% or 5-15 wt.%, preferably 7 - 12 wt.%, in particular 8-10 wt.%.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt comprises 0.1 - 1.0 wt.% Mg, in particular 0.1 - 0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.01 wt.% Ca.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer is essentially made of aluminum and iron.
  • the other elements from the steel substrate or the melt composition do not accumulate significantly in the alloy layer.
  • the alloy layer preferably consists of 35-60 wt.% Fe, preferably ⁇ -iron, optional further components, the total contents of which are limited to a maximum of 5.0 wt.%, preferably 2.0%, and the remainder aluminum, with the Al content preferably increasing towards the surface.
  • the optional further components include in particular the other components of the melt (i.e. silicon and optionally alkali or alkaline earth metals, in particular Mg or Ca) and the remaining portions of the steel substrate in addition to iron.
  • the Al base layer lies on the alloy layer and is directly adjacent to it.
  • the composition of the Al base layer preferably corresponds to the composition of the melt of the melt bath. This means that it consists of 0.1-15 wt.% Si, optionally 2-4 wt.% Fe, optionally up to 5.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, optionally up to 15 wt.% Zn, preferably up to 10 wt.% Zn and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals comprises 0.1 - 1.0 wt.% Mg, in particular 0.1 - 0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the Al base layer in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.1 wt.% Ca.
  • the Si content in the alloy layer is lower than the Si content in the Al base layer.
  • the anti-corrosive coating preferably has a thickness of 5 to 60 ⁇ m, in particular 10 to 40 ⁇ m.
  • the coating weight of the anti-corrosive coating is in particular 30 ⁇ 360 g m 2 with corrosion protection coatings on both sides, or 15 ⁇ 180 g m 2 in the one-sided variant.
  • the coating weight of the anti-corrosive coating is preferably 100 ⁇ 200 g m 2 for double-sided coatings, or 50 ⁇ 100 g m 2 for one-sided coatings.
  • the coating weight of the corrosion protection coating is particularly preferred 120 ⁇ 180 g m 2 for double-sided coatings, or 60 ⁇ 90 g m 2 for one-sided coatings.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 20 ⁇ m, particularly preferably less than 16 ⁇ m, in particular less than 12 ⁇ m, particularly preferably less than 10 ⁇ m, preferably less than 8 ⁇ m, in particular less than 5 ⁇ m.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference between the thicknesses of the anti-corrosive coating and the alloy layer.
  • the thickness of the Al base layer is preferably at least 1 ⁇ m, even with thin anti-corrosive coatings.
  • the flat steel product comprises an oxide layer arranged on the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer finish of the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer consists in particular of more than 80% by weight of oxides, the majority of the oxides (ie more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
  • hydroxides and/or magnesium oxide are present in the oxide layer alone or as a mixture.
  • the remainder of the oxide layer not taken up by the oxides and optionally present hydroxides consists of silicon, aluminum, iron and/or magnesium in metallic form.
  • zinc oxide components are also present in the oxide layer.
  • the oxide layer of the flat steel product has a thickness greater than 50 nm.
  • the thickness of the oxide layer is a maximum of 500 nm.
  • the flat steel product includes a zinc-based anti-corrosion coating.
  • the anti-corrosion coating can be applied to one or both sides of the flat steel product.
  • the two large surfaces of the flat steel product that face each other are referred to as the two sides of the flat steel product.
  • the narrow surfaces are referred to as edges.
  • Such a zinc-based anti-corrosion coating preferably comprises 0.2 - 6.0 wt.% Al, 0.1 - 10.0 wt.% Mg, optionally 0.1 - 40 wt.% manganese or copper, optionally 0.1 - 10.0 wt.% cerium, optionally at most 0.2 wt.% other elements, unavoidable impurities and the remainder zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0 wt.%, preferably a maximum of 1.5 wt.%.
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0 wt.%, preferably a maximum of 1.0 wt.%.
  • the anti-corrosion coating can be applied by hot-dip coating or by physical vapor deposition or by electrolytic processes.
  • a further developed flat steel product preferably has a high uniform elongation Ag of at least 10.0%, in particular at least 11.0%, preferably at least 11.5%, in particular at least 12.0%.
  • the yield strength of a specially designed flat steel product has a continuous course or only a slight characteristic.
  • Continuous course means in the sense of the application that there is no pronounced yield strength.
  • a yield strength with a continuous course can also be referred to as the yield strength Rp0.2.
  • Particularly good ageing resistance can be achieved with flat steel products for which the difference ⁇ Re is not more than 25 MPa.
  • a specially developed flat steel product has an elongation at break A80 of at least 15%, in particular at least 18%, preferably at least 19%, particularly preferably at least 20%.
  • the process for producing a flat steel product for hot forming with a corrosion protection coating comprising the following steps: (a) supply of a slab or a thin slab made of steel, the in addition to iron and unavoidable impurities (in wt.%) 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% Ace: ⁇ 0.01% and optionally one or more of the elements "Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca, W" in the following contents Cr: 0.01 - 1.0%, Cu: 0.01 - 0.2%, Mo: 0.002 - 0.5%, Ni: 0.01 - 0.5% V: 0.001 - 0.3% Ca: 0.0005 - 0.005% W:
  • a semi-finished product composed according to the alloy specified for the flat steel product according to the invention is provided.
  • This can be a slab produced by conventional continuous slab casting or by thin slab casting.
  • step b) the semi-finished product is heated to a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C. If the semi-finished product has cooled down after casting, it is first reheated to 1100 - 1400 °C for heating.
  • the heating temperature should be at least 1100 °C to ensure good formability for the subsequent rolling process.
  • the heating temperature should not be more than 1400 °C to avoid molten phases in the semi-finished product.
  • the semi-finished product is pre-rolled to form an intermediate product.
  • Thin slabs are usually not subjected to pre-rolling.
  • Thick slabs that are to be rolled into hot strips can be subjected to pre-rolling if required.
  • the temperature of the intermediate product (T2) at the end of pre-rolling should be at least 1000 °C so that the intermediate product contains sufficient heat for the subsequent step of finish rolling.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of pre-rolling should not exceed 1200 °C.
  • step d) the slab or thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product is rolled into a hot-rolled flat steel product. If step c) has been carried out, the intermediate product is typically finish-rolled immediately after rough rolling. Finish rolling typically begins no later than 90 s after the end of rough rolling.
  • the slab, thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product are rolled at a final rolling temperature (T3).
  • the final rolling temperature i.e. the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750 - 1000 °C. At final rolling temperatures below 750 °C, the amount of free vanadium decreases because larger amounts of vanadium carbides are precipitated.
  • the vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average grain size of 30 nm or more and are not dissolved in subsequent annealing processes, such as those carried out before hot-dip coating.
  • the final rolling temperature is limited to values of 1000 °C at the most in order to to prevent coarsening of the austenite grains.
  • final rolling temperatures of a maximum of 1000 °C are relevant from a process engineering perspective for setting coiler temperatures (T4) below 700 °C.
  • the hot rolling of the flat steel product can be carried out as continuous hot strip rolling or as reversing rolling.
  • step e) provides for optional coiling of the hot-rolled flat steel product.
  • the hot strip is cooled to a coiling temperature (T4) within less than 50 s after hot rolling.
  • the cooling medium used for this can be, for example, water, air or a combination of both.
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 700 °C in order to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, there is no lower limit on the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 500 °C have proven to be favorable for cold rolling.
  • the coiled hot strip is then cooled to room temperature in air in the conventional manner.
  • step f the hot-rolled flat steel product is optionally descaled in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
  • the hot-rolled flat steel product cleaned of scale can optionally be subjected to cold rolling before the annealing treatment in step g), for example to meet higher requirements for the thickness tolerances of the flat steel product.
  • the cold rolling degree (KWG) should be at least 30% in order to introduce sufficient deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization.
  • the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a hot strip thickness of d.
  • the flat steel product after cold rolling is usually also referred to as cold strip.
  • the cold rolling degree can in principle assume very high values of over 90%. However, cold rolling degrees of no more than 80% have proven to be beneficial in preventing strip breaks.
  • step h) the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650 - 900 °C.
  • T5 annealing temperatures
  • the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 s and then held at the annealing temperature for 30 to 600 s.
  • the annealing temperature is at least 650 °C, preferably at least 720 °C. Annealing temperatures above 900 °C are not desirable for economic reasons.
  • the flat steel product is cooled to an immersion temperature (T6) after annealing in order to prepare it for the subsequent coating treatment.
  • the immersion temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the molten bath.
  • the immersion temperature is 600 - 800 °C, preferably at least 650 °C, particularly preferably at least 670 °C, particularly preferably at most 700 °C.
  • the duration of cooling of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the immersion temperature T6 is preferably 10 - 180 s.
  • the immersion temperature T6 deviates from the temperature of the melt bath T7 by no more than 30K, in particular no more than 20K, preferably no more than 10K.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment in work step j).
  • the coating treatment is preferably carried out by means of continuous hot-dip coating.
  • the coating can be applied to just one side, both sides or all sides of the flat steel product.
  • the coating treatment is preferably carried out as a hot-dip coating process, in particular as a continuous process.
  • the flat steel product usually comes into contact with the melt bath on all sides so that it is coated on all sides.
  • the melt bath which contains the alloy to be applied to the flat steel product in liquid form, typically has a temperature (T7) of 660 - 800 °C, preferably 680 - 740 °C.
  • Aluminum-based alloys have proven to be particularly suitable for coating ageing-resistant flat steel products with an anti-corrosive coating.
  • the melt bath contains up to 15 wt.% Si, preferably more than 1.0%, optionally 2 - 4 wt.% Fe, optionally up to 5 wt.% alkali or alkaline earth metals, preferably up to 1.0 wt.% alkali or alkaline earth metals, and optionally up to 15 wt.% Zn, in particular up to 10 wt.% Zn and optional further constituents, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum.
  • the Si content of the melt is 1.0 - 3.5 wt.% or 7 - 12 wt.%, in particular 8 - 10 wt.%.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt comprises 0.1 - 1.0 wt.% Mg, in particular 0.1 - 0.7 wt.% Mg, preferably 0.1 - 0.5 wt.% Mg.
  • the optional content of alkali or alkaline earth metals in the melt can comprise in particular at least 0.0015 wt.% Ca, in particular at least 0.01 wt.% Ca.
  • a first cooling time t mT in the temperature range between 600 °C and 450 °C is more than 10 s, in particular more than 14 s
  • a second cooling time t nT in the temperature range between 400 °C and 300 °C is more than 8 s, in particular more than 12 s.
  • the first cooling time t mT can be achieved in the temperature range between 600 °C and 450 °C (medium temperature range mT) by slow, continuous cooling or by holding at a temperature for a certain time in this temperature range. Intermediate heating is even possible.
  • the only important thing is that the flat steel product remains in the temperature range between 600 °C and 450 °C for at least a cooling time t mT .
  • this temperature range there is a significant diffusion rate of iron into aluminum and, secondly, the diffusion of aluminum into steel is inhibited because the temperature is below half the melting point of steel. This enables diffusion of iron into the corrosion protection coating without strong diffusion of aluminum into the steel substrate.
  • the diffusion of iron into the anti-corrosion coating has several advantages: On the one hand, the melting of the anti-corrosive coating is delayed during austenitization before press hardening. On the other hand, the thermal expansion coefficients of the anti-corrosive coating and the substrate are homogenized. This means that the transition area between the thermal expansion coefficient of the substrate and the surface becomes wider, which reduces the thermal stresses during reheating.
  • the diffusion of aluminum into the steel substrate would have significant disadvantages: Due to the very high affinity of aluminum to nitrogen, a high aluminum content can lead to nitrogen dissolving from fine precipitates, such as niobium carbonitrides or titanium carbonitrides, and instead coarse precipitates, such as aluminum nitrides, forming preferentially on the grain boundaries. These would worsen the crash performance and reduce the bending angle. In addition, this destabilizes the fine precipitates (e.g. the Nb-containing precipitates) in the uppermost substrate area, which are important for many preferred properties.
  • fine precipitates e.g. the Nb-containing precipitates
  • the iron concentration in the transition boundary layer increases to such an extent that the activity of aluminum in the coating directly at the substrate boundary is further reduced. This then leads to an even further reduced aluminum uptake into the substrate during austenitization before press hardening with the associated advantages described above.
  • the second cooling time t nT in the temperature range between 400 °C and 300 °C can also be achieved by slow, continuous cooling or by holding at a temperature for a certain time in this temperature range. Intermediate heating is even possible. The only important thing is that the flat steel product remains in the temperature range between 400 °C and 300 °C for at least a cooling time t nT .
  • transition carbides very fine iron carbides (so-called transition carbides) are also formed, which in turn dissolve very quickly during austenitization and lead to additional austenite nuclei and thus an even finer austenite structure and thus also hardening structure.
  • the coated flat steel product can optionally be subjected to skin passing with a skin passing degree of up to 2% to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • the invention further relates to a sheet metal part formed from a flat steel product comprising a steel substrate as described above and a corrosion protection coating.
  • the corrosion protection coating has the advantage that it prevents scale formation during austenitization during hot forming. Furthermore, such a corrosion protection coating protects the formed sheet metal part against corrosion.
  • the sheet metal part preferably comprises an aluminum-based anti-corrosion coating.
  • the anti-corrosion coating of the sheet metal part preferably comprises an alloy layer and an Al base layer.
  • the alloy layer is also often referred to as an interdiffusion layer.
  • the thickness of the anti-corrosion coating is preferably at least 10 ⁇ m, particularly preferably at least 20 ⁇ m, in particular at least 30 ⁇ m.
  • the thickness of the alloy layer is preferably less than 30 ⁇ m, particularly preferably less than 20 ⁇ m, in particular less than 16 ⁇ m, particularly preferably less than 12 ⁇ m.
  • the thickness of the Al base layer results from the difference between the thicknesses of the anti-corrosive coating and the alloy layer.
  • the alloy layer lies on the steel substrate and is directly adjacent to it.
  • the alloy layer of the sheet metal part preferably consists of 35 - 90 wt.% Fe, 0.1 - 10 wt.% Si, optionally up to 0.5 wt.% Mg and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder aluminum. Due to the further diffusion of iron into the alloy layer, the proportions of Si and Mg are correspondingly lower than their respective proportions in the melt of the molten bath.
  • the alloy layer preferably has a ferritic structure.
  • the Al base layer of the sheet metal part lies on the alloy layer of the steel component and is directly adjacent to it.
  • the Al base layer of the steel component preferably consists of 35 - 55 wt.% Fe, 0.4 - 10 wt.% Si, optionally up to 0.5 wt.% Mg and optionally further components, the total contents of which are limited to a maximum of 2.0 wt.%, and the remainder being aluminum.
  • the Al base layer can have a homogeneous element distribution in which the local element contents do not vary by more than 10%.
  • Preferred variants of the Al base layer have silicon-poor phases and silicon-rich phases. Silicon-poor phases are areas whose average Si content is at least 20% less than the average Si content of the Al base layer. Silicon-rich phases are areas whose average Si content is at least 20% more than the average Si content of the Al base layer.
  • the silicon-rich phases are arranged within the silicon-poor phase.
  • the silicon-rich phases form at least a 40% continuous layer that is delimited by silicon-poor regions.
  • the silicon-rich phases are arranged in islands in the silicon-poor phase.
  • island-shaped means an arrangement in which discrete, unconnected areas are enclosed by another material - i.e., "islands” of a certain material are located in another material.
  • the steel component comprises an oxide layer arranged on the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer lies in particular on the Al base layer and preferably forms the outer finish of the anti-corrosive coating.
  • the oxide layer of the steel component consists in particular of more than 80% by weight of oxides, with the majority of the oxides (i.e. more than 50% by weight of the oxides) being aluminum oxide.
  • the majority of the oxides i.e. more than 50% by weight of the oxides
  • hydroxides and/or magnesium oxide are present in the oxide layer alone or as a mixture.
  • the remainder of the oxide layer not taken up by the oxides and optionally present hydroxides consists of silicon, aluminum, iron and/or magnesium in metallic form.
  • the oxide layer preferably has a thickness of at least 50 nm, in particular of at least 100 nm. Furthermore, the thickness is a maximum of 4 ⁇ m, in particular a maximum of 2 ⁇ m.
  • the sheet metal part includes a zinc-based anti-corrosion coating.
  • Such a zinc-based anti-corrosion coating preferably comprises up to 80% by weight of Fe, 0.2 - 6.0% by weight of Al, 0.1 - 10.0% by weight of Mg, optionally 0.1 - 40% by weight of manganese or copper, optionally 0.1 - 10.0% by weight of cerium, optionally at most 0.2% by weight of other elements, unavoidable impurities and the remainder zinc.
  • the Al content is a maximum of 2.0% by weight, preferably a maximum of 1.5% by weight.
  • the Fe content, which is created by diffusion, is preferably more than 20% by weight, in particular more than 30% by weight.
  • the Fe content is in particular a maximum of 70% by weight, in particular a maximum of 60% by weight.
  • the Mg content is in particular a maximum of 3.0% by weight, preferably a maximum of 1.0% by weight.
  • the anti-corrosive coating can be applied by hot-dip coating or by physical vapor deposition or by electrolytic processes.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a structure with at least partially more than 80% martensite and/or lower bainite, preferably at least partially more than 90% martensite and/or lower bainite, in particular at least partially more than 95%, particularly preferably at least partially more than 98%.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a structure with at least partially more than 80% martensite, preferably at least partially more than 90% martensite, in particular at least partially more than 95%, particularly preferably at least partially more than 98%.
  • "partially have” is to be understood as meaning that there are areas of the sheet metal part that have the mentioned structure.
  • the sheet metal part therefore has the mentioned structure in sections or in regions.
  • the high martensite content allows very high tensile strengths and yield strengths to be achieved.
  • the steel substrate of the sheet metal part has a structure with a ferrite content of more than 5%, preferably more than 10%, in particular more than 20%.
  • the ferrite content is preferably less than 85%, in particular less than 70%.
  • the martensite content is less than 80%, in particular less than 50%.
  • the structure can optionally contain bainite and/or pearlite. The exact ratio of the structural components depends on the level of the C content and the Mn content as well as on the cooling conditions during forming. The structure designed in this way has a higher ductility and therefore leads to improved forming behavior.
  • a corresponding sheet metal part preferably has an elongation at break A80 in a range of 8% to 25%, preferably between 10% and 22%, in particular between 12% and 20%.
  • the former austenite grains of the martensite have an average grain diameter that is smaller than 14 ⁇ m, in particular smaller than 12 ⁇ m, preferably smaller than 10 ⁇ m.
  • the fine structure makes it more homogeneous. This results in an improvement in the mechanical properties, in particular a lower sensitivity to cracking and thus improved bending properties and a higher elongation at break.
  • the sheet metal part has at least partially a yield strength of at least 950 MPa, in particular at least 1100 MPa, in particular at least 1200 MPa, preferably at least 1300 MPa, preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1500 MPa.
  • the sheet metal part at least partially has a tensile strength of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa, preferably at least 1300 MPa, preferably at least 1400 MPa, in particular at least 1600 MPa, preferably at least 1700 MPa, in particular at least 1800 MPa.
  • the sheet metal part has at least partially an elongation at break A80 of at least 3.5%, in particular at least 4%, in particular at least 4.5%, preferably at least 5%, particularly preferably at least 6%.
  • the sheet metal part can at least partially have a bending angle of at least 30°, in particular at least 40°, in particular at least 45°, preferably at least 50°.
  • the bending angle here is the bending angle corrected for the sheet thickness.
  • “partially exhibit” means that there are areas of the sheet metal part that exhibit the mechanical property mentioned. In addition, there may also be areas of the sheet metal part whose mechanical property is below the limit value. The sheet metal part therefore exhibits the mechanical property mentioned in sections or in regions. This is because different areas of the sheet metal part can undergo different heat treatments. For example, individual areas can be cooled more quickly than others, which means that more martensite, for example, forms in the areas that are cooled more quickly. This also means that different mechanical properties arise in the different areas.
  • the sheet metal part has fine precipitations in the structure, in particular in the form of niobium carbonitrides and/or titanium carbonitrides.
  • fine precipitations are defined as all precipitations with a diameter of less than 30 nm.
  • the remaining precipitations are referred to as coarse precipitations.
  • the average diameter of the fine precipitates is a maximum of 11 nm, preferably a maximum of 10 nm, in particular a maximum of 8 nm, preferably a maximum of 6 nm.
  • largely fine precipitates means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates are fine precipitates. This means that more than 80%, preferably more than 90%, of all precipitates have a diameter that is smaller than 30 nm.
  • the fine precipitations result in a particularly fine structure with small grain diameters.
  • the fine structure makes it more homogeneous. This results in an improvement in the mechanical Properties, in particular a lower sensitivity to cracking and thus improved bending properties and a higher elongation at break. This also results in better toughness with more pronounced fracture shrinkage behavior.
  • the actual mechanical characteristics of the sheet metal part are determined by first coating the sheet metal part cathodically with dip paint or subjecting it to an analogous heat treatment.
  • Cathodic dip painting is usually carried out for corresponding components in the automotive industry.
  • the components are first coated in an aqueous solution. This coating is then baked in during a heat treatment.
  • the sheet metal parts are heated to 170°C and kept at this temperature for 20 minutes.
  • the components are then cooled to room temperature in ambient air.
  • the mechanical parameters are to be understood as being present on a component with a cathodic dip paint or on a component that, after forming, was subjected to a heat treatment that is analogous to a cathodic dip paint.
  • the heat treatment of cathodic dip coating varies slightly. Temperatures of 165°C-180°C and holding times of 12 - 30 minutes are common. However, the change in the mechanical parameters due to these variations (165°C-180°C; 12 - 30 minutes) is negligible.
  • the sheet metal part comprises a cathodic dip coating.
  • the electrochemical potential of the surface of the sheet metal part in a corrosive medium is at least -0.50 V.
  • the electrochemical potential is therefore -0.50 V or greater, i.e. more positive.
  • the electrochemical potential is determined in accordance with DIN standard "DIN 50918 (2018.09) ("Rest potential measurement on homogeneous mixed electrodes"). Insofar as absolute values are given for the electrochemical potential instead of difference values, this refers to the reference to the standard hydrogen electrode.
  • the corrosive medium used in the measurement is an aqueous 5% NaCl solution with a pH value of 7, which represents typical corrosion conditions in the automotive sector.
  • the electrochemical potential is at least -0.45 V, particularly preferably at least -0.40 V, in particular at least -0.39 V, particularly preferably at least -0.38 V, in particular at least -0.36 V, preferably at least -0.34 V.
  • the electrochemical potential is at most -0.1 V, preferably at most -0.20 V, in particular -0.25 V, preferably at most -0.30 V.
  • a larger, i.e. more positive, electrochemical potential has the advantage that the sheet metal part has a lower tendency to corrode. Surprisingly, it has been shown that the higher Nb content in the steel substrate leads to a shift in the electrochemical potential to a more positive (i.e. more noble) potential.
  • the potential is typically about 100 - 150 mV higher than in a comparison substrate with a lower Nb content.
  • a further developed variant of the sheet metal part is characterized in that the anti-corrosive coating is an aluminum-based anti-corrosive coating and the sheet metal part comprises an alloy layer and an Al base layer.
  • the area occupied by pores in the alloy layer is less than 250 ⁇ m 2 , preferably less than 200 ⁇ m 2 , in particular less than 180 ⁇ m 2 , particularly preferably less than 100 ⁇ m 2 , in particular less than 75 ⁇ m 2 .
  • Pores are hollow spaces that can form within the alloy layer for various reasons.
  • One mechanism is the formation of iron-aluminide compounds with a higher density via a multi-stage phase transformation (Fe2Al5 ⁇ Fe2Al ⁇ FeAl ⁇ Fe3Al).
  • the formation of such denser phases is associated with higher aluminum consumption than with less dense phases.
  • This locally higher aluminum consumption leads to the formation of pores (vacancies) in the resulting phase.
  • These pores preferably form in the alloy layer in the transition area between the steel substrate and the anti-corrosive coating, where the proportion of available aluminum is strongly influenced by the aluminum content of the steel substrate.
  • an accumulation of pores in the form of a band can occur in the alloy layer in the transition area, i.e. in the third of the alloy layer closest to the substrate.
  • the proportion of the surface occupied by pores in the alloy layer with a diameter greater than or equal to 0.1 ⁇ m is less than 10%, in particular less than 5%, preferably less than 3%. Smaller pores have a significantly smaller effect on the reduction in mechanical integrity explained. Therefore, a particularly fine-pored alloy layer is preferred.
  • the welding range is at least 0.9 kA, preferably at least 1.0 kA, particularly preferably at least 1.1 kA, in particular at least 1.2 kA.
  • the welding range is determined according to SEP 1220-2.
  • the welding range is a maximum of 1.6 kA, in particular a maximum of 1.4 kA. The ranges mentioned enable particularly stable further processing of the sheet metal parts.
  • the Nb content in the alloy layer is greater than 0.010 wt.%, preferably greater than 0.015 wt.%, in particular greater than 0.018 wt.%.
  • the sheet metal part according to the invention is preferably a component for a land vehicle, sea vehicle or aircraft. It is particularly preferably a Automotive part, in particular a body part.
  • the component is a B-pillar, longitudinal member, A-pillar, sill or cross member.
  • a blank which consists of a steel suitably composed in accordance with the above explanations (work step a)), which is then heated in a manner known per se such that the AC3 temperature of the blank is at least partially exceeded and the temperature T Einlg of the blank when inserted into a forming tool intended for hot press forming (work step c)) is at least partially above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C.
  • the temperature T Einlg of the blank when inserted at least partially exceeds 600 °C.
  • the temperature T Einlg of the blank when inserted is at least partially, in particular completely, in the range 600 °C to 850 °C, in order to ensure good formability and sufficient hardenability.
  • partially exceeding a temperature means that at least 30%, in particular at least 60% of the volume of the blank, preferably the entire blank, reaches a corresponding temperature.
  • At least 30% of the blank has an austenitic structure, ie the transformation from a ferritic to an austenitic structure does not have to be complete when the material is placed in the forming tool.
  • up to 70% of the volume of the blank when it is placed in the forming tool can consist of other structural components, such as tempered bainite, tempered martensite and/or non- or partially recrystallized ferrite.
  • certain areas of the blank can be kept at a lower temperature than others during heating.
  • the heat supply can be directed only at certain sections of the blank, or the parts that are to be heated less can be shielded from the heat supply.
  • Maximum strength properties of the resulting sheet metal part can be achieved by ensuring that the temperature at least partially reached in the sheet metal blank is between Ac3 and 1000 °C, preferably between 850 °C and 950 °C.
  • An optimally uniform distribution of properties can be achieved by completely heating the blank in step b).
  • the average heating rate r oven of the sheet metal blank during heating in step b) is at least 3 K/s, preferably at least 5 K/s, in particular at least 6 K/s, preferably at least 8 K/s, in particular at least 10 K/s, preferably at least 15 K/s.
  • the average heating rate r furnace is to be understood as the average heating rate from 30 °C to 700 °C.
  • the standardized average heating ⁇ norm is at least 5 Kmm/s, in particular at least 8 Kmm/s, preferably at least 10 Kmm/s.
  • the maximum standardized average heating is 15 Kmm/s, in particular a maximum of 14 Kmm/s, preferably a maximum of 13 Kmm/s.
  • the average heating ⁇ is the product of the average heating rate in Kelvin per second from 30 °C to 700 °C and the sheet thickness in millimeters.
  • the heating takes place in a furnace with a furnace temperature T furnace of at least Ac3+10°C, preferably at least 850 °C, preferably at least 880 °C, particularly preferably at least 900 °C, in particular at least 920 °C, and at most 1000 °C, preferably at most 950 °C, particularly preferably at most 930 °C.
  • a furnace temperature T furnace of at least Ac3+10°C, preferably at least 850 °C, preferably at least 880 °C, particularly preferably at least 900 °C, in particular at least 920 °C, and at most 1000 °C, preferably at most 950 °C, particularly preferably at most 930 °C.
  • the dew point of the furnace atmosphere in the furnace is at least -20 °C, preferably at least -15 °C, in particular at least -5 °C, particularly preferably at least 0 °C and a maximum of +25 °C, preferably a maximum of +20 °C, in particular a maximum of +15 °C.
  • the heating in step b) takes place step by step in areas with different temperatures.
  • the heating takes place in a roller hearth furnace with different heating zones.
  • the heating takes place in a first heating zone with a temperature (so-called furnace inlet temperature) of at least 650 °C, preferably at least 680 °C, in particular at least 720 °C.
  • the maximum temperature in the first heating zone is preferably 900 °C, in particular a maximum of 850 °C.
  • the maximum temperature of all heating zones in the furnace is preferably a maximum of 1200 °C, in particular a maximum of 1000 °C, preferably a maximum of 950 °C, particularly preferably a maximum of 930 °C.
  • the total time in the furnace t furnace which is made up of a heating time and a holding time, is preferably at least 2 minutes, in particular at least 3 minutes, preferably at least 4 minutes for both variants (constant furnace temperature, gradual heating). Furthermore, the total time in the furnace for both variants is preferably a maximum of 20 minutes, in particular a maximum of 15 minutes, preferably a maximum of 12 minutes, in particular a maximum of 8 minutes. Longer total times in the furnace have the advantage that uniform austenitization of the sheet metal blank is ensured. On the other hand, holding for too long above Ac3 leads to grain coarsening, which has a negative effect on the mechanical properties.
  • the blank heated in this way is removed from the respective heating device, which can be, for example, a conventional heating furnace, an induction heating device that is also known per se or a conventional device for keeping steel components warm, and transported into the forming tool so quickly that its temperature when it arrives in the tool is at least partially above Ms+100°C, in particular above Ms+300°C, preferably above 600 °C, in particular above 650 °C, particularly preferably above 700 °C.
  • Ms refers to the martensite start temperature.
  • the temperature is at least partially above the AC1 temperature.
  • the temperature is in particular a maximum of 900 °C.
  • step c) the transfer of the austenitized blank from the heating device used to the forming tool is completed preferably within a maximum of 20 seconds, in particular within a maximum of 15 seconds. Such rapid transport is necessary to avoid excessive cooling before deformation.
  • the tool When inserting the blank, the tool typically has a temperature between room temperature (RT) and 200 °C, preferably between 20 °C and 180 °C, in particular between 50 °C and 150 °C.
  • the tool can also have a temperature slightly below room temperature, for example if the Cooling water is slightly colder (e.g. 15°C). In certain design variants, the tool therefore has a temperature of between 10°C and 200°C when the blank is inserted.
  • the tool can be tempered at least in some areas to a temperature T WZ of at least 200 °C, in particular at least 300 °C, in order to only partially harden the component.
  • the tool temperature T WZ is preferably a maximum of 600 °C, in particular a maximum of 550 °C. It only has to be ensured that the tool temperature T WZ is below the desired target temperature T Target .
  • the residence time in the tool t WZ is preferably at least 2s, in particular at least 3s, particularly preferably at least 5s.
  • the maximum residence time in the tool is preferably 25s, in particular a maximum of 20s, preferably a maximum of 10s.
  • the target temperature T target of the sheet metal part is at least partially below 400 °C, preferably below 300 °C, in particular below 250 °C, preferably below 200 °C, particularly preferably below 180 °C, in particular below 150 °C.
  • the target temperature T target of the sheet metal part is particularly preferably below Ms-50 °C, where Ms denotes the martensite start temperature.
  • the target temperature of the sheet metal part is preferably at least 20 °C, particularly preferably at least 50 °C.
  • AC1[°C] (739 wt.% - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni + 20*%V )[°C/wt.%]
  • AC3 [°C] (902 wt% - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V)[°C/wt%] to be calculated, where %C denotes the C content, %Si the Si content, %Mn the Mn content, %Cr the Cr content, %Mo the Mo content, %Ni the Ni content and +%V the vanadium content of the respective steel (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10).
  • the blank is not only formed into the sheet metal part, but is also quenched to the target temperature at the same time.
  • the cooling rate in the tool to the target temperature is in particular at least 20 K/s, preferably at least 30 K/s, in particular at least 50 K/s, in a special design at least 100 K/s.
  • the sheet metal part is cooled to a cooling temperature T AB of less than 100 °C within a cooling time t AB of 0.5 to 600 s. This is usually done by air cooling.
  • the slabs were first pre-rolled to an intermediate product with a thickness of 40 mm, whereby the intermediate products, which can also be referred to as pre-strips in hot strip rolling, each had an intermediate product temperature T2 at the end of the pre-rolling phase.
  • the pre-strips were fed to the finish rolling immediately after pre-rolling so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the initial rolling temperature for the finish rolling phase.
  • the pre-strips were rolled out to hot strips with a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2, cooled to the respective coiling temperature and wound into coils at the respective coiling temperatures T4 and then cooled in still air.
  • the hot strips were descaled in a conventional manner by pickling before they were subjected to cold rolling with the cold rolling degrees given in Table 2.
  • the cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to a respective annealing temperature T5 and held at annealing temperature for 100 s each before they were cooled to their respective immersion temperature T6 at a cooling rate of 1 K/s.
  • the cold strips were passed through a molten coating bath at temperature T7 at their respective immersion temperature T6.
  • the composition of the coating bath is given in Table 3.
  • the coated strips were blown off in a conventional manner, producing coatings with different layer thicknesses (see Table 3).
  • the strips were first cooled to 600 °C at an average cooling rate of 10 - 15 K/s.
  • the strips were cooled for the cooling times T mT and T nT given in Table 2. Between 450 °C and 400 °C and below 220 °C, the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 15 K/s each.
  • Table 4 shows which steel variant (see Table 1) was combined with which process variant (see Table 2) and which coating (see Table 3).
  • the steel compositions D, E and F are reference examples which are not in accordance with the invention. Accordingly, tests 3, 10, 11, 12, 13, 17 and 18 are not in accordance with the invention.
  • the thickness of the steel strips produced in all tests was between 1.4 mm and 1.7 mm.
  • the following material properties were determined during the tensile test: the type of yield point, which is designated Re for a pronounced yield point and Rp for a continuous yield point, and for a continuous yield point the value for the yield point Rp0.2, for a pronounced yield point the values for the lower yield point ReL, the upper yield point ReH and the difference between the upper and lower yield points ⁇ Re, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation at break A80. All samples have a continuous yield strength Rp or a slightly pronounced yield strength with a difference ⁇ Re between the upper and lower yield strength of no more than 45 MPa and a uniform elongation Ag of at least 11.5%. Samples 3 and 17 have a pronounced yield strength Re and all other samples have a continuous yield strength Rp. For samples 3 and 17, the lower yield strength ReL and the upper yield strength ReH are given in Table 4. For all other samples, the yield strength Rp0.2 is given.
  • the blanks were then removed from the heating device and placed in a forming tool which has the temperature T WZ .
  • the transfer time t Trans which consists of the time needed to remove them from the heating device, transport them to the tool and place them in the tool, was between 5 and 14 s.
  • the temperature T Einlg of the blanks when they were placed in the forming tool was in all cases above the respective martensite start temperature +100°C.
  • the blanks were formed into the respective sheet metal part in the forming tool, with the sheet metal parts being cooled in the tool at a cooling rate r WZ .
  • the residence time in the tool is given as t WZ
  • Table 5 shows the parameters mentioned for different variants, where "RT" stands for room temperature.
  • Table 5 shows very different variants for the forming process. While, for example, variant II leads to an almost complete formation of a martensitic structure (see Table 8, test 1), the comparatively slow cooling of variants X with the high tool temperature T WZ leads to a changed structure formation with high ferrite contents, which results in a higher elongation at break A80.
  • Table 6 shows the key parameters for a further developed process variant.
  • the sheet metal blanks were not heated in a furnace with a constant furnace temperature as in the tests described above, but the sheet metal blanks were heated step by step in areas with different temperatures.
  • the tests were carried out in a roller hearth furnace with different heating zones. In principle, however, the process can also be carried out in several separate furnaces.
  • the blanks were first brought to an inlet area of the furnace with an inlet temperature T inlet . From there, the blanks were moved through a central area to an outlet area of the furnace with an outlet temperature T outlet .
  • Table 6 shows the inlet temperature T inlet , the outlet temperature T outlet and the maximum furnace temperature T max that the blanks pass through. In most cases, the maximum furnace temperature was assumed to be in the outlet area. In variant AX, however, the maximum furnace temperature was assumed to be in the central area. The rest of the process was identical to the process described above. The corresponding parameters are given in Table 6.
  • the overall results for the sheet metal parts obtained are summarized in Table 7.
  • the first columns indicate the sample number, the steel grade according to Table 1, the process variant according to Table 2, the coating according to Table 2 and the hot forming variant according to Table 5 or Table 6.
  • the yield strength, the tensile strength and the elongation at break A80 are given in the other columns. These values were determined according to DIN EN ISO 6892-1 sample form 2 (Appendix B Tab. B1) on samples transverse to the rolling direction.
  • the determined bending angle was determined according to VDA standard 238-100 with a bending axis transverse to the rolling direction.
  • the determined bending angle is calculated from the punch path according to the formula given in the standard (the determined bending angle (also referred to as the maximum bending angle) is the bending angle at which the force in the bending test is at its maximum).
  • the measured maximum bending angle is given in Table 7. To determine the corrected bending angle, these numerical values must therefore be multiplied by the square root of the sheet thickness, which is given in Table 4.
  • the mechanical properties in Table 7 were determined after a cathodic dip coating was applied to the formed sheet metal part. During this coating process, the sheet metal parts were heated to 170 °C and kept at this temperature for 20 minutes. The components were then cooled to room temperature in ambient air.
  • the structural properties of the sheet metal part are given in Table 8.
  • the structural proportions are given in area %. All examples according to the invention have a martensite content of more than 90%.
  • the properties of the fine precipitates in the structure are also given in Table 8.
  • the precipitates are niobium carbonitrides and titanium carbonitrides, both of which contribute to grain refinement.
  • the precipitates are determined using electron-optical and X-ray images (TEM and EDX) based on carbon extraction replicas (known in the specialist literature as "carbon extraction replicas").
  • the carbon extraction replicas were made on longitudinal sections (20x30mm).
  • the resolution of the measurement la is between 10,000 and 200,000 times. Based on these images, the precipitates can be divided into coarse and fine precipitates. All precipitates with a diameter of less than 30 nm are referred to as fine precipitates. The remaining precipitates are referred to as coarse precipitates.
  • the proportion of fine precipitates in the total number of precipitates in the measuring field is determined by simply counting.
  • the average diameter of the fine precipitates is also calculated using computer-aided image analysis.
  • the proportion of fine precipitates is more than 90%.
  • the average diameter of the fine precipitates is also less than 11 nm.
  • Figure 3 a corresponding reconstruction of the austenite from test no. 1.
  • the average diameter of the former austenite grains is 7.5 ⁇ m.
  • the average grain diameter of the former austenite grains is less than 14 ⁇ m. In two tests, the grain diameter of the former austenite grains was not determined. The entry in Table 8 is therefore "nb" (not determined).
  • Table 9 shows the application-related properties of the sheet metal part. Firstly, the area in the alloy layer covered with pores is given over a measuring length of 500 ⁇ m. In all examples according to the invention, this area is less than 250 ⁇ m 2 . It can be clearly seen that more pores form in the coating variants ⁇ and ⁇ , which do not contain any Mg. This applies to tests 1, 3, 4, 5, 7, 10, 12, 16 and 18. In contrast, the other layers containing Mg show fewer pores.
  • the Nb content in the alloy layer given in Table 9 is an average of the Nb content in this layer. The Nb content in the alloy layer drops slightly towards the surface and is approximately characterized by a linear drop in the layer.
  • Table 9 shows the proportion of the area occupied by pores with a diameter greater than or equal to 0.1 ⁇ m. In all examples according to the invention, this proportion is less than 10%.
  • the total area of the pores and the proportion of pores larger than 0.1 ⁇ m were determined from microsections using computer-aided image analysis.
  • Figure 1a a micrograph of test 1 with a fine pore structure
  • Figure 1b For comparison, a micrograph of test 12 with a coarser pore structure in the alloy layer.
  • Figure 1b The larger pores are visible as black spots in the alloy layer.
  • the Figures 2a and 2b The effects of the larger pores after a corrosion test are shown.
  • the Figures 2a and 2b show micrographs of the same tests after a corrosion test.
  • the samples were placed in a corrosive medium and subjected to a current to simulate a longer electrochemical corrosion.
  • An aqueous 5% NaCl solution with a pH value of 7 was used as the corrosive medium.
  • the current was 1mA/cm 2 for a period of 6 hours. It is clearly visible that in the Figure 2b the layer was almost completely removed, while in the Figure 2a the layer is still well bonded to the substrate.
  • the examples according to the invention with finer pores therefore resist corrosion significantly better than the reference examples with the coarser pore structure.
  • the welding range according to SEP 1220-2 is also given in Table 8.
  • the welding range is at least 0.9 and a maximum of 1.6 kA.
  • the electrochemical potential is also given in Table 8.
  • the electrochemical potential is determined in accordance with DIN standard "DIN 50918 (2018.09) ("Resting potential measurement on homogeneous mixed electrodes").
  • the absolute value given is to be understood as a reference to the standard hydrogen electrode.
  • the corrosive medium used in the measurement is an aqueous 5% NaCl solution with a pH value of 7, which represents typical corrosion conditions in the automotive sector. It can be clearly seen that all samples have an electrochemical potential that is greater than -0.50V.
  • nb nb 23 100 - - nb nb nb 24 100 - - nb nb nb * non-inventive reference examples
  • Forming test no. Porous area over a measuring length of 500 ⁇ m in the alloy layer in ⁇ m 2 Proportion of the area occupied by pores with a diameter greater than or equal to 0.1 ⁇ m in % Average Nb content in the alloy layer in wt.%

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteils aus einem Stahlflachprodukt.
  • Wenn nachfolgend von einem "Stahlflachprodukt" oder auch von einem "Blechprodukt" die Rede ist, so sind damit Walzprodukte wie Stahlbänder oder -bleche gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen "Blechzuschnitt" (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. "Blechformteile" oder "Blechbauteile" der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
  • Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen. Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%").
  • Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6892-1, 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.
  • Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt.
  • Aus der WO 2019/223854 A1 sind ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt, das eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa besitzt. Das Blechformteil besteht dabei aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,10 - 0,30 % C, 0,5 - 2,0 % Si, 0,5 - 2,4 % Mn, 0,01 - 0,2% Al, 0,005 - 1,5 % Cr, 0,01 - 0,1% P und gegebenenfalls weiteren optionalen Elementen, insbesondere 0,005 - 0,1% Nb, zusammengesetzt ist. Zudem umfasst das Blechbauteil einen Korrosionsschutzüberzug, der Aluminium enthält.
  • Aus der EP 2 555 133 B1 ist ebenfalls ein Blechformteil und ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Blechformteils bekannt. EP 3 655 560 A1 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechs, das geeignet für ein Blechformteil ist.
  • Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe ein Stahlflachprodukt für die Warmumformung so weiterzuentwickeln, dass in Verbindung mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis verbesserte Verarbeitungseigenschaften des warmumgeformten Blechformteils erreicht werden. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich derartige Blechformteile praxisgerecht herstellen lassen.
  • Das Blechformteil der Erfindung ist im Anspruch 1 dargelegt. Das Verfahren zur Herstellung des Blechformteils der Erfindung ist im Anspruch 8 dargelegt.
  • Gegenüber bekannten Stahlflachprodukten weist das Stahlsubstrat des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes einen 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 0,140 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-% beträgt. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,8 Gew.-% beträgt.
  • 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 0,140 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,16 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%, insbesondere maximal 0,24 Gew.-%.
  • Bei einer zweiten weitergebildeten Variante beträgt der Aluminium-Gehalt mindestens 0,50 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,60 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,70 Gew.-%. Der maximale Aluminium-Gehalt beträgt bei dieser Variante maximal 1,0 Gew.-%, insbesondere maximal 0,9 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%.
  • Aluminium ("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.
  • 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 (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 im Übergangsbereich zwischen Stahlsubstrat und Korrosionsschutzüberzug, wo der Anteil des zur Verfügung stehenden Aluminiums stark durch den Aluminium-Gehalt des Stahlsubstrates geprägt ist. Es kann insbesondere zu einer Ansammlung von Poren in Form eines Bandes im Übergangsbereich kommen.
  • Solche Poren und insbesondere ein Band von Poren verursachen vielfältige Probleme:
    • Durch die Poren ist die mechanische Integrität in diesem Bereich reduziert. Es kann schneller zu Schichtablösung bei korrosiver Beanspruchung kommen.
      Zudem reduziert sich die übertragbare Kraft an der Verbindungsstelle zweier Bauteile nach Verkleben oder Verschweißen.
    • Die Poren führen zu veränderten Strombahnen im Material beim Widerstandpunktschweißen, die die Schweißeignung negativ beeinflussen und so den Schweißbereich reduzieren.
    • Bereits die Poren selbst erleichtern die Risseinleitung und Rissausbreitung beim statischen und dynamischen Biegen.
  • Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass durch die Erhöhung des Aluminium-Gehaltes ("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.
  • 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.
  • Unterstützt wird dabei insbesondere das Biegeverhalten des Blechbauteils durch den erfindungsgemäßen Niob-Gehalt ("Nb") von mindestens 0,001 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Nb-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,024 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,025 Gew.-%.
  • Der angegebene Nb-Gehalt führt insbesondere bei dem nachfolgend beschriebenen Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug zu einer Verteilung von Niobkarbonitriden, die beim anschließenden Warmumformen zu einem besonders feinen Härtungsgefüge führt. Während des Abkühlens nach dem Schmelztauchbeschichten wird das beschichtete Stahlflachprodukt für eine gewisse Zeit in einem Temperaturbereich von 400 °C und 300 °C gehalten. In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff ("C") 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 Kohlenstoff und Niob im Stahlsubstrat, welche sich dann im nachfolgenden Austenitisierungsschritt der Warmumfomung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und als zusätzliche Austenitkeime wirken. Daher ergibt sich ein verfeinertes Austenitgefüge mit kleineren Austenitkörnern und damit auch ein verfeinertes Härtungsgefüge.
  • Dies betrifft insbesondere auch die sich in der Warmumformung ausbildende ferritische Interdiffusionsschicht. Das verfeinerte ferritische Gefüge in der Interdiffusionsschicht unterstützt die Reduzierung der Risseinleitungstendenzen unter Biegebelastungen.
  • Der höhere Nb-Gehalt hat noch einen weiteren Vorteil. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass der höhere Nb-Gehalt im Stahlsubstrat zu einer Verschiebung des elektrochemischen Potentials beim endgültigen Blechformteil hin zu einem positiveren (d.h. edleren) Potential führt. Als ein guter Indikator für die Verschiebung des elektrochemischen Potentials hat sich hier der Nb-Gehalt in der Interdiffusionsschicht erwiesen. Wenn der Nb-Gehalt in der Interdiffusionsschicht mindestens 0,010 % beträgt, ist das Potential etwa 100-150 mV höher als bei einem Vergleichssubstrat mit niedrigerem Nb-Gehalt. Das so beschaffene Blechformteil hat daher eine höhere Korrosionsbeständigkeit.
  • Ein zu hoher Nb-Gehalt führt allerdings zu einer verschlechterten Rekristallisierbarkeit. Daher beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,2 Gew.-%. Weiterhin bevorzugt beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%.
  • Aluminium und Niob haben beide einen Einfluss auf die Kornfeinung bei der Austenitisierung im Warmumformprozess. Es hat sich herausgestellt, dass Aluminium neben Niob insbesondere das Kornwachstum bei erhöhten Temperaturen im Austenit (beispielsweise bei über 1200 °C) über eine verhältnismäßig frühe, d.h. bei relativ hohen Temperaturen stattfindende, Bildung von AIN verfeinert. Die Bildung von AIN ist gegenüber der Bildung von NbN bzw. NbC thermodynamisch begünstigt. Die Ausscheidung von AIN wirkt hier kornfeinend im Austenit und somit zähigkeitsverbessernd. Steigende Al/Nb-Verhältnisse verbessern diesen Effekt. Daher gilt optional für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt: 1 ≤ Al / Nb
    Figure imgb0001
     bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb >_ 2, insbesondere >_ 3. Gleichzeitig führt ein zu großes Verhältnis von AI/Nb dazu, dass die AIN-Bildung nicht mehr so vorteilhaft fein erfolgt, sondern zunehmend gröbere AIN-Partikel auftreten, was den Kornfeinungseffekt wieder schmälert. Es hat sich gezeigt, dass dieser Effekt bei niedrigen Mangan-Gehalten früher auftritt als bei höheren Mangan-Gehalten, da mit steigendem Mangan-Gehalt die AC3-Temperatur abnimmt. Daher wird bei niedrigen Mangan-Gehalten von ≤ 1,6 Gew.-% ein Verhältnis von Al/Nb eingestellt, für das gilt: Al / Nb ≤ 20.0 ,
    Figure imgb0002
     was etwa einem atomaren Verhältnis beider Elemente ≤ 6 entspricht. Bevorzugt ist für Mn ≤ 1,6 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤ 10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Bei höheren Mangan-Gehalten von Mn >_ 1,7 Gew.-% sind dagegen auch höhere Verhältnisse möglich. wird bei höheren Mangan-Gehalten von 1,7 Gew.-% oder mehr ein Verhältnis von AI/Nb eingestellt, für das gilt: Al / Nb ≤ 30.0 ,
    Figure imgb0003
  • Bevorzugt ist für Mn >_ 1,7 Gew.-% das Verhältnis Al/Nb ≤ 28.0, insbesondere ≤ 26.0, bevorzugt ≤ 24.0, besonders bevorzugt ≤ 22.0, bevorzugt ≤ 20.0, insbesondere ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤ 10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Unabhängig vom Mangan-Gehalt ist es also optional bevorzugt ein Verhältnis von AI/Nb einzustellen, für das gilt: Al / Nb ≤ 20.0 ,
    Figure imgb0004
  • Bevorzugt ist das Verhältnis Al/Nb ≤ 18.0, insbesondere ≤ 16.0, bevorzugt ≤ 14.0, besonders bevorzugt ≤ 12.0, insbesondere ≤ 10.0, bevorzugt ≤ 9.0, insbesondere ≤ 8.0, bevorzugt ≤ 7.0.
  • Kohlenstoff ("C") ist im Stahlsubstrat des Stahlflachproduktes in Gehalten von 0,06 - 0,5 Gew.-% enthalten. Derart eingestellte C-Gehalte tragen zur Härtbarkeit des Stahls bei, indem sie die Ferrit- und Bainitbildung verzögern sowie den Restaustenit im Gefüge stabilisieren. Ein C-Gehalt 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 C-Gehalt auf 0,5 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,45 Gew.-%, bevorzugt auf 0,42 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,40 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,38 Gew.-%, insbesondere maximal 0,35 Gew.-% eingestellt werden.
  • Um die positiven Effekte der Anwesenheit von Kohlenstoff 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.
  • 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 maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.
  • 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.-%.
  • Bei einer dritten weitergebildeten Variante beträgt der C-Gehalt mindestens 0,30 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,32 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,33 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,34 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.-%. Bei diesen Gehalten lassen sich unter Beachtung der weiteren Maßgaben der Erfindung Zugfestigkeiten des Blechformteils von mindestens 1700 MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa nach Warmpressformen sicher erreichen.
  • Silizium ("Si") wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0,15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,6 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,50 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
  • Mangan ("Mn") wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,4 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten signifikante Anteile von Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,8 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,9 Gew.-%, bevorzugt mindestens 1,00 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,05 Gew.-%, besonders bevorzugt von mindestens 1,10 Gew.-%, sind vorteilhaft, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mn-Gehalte von mehr als 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,5 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.-%, bevorzugt auf 1,20 Gew.-% beschränkt ist. Mn-Gehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
  • Titan ("Ti") ist ein Mikrolegierungselement, welches hinzulegiert wird, um zur Kornfeinung beizutragen, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, insbesondere mindestens 0,004 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,10 Gew.-% Ti verschlechtert sich die 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 so Bor es zu ermöglichen, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Daher beträgt bei einer bevorzugten Weiterbildung der Titangehalt mehr als das 3,42-fache des Stickstoffgehaltes, um eine ausreichende Abbindung von Stickstoff zu erreichen.
  • Bor ("B") wird hinzulegiert, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei B-Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0007 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei B-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 B-Gehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0100 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0050 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0030 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0025 Gew.-% beschränkt.
  • Phosphor ("P") und Schwefel ("S") sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,05 Gew.-% tritt zudem eine beginnende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,03 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,0010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,005 Gew.-%, begrenzt.
  • Stickstoff ("N") ist ebenfalls aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl als Verunreinigungen vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der N-Gehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,010 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.
  • Weitere typische Verunreinigungen sind Zinn ("Sn") und Arsen ("As"). Der Sn-Gehalt beträgt maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,02 Gew.-%. Der As-Gehalt beträgt maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,005 Gew.-%.
  • Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, N, Sn und As können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an diesen "unvermeidbaren Verunreinigungen" in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente Cr, Cu, Mo, Ni, V, Ca und W, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweiligen Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen" gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist.
  • Chrom, Kupfer, Molybdän, Nickel, Vanadium, Calzium und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden.
  • Chrom ("Cr") unterdrückt die Bildung von Ferrit und Perlit während einer beschleunigten Abkühlung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ermöglicht eine vollständige Martensitbildung auch bei geringeren Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird.
  • Diese genannten Effekte stellen sich ab einem Gehalt von 0,01 Gew.-% ein, wobei sich ein Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,15 Gew.-% in der Praxis für eine sichere Prozessführung bewährt hat. Zu hohe Gehalte an Cr beeinträchtigen allerdings die Beschichtbarkeit des Stahls. Deshalb ist der Cr-Gehalt des Stahls eines des Stahlsubstrates auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,80 Gew.-%, insbesondere maximal 0,75 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere maximal 0,30 Gew.-% beschränkt.
  • Vanadium ("V") kann optional in Gehalten von 0,001 -1,0 Gew.-% hinzulegiert werden. Bevorzugt beträgt der Vanadium-Gehalt maximal 0,3 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 0,2 Gew.-% Vanadium hinzulegiert.
  • Kupfer ("Cu") kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Bei einem zu hohen Cu-Gehalt verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,10 Gew.-% beschränkt ist.
  • Molybdän ("Mo") kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit 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 Mo-Gehalt höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,08 Gew.-% betragen.
  • Nickel ("Ni") stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden, bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt mindestens 0,015 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,020 Gew.-%. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,20 Gew.-%, beschränkt bleiben. Bevorzugt beträgt der Ni-Gehalt maximal 0,10 Gew.-%.
  • Calcium ("Ca") dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen, insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional mindestens 0,0005 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,0010 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,0020 Gew.-% enthalten. Der maximale Ca-Gehalt beträgt 0,01 Gew.-%, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,005 Gew.-%. Bei zu hohen Ca-Gehalten wächst die Wahrscheinlichkeit, dass sich nichtmetallische Einschlüsse unter Beteiligung von Calcium bilden, die den Reinheitsgrad des Stahles und auch seine Zähigkeit verschlechtern. Aus diesem Grund sollte eine Obergrenze des Ca-Gehalts von höchstens 0,005 Gew-%, vorzugsweise höchstens 0,003 Gew-%, insbesondere höchstens 0,002 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,001 Gew.-% eingehalten werden.
  • Wolfram ("W") kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert.
  • Bei bevorzugten Weiterbildungen beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes ("Mn+Cr") mehr als 0,7 Gew.-%, insbesondere mehr als 0,8 Gew.-%, bevorzugt mehr als 1,1 Gew.-%. Unterhalb einer Mindestsumme beider Elemente geht deren notwendige umwandlungshemmende Wirkung verloren. Unabhängig davon beträgt die Summe des Mn-Gehaltes und des Cr-Gehaltes weniger als 3,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 2,5 Gew.-%, insbesondere weniger als 2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-%. Die oberen Grenzwerte beider Elemente entstehen durch die Sicherstellung der Beschichtungsperformance und zur Gewährleistung ausreichenden Schweißverhaltens.
  • Die vorstehenden Erläuterungen zu Elementgehalten und deren bevorzugten Grenzen gelten entsprechend für das im folgenden beschriebene Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachproduktes, für das Blechformteil und für das Verfahren zur Herstellung eines Blechformteiles.
  • Das Stahlflachprodukt umfasst bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug, um das Stahlsubstrat beim Warmumformen und bei der Verwendung des erzeugten Stahlbauteils vor Oxidation und Korrosion zu schützen.
  • Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Stahlflachprodukt bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug wird bevorzugt durch Schmelztauchbeschichten des Stahlflachproduktes erzeugt. Dabei wird das Stahlflachprodukt durch eine flüssige Schmelze geführt, die aus 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.
  • Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0 - 3,5 Gew.-% oder 5-15 Gew.-%, bevorzugt 7 - 12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Beim Schmelztauchbeschichten diffundiert Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug, so dass der Korrosionsschutzüberzug des Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht aufweist.
  • Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt 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.
  • Die AI-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der AI-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, sie besteht aus 0,1-15 Gew.-% Si, optional 2 - 4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, bevorzugt bis zu 1,0 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle, optional bis zu 15 Gew.-% Zn, bevorzugt bis zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
  • Bei einer bevorzugten Variante der AI-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Bei einer weiter bevorzugten Variante des Korrosionsschutzüberzuges ist der Si-Gehalt in der Legierungsschicht geringer als der Si-Gehalt in der Al-Basisschicht.
  • Der Korrosionsschutzüberzug hat bevorzugt eine Dicke von 5 bis 60 µm, insbesondere von 10 bis 40 µm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 − 360 g m 2
    Figure imgb0005
     bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen, bzw. 15 − 180 g m 2
    Figure imgb0006
     bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100 − 200 g m 2
    Figure imgb0007
     bei beidseitigen Überzügen, bzw. 50 − 100 g m 2
    Figure imgb0008
     für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120 − 180 g m 2
    Figure imgb0009
     bei beidseitigen Überzügen, bzw. 60 − 90 g m 2
    Figure imgb0010
     für einseitige Überzüge.
  • 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 AI-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.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlflachprodukt eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
  • Die Oxidschicht besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form. Für die optionale Ausführungsform mit Zink als Bestandteil der AI-Basisschicht sind auch Zinkoxidbestandteile in der Oxidschicht vorhanden.
  • Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.
  • Bei einer alternativen Ausgestaltung umfasst das Stahlflachprodukt einen Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis. Dabei kann der Korrosionsschutzüberzug einseitig oder beidseitig auf dem Stahlflachprodukt aufgebracht sein. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet.
  • Ein solcher Korrosionsschutzüberzug auf Zink-Basis umfasst bevorzugt 0,2 - 6,0 Gew.-% Al, 0,1 - 10,0 Gew.-% Mg, optional 0,1 - 40 Gew.-% Mangan oder Kupfer, optional 0,1 - 10,0 Gew.-% Cer, optional höchstens 0,2 Gew.-% weitere Elemente, unvermeidbare Verunreinigung und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
  • Ein weitergebildetes Stahlflachprodukt weist bevorzugt eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 10,0%, insbesondere mindestens 11,0 %, bevorzugt mindestens 11,5%, insbesondere mindestens 12,0% auf.
  • 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: Δ Re = ReH − ReL ≤ 45 MPa mit ReH = obere Streckgrenze in MPa und ReL = untere Streckgrenze in MPa .
    Figure imgb0011
  • Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen, für die die Differenz ΔRe höchstens 25 MPa beträgt.
  • Ein speziell weitergebildetes Stahlflachprodukt weist eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, insbesondere mindestens 18 %, bevorzugt mindestens 19%, besonders bevorzugt mindestens 20% auf.
  • Das Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes für die Warmumformung mit einem Korrosionsschutzüberzug umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die 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 - 0,5 %,
    Ni: 0,01 - 0,5 %
    V: 0,001 - 0,3%
    Ca: 0,0005 - 0,005 %
    W: 0,001 -1,00 %

    besteht;
    b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
    c) Optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
    d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
    e) Optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
    f) Optionales Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
    g) Optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
    h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
    i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650 - 800 °C, bevorzugt 670 - 800 °C beträgt;
    j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660 - 800 °C, bevorzugt 680 - 740 °C;
    k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
    l) Optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
  • In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.
  • In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400 °C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
  • Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen.
  • In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt typischerweise unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750 °C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000 °C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700 °C.
  • Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt optional in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
  • Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen ΔdKW durch die Warmbanddicke d verstanden: KWG = Δ dKW / d
    Figure imgb0012
     mit ΔdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme ΔdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen.
  • In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650 - 900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C. Bei Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.
  • In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Eintauchtemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Eintauchtemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Schmelzbads abgestimmt. Die Eintauchtemperatur beträgt 600 - 800 °C, bevorzugt mindestens 650°C, besonders bevorzugt mindestens 670 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C. Für eine besonders homogene Grenzschichtausbildung ist es wichtig, dass genügend thermische Energie in der Grenzschicht zwischen Stahlsubstrat und Aluminiumschmelze vorliegt. Dies ist bei tieferen Temperaturen als 600 °C nicht der Fall, so dass sich unerwünschte Verbindungen bilden können, deren spätere Rückumwandlung zu Poren führen kann. Ab den bevorzugten Eintauchtemperaturen erhöht sich die Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium nochmals signifikant, so dass bereits zu Beginn des Überzugsprozesses vermehrt Eisen in die noch flüssige Grenzschicht eindiffundieren kann. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Eintauchtemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s. Insbesondere weicht die Eintauchtemperatur T6 von der Temperatur des Schmelzenbades T7 um nicht mehr als 30K, insbesondere nicht mehr als 20K, bevorzugt nicht mehr als 10K ab.
  • Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, so dass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 660 - 800 °C, bevorzugt 680 -740°C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen. In einem solchen Fall enthält das Schmelzbad 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, insbesondere bi zu 10 Gew.-% Zn und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bei einer bevorzugten Variante beträgt der Si-Gehalt der Schmelze 1,0 - 3,5 Gew.-% oder 7 - 12 Gew.-%, insbesondere 8 - 10 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen.
  • Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei beträgt eine erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und eine zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s.
  • Dabei kann die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C (mittlerer Temperaturbereich mT) realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C bleibt. In diesem Temperaturbereich liegt zum einen eine signifikante Diffusionsgeschwindigkeit von Eisen in Aluminium vor und zum anderen ist die Diffusion von Aluminium in Stahl gehemmt, da die Temperatur unter der halben Schmelztemperatur von Stahl liegt. Dies ermöglicht eine Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug ohne starke Diffusion von Aluminium in das Stahlsubstrat.
  • Die Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug hat gleich mehrere Vorteile:
    Zum einen wird das Aufschmelzen des Korrosionsschutzüberzugs beim Austenitisieren vor dem Presshärten verzögert. Zum anderem kommt es zu einer Homogenisierung der Wärmeausdehnungskoeffizienten von Korrosionsschutzüberzug und Substrat. Das heißt der Übergangsbereich zwischen Wärmeausdehnungskoeffizient Substrat und Oberfläche wird breiter, was die thermischen Spannungen beim Wiederaufheizen reduziert.
  • Gleichzeitig hätte das Eindiffundieren von Aluminium in das Stahlsubstrat erhebliche Nachteile: Durch die sehr hohe Affinität von Aluminium zu Stickstoff kann ein hoher Aluminium-Gehalt dazu führen, dass sich Stickstoff aus feinen Ausscheidungen, wie Niobkarbonitriden oder Titankarbonitriden löst und sich stattdessen grobe Ausscheidungen, wie Aluminiumnitride, bevorzugt auf den Korngrenzen bilden. Diese würden die Crashperformance verschlechtern, wie auch den Biegewinkel verringern. Außerdem destabilisiert dies die feinen Ausscheidungen (z.B. die Nbhaltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche wichtig für viele bevorzugte Eigenschaften sind. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perlit/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von Al in der Randschicht des Stahlsubstrats führen. Dies sollte ebenfalls zur Verbesserung der Crash- und Biegeperformance verhindert werden. Diese Nachteile des Eindiffundierens von Aluminium in das Stahlsubstrat werden durch Hemmung daher reduziert oder vermieden.
  • Durch die bevorzugte erste Abkühldauer tmT (14s) nimmt die Eisenkonzentration in der Übergangsgrenzschicht soweit zu, dass sich dadurch die Aktivität von Aluminium im Überzug direkt an der Substratgrenze weiter verringert. Dies führt dann zu einer noch weiter verringerten Aluminiumaufnahme ins Substrat bei der Austenitisierung vor dem Presshärten mit den damit verbundenen oben beschriebenen Vorteilen.
  • Die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C (niedriger Temperaturbereich nT) kann ebenfalls realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 300 °C bleibt.
  • In diesem Temperaturbereich besteht noch eine gewisse Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff im Stahlsubstrat, während die thermodynamische Löslichkeit sehr gering ist. Somit diffundiert Kohlenstoff zu Gitterstörungen und sammelt sich dort, z.B. zu gelösten Nb-Atomen. Diese weiten durch ihr deutlich höheres Atomvolumen das Atomgitter auf und vergrößern somit die Tetraeder und Oktaederlücken im Atomgitter, so dass die lokale Löslichkeit von C erhöht ist. Dadurch ergeben sich Cluster von C und Nb, welche sich dann im Austenitisierungsschritt der Warmumformung zu sehr feinen Ausscheidungen umwandeln und zu einem verfeinerten Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge, sowie einer Reduktion des freien Wasserstoffgehalts führen.
  • Bei der bevorzugten Haltezeit von mehr als 12s bilden sich zudem sehr feine Eisenkarbide (sogenannte Übergangskarbide), welche sich beim Austenitisieren wiederum sehr schnell auflösen und zu zusätzlichen Austenitkeimen und somit einem noch feineren Austenitgefüge und damit auch Härtungsgefüge führen.
  • Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern.
  • Die Erfindung betrifft weiterhin ein Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt umfassend ein zuvor erläutertes Stahlsubstrat und einen Korrosionsschutzüberzug. Der Korrosionsschutzüberzug hat den Vorteil, dass er Zunderbildung verhindert während der Austenitisierung beim Warmumformen. Weiterhin schützt ein solcher Korrosionsschutzüberzug das geformte Blechformteil gegen Korrosion.
  • Bei einer speziellen Ausführungsform umfasst das Blechformteil bevorzugt einen Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis. Bevorzugt umfasst der Korrosionsschutzüberzug des Blechformteils eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht. Beim Blechformteil wird die Legierungsschicht auch häufig als Interdiffusionsschicht bezeichnet.
  • Die Dicke des Korrosionsschutzüberzuges beträgt bevorzugt mindestens 10 µm, besonders bevorzugt mindestens 20 µm, insbesondere mindestens 30 µm.
  • 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.
  • Die Legierungsschicht liegt dabei auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht des Blechformteils aus 35 - 90 Gew.-% Fe, 0,1 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Durch das weitere Eindiffundieren von Eisen in die Legierungsschicht sind die Anteile von Si und Mg entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades.
  • Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.
  • Die AI-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Stahlbauteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die AI-Basisschicht des Stahlbauteils aus 35 - 55 Gew.-% Fe, 0,4 - 10 Gew.-% Si, optional bis zu 0,5 Gew.-% Mg und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium.
  • Die AI-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10 % variieren. Bevorzugte Varianten der AI-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % weniger beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20 % mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.
  • Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen mindestens eine 40 % durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.
  • Unter "inselförmig" wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also "Inseln" eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden.
  • Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Stahlbauteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.
  • Die Oxidschicht des Stahlbauteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, wobei der Hauptanteil der Oxide (d.h. mehr als 50 Gew.-% der Oxide) Aluminiumoxid ist. Optional sind in der Oxidschicht zusätzlich zu Aluminiumoxid Hydroxide und / oder Magnesiumoxid alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.
  • Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke maximal 4 µm, 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.-% Al, 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 Verunreinigungen und als Rest Zink. Insbesondere beträgt der Al-Gehalt maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,5 Gew.-%. Der Fe-Gehalt, der durch Eindiffundieren zustande kommt, beträgt bevorzugt mehr als 20 Gew.-%, insbesondere mehr als 30 Gew.-%. Zudem beträgt der Fe-Gehalt insbesondere maximal 70 Gew-%, insbesondere maximal 60 Gew.-%. Der Mg-Gehalt beträgt insbesondere maximal 3,0 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,0 Gew.-%. Der Korrosionsschutzüberzug kann durch Schmelztauchbeschichten oder durch physikalische Gasphasenabscheidung oder durch elektrolytische Verfahren aufgebracht werden.
  • Bei einer speziellen Weiterbildung weist das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80 % Martensit und/oder unterem Bainit, bevorzugt zumindest teilweise mehr als 90 % Martensit und/oder unterem Bainit, insbesondere zumindest teilweise mehr als 95 %, besonders bevorzugt zumindest teilweise mehr als 98 % auf. Bei einer bevorzugten 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.
  • Durch den hohen Martensitgehalt lassen sich sehr hohe Zugfestigkeiten und Streckgrenzen erreichen.
  • 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 A80 in einem Bereich von 8 % bis 25 %, bevorzugt zwischen 10 % und 22 %, insbesondere zwischen 12 % und 20 % auf.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform weisen die ehemaligen Austenitkörner des Martensits einen mittleren Korndurchmesser auf, der kleiner ist als 14 µm, insbesondere kleiner als 12 µm, bevorzugt kleiner als 10 µm. 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.
  • Das Blechformteil weist in einer weitergebildeten Variante zumindest teilweise eine Streckgrenze von mindestens 950 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, insbesondere mindestens 1200 MPa, bevorzugt mindestens 1300 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa insbesondere mindestens 1500 MPa.
  • Bei einer weitergebildeten Variante weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, bevorzugt mindestens 1300 MPa, bevorzugt mindestens 1400 MPa, insbesondere mindestens 1600 MPa, bevorzugt mindestens 1700MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa auf.
  • Insbesondere weist das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 3,5 %, insbesondere mindestens 4 %, insbesondere mindestens 4,5 %, bevorzugt mindestens 5 %, besonders bevorzugt mindestens 6 % auf.
  • Zudem kann das Blechformteil bei einer bevorzugten Variante zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, insbesondere mindestens 45° bevorzugt mindestens 50° aufweisen. Unter dem Biegewinkel ist hier der um die 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 Biegewinkel korrigiert = Biegewinkel ermittel ⋅ Blechdicke
    Figure imgb0013
     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. 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 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 speziellen Weiterbildung weist das Blechformteil feine Ausscheidungen im Gefüge, insbesondere in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, auf.
  • Unter feinen Ausscheidungen werden im Sinne dieser Anmeldung alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet.
  • Bei einer bevorzugten Ausgestaltung beträgt der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen maximal 11 nm, bevorzugt maximal 10 nm, insbesondere maximal 8nm, bevorzugt maximal 6nm. Im Sinne dieser Erfindung 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.
  • 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.
  • Die realen mechanischen Kennwerte des Blechformteils werden ermittelt, indem das Blechformteil zunächst kathodisch mit Tauchlack beschichtet wird oder einer anlogen Wärmebehandlung unterzogen wird. Kathodische Tauchlackierungen werden im Regelfall für entsprechende Bauteile in der Automobilindustrie durchgeführt. Bei einer kathodischen Tauchlackierung werden die Bauteile zunächst in einer wässrigen Lösung beschichtet. Diese Beschichtung wird anschließend bei einer Wärmebehandlung eingebrannt. Dabei werden die Blechformteile auf 170°C erwärmt und bei dieser Temperatur für 20 Minuten gehalten. Anschließend werden die Bauteile an Umgebungsluft auf Raumtemperatur abgekühlt. Da diese Wärmebehandlung Einfluss auf die mechanischen Kenngrößen haben kann, sind im Sinne dieser Anmeldung die mechanischen Kenngrößen (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Streckgrenzenverhältnis, Bruchdehnung A80, Biegewinkel, Vickershärte) so zu verstehen, dass sie an einem Bauteil mit einer kathodischen Tauchlackierung vorliegen oder an einem Bauteil, das nach der Umformung, einer Wärmebehandlung unterzogen wurde, die analog zu einer kathodischen Tauchlackierung ist. In der Praxis variiert die Wärmebehandlung der kathodischen Tauchlackierung geringfügig. Üblich sind Temperaturen von 165°C-180°C und Haltezeiten von 12 - 30 Minuten. Die Änderung der mechanischen Kenngrößen aufgrund dieser Variationen (165°C-180°C; 12 - 30 Minuten) sind jedoch vernachlässigbar.
  • In einer bevorzugten Variante umfasst das Blechformteil eine kathodische Tauchlackierung.
  • Bei einer besonders bevorzugten Ausführungsvariante des Blechformteils beträgt das elektrochemische Potential der Oberfläche des Blechformteils in einem korrosiv wirkenden Medium mindestens -0,50 V. Das elektrochemische Potential ist also -0,50 V oder größer, das heißt positiver.
  • Das elektrochemische Potential wird dabei gemäß DIN-Norm "DIN 50918 (2018.09) ("Ruhepotenzialmessung an homogenen Mischelektroden") bestimmt. Insoweit Absolut- anstelle Differenzwerte für das elektrochemische Potential angegeben werden, ist damit der Bezug zur Normwasserstoffelektrode gemeint. Als korrosives Medium kommt bei der Messung eine wässrige, 5 %-NaCl-Lösung mit einem pH-Wert von 7 zum Einsatz, die typische Korrosionsbedingungen im Automobilbereich repräsentiert. Mit anderen Worten beträgt das elektrochemische Potential der Oberfläche des Blechformteils in einer wässrigen 5 %-NaCl-Lösung mit einem pH-Wert von 7 mindestens -0,50 V.
  • Bevorzugt beträgt das elektrochemische Potential mindestens -0,45 V, besonders bevorzugt mindestens -0,40 V, insbesondere mindestens -0,39 V, besonders bevorzugt mindestens -0,38 V, insbesondere mindestens - 0,36 V, bevorzugt mindestens -0,34 V. Weiterhin bevorzugt beträgt das elektrochemische Potential maximal -0,1V, bevorzugt maximal -0,20V, insbesondere -0,25V, bevorzugt maximal -0,30 V.
  • Ein größeres, das heißt positiveres, elektrochemisches Potential hat den Vorteil, dass das Blechformteil eine geringere Korrosionsneigung aufweist. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass der höhere Nb-Gehalt im Stahlsubstrat zu einer Verschiebung des elektrochemischen Potentials zu einem positiveren (d.h. edleren) Potential führt. Das Potential ist typischerweise etwa 100 - 150 mV höher als bei einem Vergleichssubstrat mit niedrigerem Nb-Gehalt.
  • Eine weitergebildete Variante des Blechformteils zeichnet sich dadurch aus, dass der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminium-Basis ist und das Blechformteil eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht umfasst. Zudem ist im Querschliff der Legierungsschicht auf einer Messlänge von 500 µm die mit Poren besetzte Fläche in der Legierungsschicht kleiner 250 µm2, bevorzugt kleiner 200 µm2, insbesondere kleiner als 180 µm2, besonders bevorzugt weniger 100 µm2, insbesondere weniger als 75 µm2.
  • 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.
  • 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.
    • 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.
    • 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.
  • Bei einer speziellen Ausgestaltung beträgt der der Anteil der von Poren besetzten Fläche in der Legierungsschicht mit einem Durchmesser größer oder gleich 0,1 µm weniger als 10 %, insbesondere weniger als 5 %, bevorzugt weniger als 3 % beträgt. Kleinere Poren wirken sich deutlich weniger auf die erläuterte Reduzierung der mechanischen Integrität aus. Daher ist eine besonders feinporige Legierungsschicht bevorzugt.
  • In einer besonders bevorzugten Ausgestaltung beträgt der Schweißbereich mindestens 0,9 kA, bevorzugt mindestens als 1,0 kA, besonders bevorzugt mindestens als 1,1 kA, insbesondere mindestens 1,2 kA. Der Schweißbereich wird dabei nach SEP 1220-2 bestimmt. Insbesondere beträgt der Schweißbereich maximal 1,6 kA, insbesondere maximal 1,4 kA. Die genannten Bereiche ermöglichen eine besonders stabile Weiterverarbeitung der Blechformteile.
  • In einer speziellen Ausgestaltung ist der Nb-Anteil in der Legierungsschicht größer als 0,010 Gew.-%, bevorzugt größer 0,015 Gew.-%, insbesondere größer 0,018 Gew.-%.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Blechformteil handelt es sich bevorzugt um ein Bauteil für ein Landfahrzeug, Seefahrzeug oder Luftfahrzeug. Besonders bevorzugt handelt es sich um ein Automobilteil, insbesondere um ein Karrosserieteil. Bevorzugt ist das Bauteil eine B-Säule, Längsträger, A-Säule, Schweller oder Querträger.
  • Das erfindungsgemässe Verfahren zum Herstellen eines Blechformteils ist im unabhängigen Anspruch 8 dargelegt.
  • Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird somit ein Zuschnitt, der aus einem entsprechend den voranstehenden Erläuterungen in geeigneter Weise zusammengesetzten Stahl besteht, bereitgestellt (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 TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt c)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C , insbesondere oberhalb von Ms+300°C, beträgt. Insbesondere überschreitet die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise 600 °C. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur TEinlg des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise, insbesondere vollständig im Bereich 600 °C bis 850 °C, um eine gute Umformbarkeit und die ausreichende Härtbarkeit zu gewährleisten. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C) wird im Sinne dieser Anmeldung verstanden, dass mindestens 30 %, insbesondere mindestens 60 % des Volumens des Zuschnitts, bevorzugt der gesamte Zuschnitt, eine entsprechende Temperatur überschreiten. Entsprechendes gilt für das zumindest teilweise Vorhandensein einer Temperatur im Intervall 600 °C bis 850 °C bei der zuvor erläuterten bevorzugten Variante. Beim Einlegen in das Umformwerkzeug weist also mindestens 30 % des Zuschnitts ein austenitisches Gefüge auf, d.h. die Umwandlung vom ferritischen ins austenitische Gefüge muss beim Einlegen in das Umformwerkzeug noch nicht abgeschlossen sein. Vielmehr können bis zu 70 % des Volumens des Zuschnitts beim Einlegen in das Umformwerkzeug aus anderen Gefügebestandteilen, wie angelassenem Bainit, angelassenem Martensit und/oder nicht bzw. teilweise rekristallisiertem Ferrit bestehen. Zu diesem Zweck können bestimmte Bereiche des Zuschnitts während der Erwärmung gezielt auf einem niedrigeren Temperaturniveau gehalten werden als andere. Hierzu kann die Wärmezufuhr gezielt nur auf bestimmte Abschnitte des Zuschnitts gerichtet werden oder die Teile, die weniger erwärmt werden sollen, gegen die Wärmezufuhr abgeschirmt werden. In dem Teil des Zuschnittmaterials, dessen Temperatur niedriger bleibt, entsteht im Zuge der Umformung im Werkzeug kein oder nur deutlich weniger Martensit, so dass das Gefüge dort deutlich weicher ist als in den jeweils anderen Teilen, in denen ein martensitisches Gefüge vorliegt. Auf diese Weise kann im jeweils geformten Blechformteil gezielt ein weicherer Bereich eingestellt werden, in dem beispielsweise eine für den jeweiligen Verwendungszweck optimale Zähigkeit vorliegt, während die anderen Bereiche des Blechformteils eine maximierte Festigkeit besitzen.
  • Maximale Festigkeitseigenschaften des erhaltenen Blechformteils können dadurch ermöglicht werden, dass die zumindest teilweise im Blechzuschnitt erreichte Temperatur zwischen Ac3 und 1000 °C, bevorzugt zwischen 850 °C und 950 °C liegt.
  • Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229., angegebenen Formel AC3[°C] = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V)[°C/Gew.-%] mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni =jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
  • Eine optimal gleichmäßige Eigenschaftsverteilung lässt sich dadurch erreichen, dass der Zuschnitt im Arbeitsschritt b) vollständig durcherwärmt wird.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt b) mindestens 3 K/s, bevorzugt mindestens 5 K/s, insbesondere mindestens 6 K/s, bevorzugt mindestens 8 K/s, insbesondere mindestens 10 K/s, bevorzugt mindestens 15 K/s. Die mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30 °C auf 700 °C zu verstehen.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die normierte mittlere Aufheizung 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.
  • 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.
  • Bei der normierten mittleren Aufheizung wird dieses Produkt Θ um die vorliegende Ofentemperatur TOfen im Verhältnis zu einer Referenz-Ofentemperatur TOfen, Referenz von 900°C=1173,15 K in der folgenden Weise normiert: Θ norm = T Ofen , Referenz 4 T Ofen 4
    Figure imgb0014
    . Θdabei sind die Ofentemperaturen jeweils in Kelvin einzusetzen.
  • Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen von mindestens Ac3+10°C, bevorzugt mindestens 850 °C, bevorzugt mindestens 880 °C, besonders bevorzugt mindestens 900 °C, insbesondere mindestens 920 °C, und maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.
  • Bevorzugt beträgt der Taupunkt der Ofenatmosphäre im Ofen 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 Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur. Insbesondere erfolgt die Erwärmung in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Hierbei erfolgt die Erwärmung in einer ersten Heizzone mit einer Temperatur (sogenannte Ofeneinlauftemperatur) von mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 680 °C, insbesondere mindestens 720 °C. Maximal beträgt die Temperatur in der ersten Heizzone bevorzugt 900 °C, insbesondere maximal 850 °C. Weiterhin bevorzugt beträgt die maximale Temperatur aller Heizzonen im Ofen maximal 1200 °C, insbesondere maximal 1000 °C, bevorzugt maximal 950 °C, besonders bevorzugt maximal 930 °C.
  • Die Gesamtzeit im Ofen tOfen, die sich aus einer Erwärmungszeit und einer Haltezeit zusammensetzt, beträgt bei beiden Varianten (konstante Ofentemperatur, stufenweise Erwärmung) bevorzugt mindestens 2 Minuten, insbesondere mindestens 3 Minuten, bevorzugt mindestens 4 Minuten. Weiterhin beträgt die Gesamtzeit im Ofen bei beiden Varianten bevorzugt maximal 20 Minuten, insbesondere maximal 15 Minuten, bevorzugt maximal 12 Minuten, insbesondere maximal 8 Minuten. Längere Gesamtzeiten im Ofen haben den Vorteil, dass eine gleichmäßige Austenitisierung des Blechzuschnittes sichergestellt ist. Andererseits führt ein zu langes Halten oberhalb von Ac3 zu einer Kornvergröberung, die sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt.
  • Der so erwärmte Zuschnitt wird aus der jeweiligen Erwärmungseinrichtung, bei der es sich beispielsweise um einen konventionellen Erwärmungsofen, eine ebenso an sich bekannte Induktionserwärmungseinrichtung oder eine konventionelle Einrichtung zum Warmhalten von Stahlbauteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von Ms+300°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 AC1-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900 °C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet.
  • Im Arbeitsschritt c) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20 s, insbesondere von maximal 15 s absolviert. Ein derart schneller Transport ist erforderlich, um eine zu starke Abkühlung vor der Verformung zu vermeiden.
  • Das Werkzeug besitzt beim Einlegen des Zuschnitts typischerweise eine Temperatur zwischen Raumtemperatur (RT) und 200 °C, bevorzugt zwischen 20 °C und 180 °C, insbesondere zwischen 50 °C und 150 °C. Das Werkzeug kann beim Einlegen des Zuschnitts auch eine Temperatur geringfügig unterhalb der Raumtemperatur haben, wenn beispielsweise das verwendet Kühlwasser geringfügig kälter ist (z.B. 15°C). Damit besitzt das Werkzeug bei einzelnen Ausführungsvarianten beim Einlegen des Zuschnitts eine Temperatur zwischen 10°C und 200°C. 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 TZiel liegt. Die Verweilzeit im Werkzeug tWZ beträgt bevorzugt mindestens 2s, insbesondere mindestens 3s, besonders bevorzugt mindestens 5s. Maximal beträgt die Verweilzeit im Werkzeug bevorzugt 25s, insbesondere maximal 20s, bevorzugt maximal 10s.
  • Die Zieltemperatur TZiel 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 TZiel des Blechformteils besonders bevorzugt unter Ms-50°C, wobei Ms die Martensitstarttemperatur bezeichnet. Weiterhin beträgt die Zieltemperatur des Blechformteils bevorzugt mindestens 20 °C, besonders bevorzugt mindestens 50 °C.
  • Die Martensitstarttemperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß der Formel: Ms[°C] = (490,85 Gew.-% - 302,6%C - 30,6%Mn - 16,6%Ni - 8,9%Cr + 2,4%Mo - 11,3 %Cu + 8,58%Co + 7,4%W - 14,5%Si)[°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei hier mit %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 wird.
  • Die AC1-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Stahls ist gemäß den Formeln: AC1[°C] = (739 Gew.-% - 22*%C - 7*%Mn + 2*%Si + 14*%Cr + 13*%Mo - 13*%Ni + 20*%V )[°C/Gew.-%] AC3 [°C] = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - 11*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni + 55*%V)[°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei auch hiermit mit %C der C-Gehalt, mit %Si der Si-Gehalt mit %Mn der Mn-Gehalt mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt und mit +%V der Vanadium-Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8-10).
  • Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die Zieltemperatur abgeschreckt. Die Abkühlrate im Werkzeuge rWZ auf die Zieltemperatur beträgt insbesondere mindestens 20 K/s, bevorzugt mindestens 30 K/s, insbesondere mindestens 50 K/s, in besonderer Ausführung mindestens 100 K/s.
  • Nach dem Entnehmen des Blechformteils in Schritt e) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur TAB von weniger als 100 °C innerhalb einer Abkühldauer tAB von 0,5 bis 600 s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.
  • Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Die Figuren zeigen:
    • Figur 1a
    eine aus einem Schliffbild gewonnene schematische Darstellung einer erfindungsgemäßen Probe mit einer geringen Porenanzahl.
    Figur 1b
    eine aus einem Schliffbild gewonnene schematische Darstellung einer Referenzprobe mit einer erhöhter Porenanzahl.
    Figur 2a
    eine aus einem Schliffbild gewonnene schematische Darstellung einer erfindungsgemäßen Probe mit einer geringen Porenanzahl nach einem Korrosionstest.
    Figur 2b
    jeweils eine aus einem Schliffbild gewonnene schematische Darstellung einer Referenzprobe mit einer erhöhter Porenanzahl nach einem Korrosionstest.
    Figur 3
    eine Korndarstellung des rekonstruierten Austenits.
  • 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 - 280 mm und Breite von 1000 - 1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur T1 aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf T1 gehalten, bis die Temperatur T1 im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur T1 aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, so dass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Eintauchtemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Eintauchtemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads ist in Tabelle 3 angegebenen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch Auflagen mit unterschiedlichen Schichtdicken erzeugt wurden (siehe Tabelle 3). Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10 - 15 K/s auf 600 °C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600 °C und 450 °C und zwischen 400 °C und 300 °C wurden die Bänder über die in Tabelle 2 angegebenen Abkühldauern TmT und TnT 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.
  • In der Tabelle 4 ist zusammengestellt, welche Stahlvariante (siehe Tabelle 1) mit welcher Prozessvariante (siehe Tabelle 2) und welcher Beschichtung (siehe Tabelle 3) kombiniert wurde.
  • Bei den Stahlzusammensetzungen D, E und F handelt es sich um Referenzbeispiele, die nicht erfindungsgemäß sind. Entsprechend sind die Versuche 3, 10, 11, 12, 13, 17 und 18 nicht erfindungsgemäß.
  • Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 1,7 mm.
  • Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden aus den abgekühlten Stahlbändern 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 4 sind die Ergebnisse der Zugprüfung angegeben. Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte ermittelt: die Streckgrenzenart, welche mit Re für eine ausgeprägte Streckgrenze und mit Rp für eine kontinuierliche Streckgrenze bezeichnet ist, sowie bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer ausgeprägten Streckgrenze die Werte für die untere Streckgrenze ReL, die obere Streckgrenze ReH und die Differenz von oberer und unterer Streckgrenze ΔRe, 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 11,5 % auf. Dabei liegt für die Proben 3 und 17 eine ausgeprägte Streckgrenze Re vor und für alle anderen Proben eine kontinuierliche Streckgrenze Rp. Für die Proben 3 und 17 ist in der Tabelle 4 die untere Streckgrenze ReL und die obere Streckgrenze ReH angegeben. Für alle anderen Proben ist die Dehngrenze Rp0.2 angegeben.
  • Von den so erzeugten 20 Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben 1 - 24 in Form von 200 x 300 mm2 großen Platten warmpressgeformt worden. In der Tabelle 7 ist eingetragen, welcher der 20 Beschichtungsversuche zu welchem Umformversuch korrespondiert. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit rOfen (zwischen 30 °C und 700 °C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur TOfen erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit tOfen bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre betrug in allen Fällen -5°C. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein Umformwerkzeug, welches die Temperatur TWZ besitzt, eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer tTrans lag zwischen 5 und 14 s. Die Temperatur TEinlg der Zuschnitte beim Einlegen in das Umformwerkzeug lag in allen Fällen oberhalb der jeweiligen Martensitstarttemperatur+100°C. Im Umformwerkzeug sind die Zuschnitte zum jeweiligen Blechformteil umgeformt worden, wobei die Blechformteile im Werkzeug mit einer Abkühlgeschwindigkeit rWZ abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit tWZ bezeichnet. Abschließend sind die Proben an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden. In Tabelle 5 sind für verschiedene Varianten die genannten Parameter angegeben, wobei "RT" die Raumtemperatur abkürzt.
  • Die Tabelle 5 zeigt sehr unterschiedliche Varianten für den Umformprozess. Während es beispielsweise bei der Variante II zur einer nahezu vollständigen Bildung von martensitischem Gefüge kommt (siehe Tabelle 8, Versuch 1) führt die vergleichsweise langsame Abkühlung der Varianten X mit der hohen Werkzeugtemperatur TWZ zu einer veränderten Gefügeausbildung mit hohen Ferritgehalten, die sich in Form einer höheren Bruchdehnung A80 auswirken.
  • In Tabelle 6 sind die wesentlichen Parameter für eine weiterentwickelte Prozessvariante aufgeführt. Bei diesen Versuchen erfolgte das Erwärmen des Blechzuschnitts nicht in einem Ofen mit konstanter Ofentemperatur wie bei den vorbeschriebenen Versuchen, sondern die Blechzuschnitte wurden stufenweise in Bereichen mit unterschiedlicher Temperatur erwärmt. Durchgeführt wurden die Versuche in einem Rollenherdofen mit unterschiedlichen Heizzonen. Grundsätzlich kann das Verfahren jedoch auch in mehreren separaten Öfen realisiert werden. Die Zuschnitte wurden zunächst in einen Einlaufbereich des Ofens mit einer Einlauftemperatur TEinlauf gebracht. Von dort wurden die Zuschnitte durch einen Zentralbereich in einen Auslaufbereich des Ofens mit einer Auslauftemperatur TAuslauf bewegt. In Tabelle 6 sind die Einlauftemperatur TEinlauf, die Auslauftemperatur TAuslauf sowie die maximale Ofentemperatur Tmax angegeben, die von den Zuschnitten durchlaufen wird. In den meisten Fällen wurde die maximale Ofentemperatur im Auslaufbereich angenommen. Bei der Variante A.X wurde die maximale Ofentemperatur allerdings im Zentralbereich angenommen. Der weitere Ablauf war identisch zu dem zuvor beschriebenen Prozess. Die entsprechenden Parameter sind in Tabelle 6 angegeben.
  • In Tabelle 7 sind die Gesamtergebnisse für die erhaltenen Blechformteile zusammengestellt. Die ersten Spalten geben die Probennummer, die Stahlsorte gemäß Tabelle 1, die Prozessvariante gemäß Tabelle 2, die Beschichtung gemäß Tabelle 2 und die Warmumformvariante gemäß Tabelle 5 bzw. Tabelle 6 an. In den weiteren Spalten ist die die Streckgrenze, die Zugfestigkeit, die Bruchdehnung A80 angegeben. Diese Werte wurden DIN EN ISO 6892-1 Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) an Proben quer zur Walzrichtung ermittelt. Der ermittelte Biegewinkel ist gemäß der VDA-Norm 238-100 mit einer Biegeachse quer zur Walzrichtung ermittelt worden. Dabei wird der ermittelte Biegewinkel jeweils nach der in der Norm angegebenen Formel aus dem Stempelweg errechnet (der ermittelte Biegewinkel (auch als maximaler Biegewinkel bezeichnet) 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 ermittelt Biegewinkel berechnet nach der Formel Biegewinkel korrigiert = Biegewinkel ermittelt ⋅ Blechdicke
    Figure imgb0015
     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. In der Tabelle 7 ist der gemessene maximale Biegewinkel angegeben. Zur Bestimmung des korrigierten Biegewinkels sind diese Zahlenwerte demnach noch mit der Wurzel der Blechdicke zu multiplizieren, die in Tabelle 4 angegeben ist.
  • Die mechanischen Kennwerte in Tabelle 7 wurden ermittelt, nachdem auf das umgeformte Blechformteil eine kathodische Tauchlackierung aufgebracht wurde. Während dieses Beschichtungsprozesses wurden die Blechformteile auf 170 °C erwärmt und bei dieser Temperatur für 20 Minuten gehalten. Anschließend werden die Bauteile an Umgebungsluft auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • In Tabelle 8 sind die Gefügeeigenschaften des Blechformteils angegeben. Dabei sind die Gefügeanteile in Flächen-% angegeben. Alle erfindungsgemäßen Beispiele haben einen Martensitanteil von mehr als 90 %.
  • Weiterhin sind in Tabelle 8 die Eigenschaften der feine Ausscheidungen im Gefüge angegeben. Bei den Ausscheidungen handelt es sich um Niobkarbonitriden und Titankarbonitriden, die beide zur Kornfeinung beitragen. Die Ausscheidungen werden mit Hilfe von elektronenoptischen und Röntgen-Aufnahmen (TEM und EDX) anhand von Kohlenstoffausziehabdrücken (in der Fachliteratur bekannt als "carbon extraction replicas") bestimmt. Hergestellt wurden die Kohlenstoffausziehabdrücke an Längsschliffen (20x30mm). Die Auflösung der Messung la zwischen 10.000-fach und 200.000-fach. Anhand dieser Aufnahmen lassen sich die Ausscheidungen in grobe und feine Ausscheidungen unterteilen. Als feine Ausscheidungen werden alle Ausscheidungen mit einem Durchmesser kleiner als 30 nm bezeichnet. Die übrigen Ausscheidungen werden als grobe Ausscheidungen bezeichnet. Durch einfaches Auszählen wird der Anteil von feinen Ausscheidungen an der Gesamtzahl an Ausscheidungen im Messfeld ermittelt. Für die feinen Ausscheidungen wird zudem mittels computergestützter Bildanalyse der mittlere Durchmesser berechnet. Bei den erfindungsgemäßen Proben beträgt der Anteil von feinen Ausscheidungen mehr als 90 %. Der mittlere Durchmesser der feinen Ausscheidungen ist zudem unter 11 nm.
  • Weiterhin ist in Tabelle 8 der Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner angegeben. Hierzu würden die Austenitkörner mittels der Software ARPGE aus EBSD-Messungen rekonstruiert. Die Softwareparameter betrugen dabei:
    • Orientierungsbeziehung Nishiyama-Wassermann
    • Tolerance for grain identification 7°
    • Tolerance for parent growth nucleation 7°
    • Tolerance for parent grain growth 15°
    • Minimum accepted grain size 10 Pixel
  • Für die Kornidentifikation wurde eine maximale Abweichung der Orientierung von 5° und ein minimaler Korndurchmesser von 5 Pixeln gemäß DIN EN ISO 643 angenommen.
  • Beispielhaft zeigt Figur 3 eine entsprechende Rekonstruktion der Austenits von Versuchs Nr. 1. In diesem Fall beträgt der mittlere Durchmesser der ehemaligen Austenitkörner 7,5 µm. Bei allen erfindungsgemäßen Beispielen liegt der mittlere Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner unter 14 µm. Bei zwei Versuchen ist der Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner nicht bestimmt worden. Der Eintrag in der Tabelle 8 lautet daher "n.b." (nicht bestimmt).
  • In Tabelle 9 sind die anwendungsbezogenen Eigenschaften des Blechformteils angegeben. Zum einen ist die mit Poren besetzte Fläche in der Legierungsschicht auf einer Messlänge von 500 µm angegeben. Bei allen erfindungsgemäßen Beispielen beträgt diese Fläche weniger als 250 µm2. Deutlich ist zu erkennen, dass sich bei den Beschichtungsvarianten und γ und φ, die kein Mg enthalten, mehr Poren bilden. Dies betrifft die Versuche 1, 3, 4, 5, 7, 10, 12, 16 und 18. Dagegen zeigen die übrigen, Mg-haltigen Schichten, weniger Poren. Der in Tabelle 9 angegebene Nb-Gehalt in der Legierungsschicht ist ein Mittelwert des Nb-Gehaltes in dieser Schicht. Wobei der Nb-Gehalt in der Legierungssschicht zur Oberfläche leicht abfällt und näherungsweise durch einen linearen Abfall in der Schicht gekennzeichnet ist.
  • Weiterhin ist in Tabelle 9 der Anteil der von Poren besetzten Fläche mit einem Durchmesser größer oder gleich 0,1 µm angegeben. Bei allen erfindungsgemäßen Beispielen beträgt dieser Anteil weniger als 10 %. Die Gesamtfläche der Poren und der Anteil der Poren größer 0,1 µm wurde anhand von Schliffbildern mittels computergestützter Bildanalyse ermittelt. Beispielhaft zeigt Figur 1a ein Schliffbild von Versuch 1 mit einer feinen Porenstruktur und Figur 1b als Vergleich ein Schliffbild von Versuch 12 mit einer gröberen Porenstruktur in der Legierungsschicht. Deutlich sind in Figur 1b die gröberen Poren als schwarze Flecken in der Legierungsschicht erkennbar. In den Figuren 2a und 2b sind die Auswirkungen der gröberen Poren nach einem Korrosionstest dargestellt. Die Figuren 2a und 2b zeigen Schliffbilder der gleichen Versuche jeweils nach einem Korrosionstest. Hierzu wurden die Proben in ein korrosives Medium verbracht und mit einem Strom beaufschlagt, um eine längere elektrochemische Korrosion zu simulieren. Als korrosives Medium kam eine wässrige, 5%-NaCl-Lösung mit einem pH-Wert von 7 zum Einsatz. Die Stromstärke betrug 1mA/cm2 für eine Zeitdauer von 6 Stunden. Deutlich ist zu erkenne, dass bei der Figur 2b die Schicht beinahe vollständig abgelöst wurde, während bei der Figur 2a die Schicht noch gut mit dem Substrat verbunden ist. Die erfindungsgemäßen Beispiele mit feinere Poren halten somit Korrosion deutlich besser Stand als die Referenzbeispiele mit der gröberen Porenstruktur.
  • In der Tabelle 8 ist weiterhin der Schweißbereich nach SEP 1220-2 angegeben. Bei allen erfindungsgemäßen Varianten liegt der Schweißbereich bei mindestens 0,9 und maximal bei 1,6 kA.
  • In Tabelle 8 ist weiterhin das elektrochemische Potential angegeben. Das elektrochemische Potential wird dabei gemäß DIN-Norm "DIN 50918 (2018.09) ("Ruhepotenzialmessung an homogenen Mischelektroden") bestimmt. Der angegebenen Absolutwert ist als Bezug zur Normwasserstoffelektrode zu verstehen. Als korrosives Medium kommt bei der Messung eine wässrige, 5%-NaCl-Lösung mit einem pH-Wert von 7 zum Einsatz, die typische Korrosionsbedingungen im Automobilbereich repräsentiert. Deutlich ist zu erkennen, dass alle Proben ein elektrochemisches Potential aufweisen, das größer als -0,50V ist. 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 0,2 0,8 0,2 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 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt)
    Prozessvariante T1 [°C] T2 [°C] T5 [°C] T4 [°C] KWG [%] T5 [°C] T6 [°C] T7 [°C] tmT [s] tnT [S]
    a 1250 1075 850 630 55 773 685 678 15 13
    b 1280 1110 860 620 50 787 708 686 15 13
    c 1205 1060 820 550 55 768 684 683 18 15
    d 1210 1120 910 580 55 770 685 685 18 15
    e 1205 1065 830 555 45 655 650 680 15 13
    f 1210 1110 900 575 70 760 720 700 20 18
    g 1320 1080 840 620 50 805 715 710 23 20
    h 1315 1090 910 655 55 870 800 720 25 23
    i 1300 1120 830 585 55 895 800 725 30 28
    j 1310 1095 915 630 65 830 740 710 25 25
    k 1240 1080 870 620 50 823 728 710 55 30
    l 1280 1100 870 630 55 808 713 708 18 15
    m 1280 1085 870 580 50 793 715 708 22 20
    n 1285 1105 885 640 65 755 685 675 13 11
    Angaben teilweise gerundet
    Tabelle 3 (Beschichtungsvariante)
    Beschichtungvariante Schmelzenanalyse Schichtdicke (einseitig) [µm]
    Si Fe Mg Sonstige Al
    α 9,5 3 0,5 <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 4 (Stahlflachprodukt)
    Beschichtun gsversuch-Nr. Stahl Dicke des Stahlbandes [mm] Prozessvariante Beschichtungs -variante Streckgrenzenart Rp0,2 oder ReL [MPa] ReH [MPa] Rm [MPa] Bruchdehnung A80 [%] Gleichmaßdehnung Ag [%]
    1 A 1,5 m γ kontinuierlich 536 634 20 13
    2 A 1,5 l δ kontinuierlich 488 618 21 14
    3* D 1,4 a φ ausgeprägt 436 447 600 19 13
    4 C 1,5 b γ kontinuierlich 443 636 22 14
    5 C 1,5 j φ kontinuierlich 464 671 21 12
    6 C 1,6 k δ kontinuierlich 427 588 23 13
    7 B 1,5 a γ kontinuierlich 493 717 20 12
    8 B 1,5 j α kontinuierlich 436 682 21 13
    9 B 1,5 b β kontinuierlich 451 693 20 12
    10* F 1,6 a γ kontinuierlich 403 591 24 13
    11* F 1,6 f ε kontinuierlich 411 603 20 13
    12* E 1,6 c γ kontinuierlich 452 657 18 11
    13* E 1,7 c δ kontinuierlich 395 602 19 12
    14 G 1,6 h δ kontinuierlich 401 555 23 12
    15 H 1,6 d ε kontinuierlich 483 622 20 11
    16 I 1,4 e γ kontinuierlich 511 723 16 10
    17* D 1,6 g β ausgeprägt 408 418 527 21 13
    18* F 1,5 i γ kontinuierlich 371 553 26 14
    19 J 1,5 n α kontinuierlich 444 632 19 13
    20 A 1,5 m δ n.B n.B n.B n.B n.B n.B.
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
    Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)
    Warmumformvariante Mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen [30 - 700 °C] [K/s] TOfen [°C] t Ofen [min.] Transferzeit [s] Taupunkt Ofen [°C] TEinlg [°C] TWZ [°C] tWZ [s] Abkühlgeschwindigkeit rwz [K/s] TZiel [°C]
    I 8 925 6 8 -5 800 RT 15 50 50
    II 5 920 6 6 -5 815 RT 6 300 40
    III 15 920 5 5 -5 850 RT 15 50 50
    IV 10 880 6 7 -5 740 100 10 50 120
    V 8 950 3 12 -5 770 100 10 50 120
    VI 10 925 4 7 -5 810 RT 10 450 40
    VII 5 920 10 7 -5 807 RT 15 50 50
    VIII 5 920 12 8 -5 796 RT 15 100 50
    IX 5 920 12 14 -5 728 100 10 200 110
    X 5 920 6 10 -5 792 550 15 30 560
    Angaben teilweise gerundet
    Tabelle 6 (Parameter Warmumformung)
    Warmum formvariante Mittlere Aufheizgeschwindigkeit rOfen [30 - 700 °C] [K/s] TEinlauf [°C] Tmax [°C] TAuslauf [°C] t Ofen [min.] Transferzeit [s] Taupunkt [°C] TEinlg [°C] TWZ [°C] tWZ [s] Abkühlgeschwindigkeit rWZ [K/s] TZiel [°C]
    A.I 4 700 930 930 6 8 -5 795 RT 15 100 50
    A.II 5 750 910 910 6 8 -5 775 RT 15 100 50
    A.III 6 800 930 930 5 6 -5 820 RT 15 100 50
    A.IV 7,5 850 930 930 5 10 -5 770 RT 15 100 50
    A.V 8 850 950 950 4,5 8 -15 810 RT 15 100 50
    A.VI 6 750 955 910 5 6 +5 792 RT 15 100 50
    A.VII 7 850 950 950 4,5 12 +5 776 RT 15 100 50
    A.VIII 4,5 750 880 880 6 8 +15 761 RT 15 100 50
    A.IX 5 800 880 880 6 10 +15 745 RT 15 100 50
    A.X 5,5 800 920 880 6 8 +20 760 RT 15 100 50
    A.XI 6 800 930 930 12 7 -20 804 RT 15 100 50
    Angaben teilweise gerundet
    Tabelle 7 (Blechformteil)
    Umform-versuch Nr. Beschichtungs-versuch Nr. Stahl Prozess-variante Beschichtungs-variante Warmumform-variante Streckgrenze [MPa] Zugfestigkeit [MPa] A80 [%] Biegewinkel [°]
    1 1 A m γ II 1203 1451 5,4 64
    2 2 A l δ I 1152 1390 5,8 67
    3* 3 D a φ I 444 683 16,6 130
    4 4 C b γ I 1002 1224 6,1 87
    5 5 C j φ V 971 1182 5,4 84
    6 6 C k δ VII 993 1212 5,3 82
    7 7 B a γ II 1422 1856 5,3 45
    8 8 B j α III 1411 1846 5,5 46
    9 9 B b β IV 1391 1823 5,0 43
    10* 10 F a γ II 1400 1854 5 43
    11* 11 F f ε IX 1380 1830 5,2 44
    12* 12 E c γ II 1134 1486 5,6 60
    13* 13 E c δ I 1136 1484 5,8 54
    14 14 G h δ III 982 1197 5,5 82
    15 15 H d ε X 853 1107 7,2 87
    16 16 I e γ VIII 1622 1893 4,5 36
    17* 17 D g β V 420 660 17,2 135
    18* 18 F i γ IX 1361 1816 5,4 45
    19 20 A m δ X 449 634 18,2 134
    20 20 A m δ VI 1218 1509 5,1 62
    21 19 J n α I 1189 1478 5,5 58
    22 19 J n α IV 1158 1402 5,8 63
    23 1 A m γ A.III 1162 1471 5,4 61
    24 1 A m γ A.VI 1195 1482 5,1 59
    Tabelle 8 (Gefüge)
    Umformversuch Nr. Gefüge
    Martensit Bainit Ferrit Restaustenit Feine (Nb,Ti)(C,N)-Ausscheidungen Anteil [%] / Mittlerer Durchmesser Korndurchmesser der ehem. Austenitkörner
    1 99,9 - - 0,1 94% / 7nm 7,5 µm
    2 99,5 - - 0,5 n.b. 6,8 µm
    3* 38,5 Martensit + Bainit 60% 1,5 25% / 12 nm 21 µm
    4 100 - - - 97% / 5 nm 9,5 µm
    5 99 - - 1 96% / 5 nm 11 µm
    6 100 - - - 98 % / 5 nm 10 µm
    7 99,9 - - 0,1 96% / 6 nm 7,1 µm
    8 99,9 - - 0,1 94% / 8 nm 6,4 µm
    9 99,9 - - 0,1 94% / 6 nm 6,1 µm
    10* 99,9 - - 0,1 Nur grobe Ausscheidungen 9 µm
    11* 100 - - - Nur grobe Ausscheidungen 11 µm
    12* 100 - - - Nur grobe Ausscheidungen 14,8 µm
    13* 99,9 - - 0,1 Nur grobe Ausscheidungen 13,7 µm
    14 99,5 - - 0,5 97% / 7 nm 9,5 µm
    15 95,5% Bainit+Martensit - 4,5 98 %/ 7 nm n. b.
    16 100 - - 0 n.b. 10,8 mm
    17* 42% Martensit + Bainit 57 1,0 23% / 13µm 19 µm
    18* 100 - - - Nur grobe Ausscheidungen 12 µm
    19 32% Martensit + Bainit 67% 1,0 n.B. n. b.
    20 99,5 - 0,5 - n.B. 5,8 µm
    21 99,9 - 0,1 - n.b. n.b.
    22 97,5 - 2,5 . n.b. n.b.
    23 100 - - n.b. n.b. n.b.
    24 100 - - n.b. n.b. n.b.
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele
    Tabelle 9 (Eigenschaften des Blechformteils)
    Umformversuch Nr. Mit Poren besetzte Fläche auf einer Messlänge von 500 µm in der Legierungsschicht in µm2 Anteil der von Poren besetzten Fläche mit einem Durchmesser größer oder gleich 0,1µm in % Mittlerer Nb-Gehalt in der Legierungsschicht in Gew.-% Elektrochemisches Potential in V Schweißbereich in kA
    1 200 7 0,027 - 0,325 1,2
    2 85 4 0,029 - 0,351 1,4
    3* 175 35 0,030 - 0,301 0,8
    4 180 7 0,018 -0,338 1,2
    5 200 8 0,019 - 0,378 1,1
    6 75 4 0,020 - 0,370 1,5
    7 190 5 0,021 - 0,325 1,5
    8 100 2,5 0,022 -0,338 1,4
    9 60 2 0,019 - 0,384 1,4
    10* 185 23 0,001 - 0,447 0,8
    11* 135 42 0,002 - 0,418 0,6
    12* 185 30 0,001 - 0,417 0,8
    13* 100 25 0,001 - 0,435 0,8
    14 110 4 0,024 -0, 338 1,6
    15 125 7 0,026 - 0,383 1,4
    16 190 7 0,025 - 0,412 0,9
    17* 110 27 0,031 - 0,305 0,8
    18* 200 45 0,001 - 0,407 0,5
    19 135 6 0,025 - 0,418 1,5
    20 74 4 0,029 - 0,364 1,5
    * nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele

Claims (9)

  1. Blechformteil geformt aus einem Stahlflachprodukt, 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 der Gehalt an unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe maximal 0,2 Gew.-% beträgt, wobei für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt:
    Al/Nb ≤ 20.0 wenn Mn ≤ 1,6 Gew.-%
    und
    Al/Nb ≤ 30.0 wenn Mn > 1,7 Gew.-%,
    und einen Korrosionsschutzüberzug dadurch gekennzeichnet, dass das Blechformteil Ausscheidungen im Gefüge, in Form von Niobkarbonitriden und/oder Titankarbonitriden, aufweist, wobei mehr als 80 % aller Ausscheidungen einen Durchmesser haben, der kleiner ist als 30 nm, gemessen, wie in der Beschreibung dargelegt.
  2. Blechformteil nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlsubstrat des Blechformteils ein Gefüge mit zumindest teilweise mehr als 80 % Martensit und/oder unterem Bainit, bevorzugt mehr, zumindest teilweise mehr als 90 % Martensit und/oder unterem Bainit, aufweist und wobei bevorzugt die ehemaligen Austenitkörner des Martensits einen mittleren Korndurchmesser aufweisen, der kleiner ist als 14 µm, insbesondere kleiner als 12 µm, bevorzugt kleiner als 10 µm.
  3. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 2 dadurch gekennzeichnet, dass das Blechformteil zumindest teilweise eine Streckgrenze von mindestens 950 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, bevorzugt mindestens 1300 MPa, insbesondere mindestens 1500 MPa aufweist und/oder das Blechformteil zumindest teilweise eine Zugfestigkeit von mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1100 MPa, bevorzugt mindestens 1300 MPa, insbesondere mindestens 1800 MPa aufweist und/oder das Blechformteil zumindest teilweise eine Bruchdehnung A80 von mindestens 4 %, bevorzugt mindestens 5 %, besonders bevorzugt mindestens 6 % aufweist und/oder das Blechformteil zumindest teilweise einen Biegewinkel von mindestens 30°, insbesondere mindestens 40°, bevorzugt mindestens 50° aufweist.
  4. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das elektrochemische Potenzial der Oberfläche des Blechformteils in einem korrosiv wirkenden Medium mindestens -0,50 V beträgt.
  5. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Korrosionsschutzüberzug ein Korrosionsschutzüberzug auf Aluminiumbasis ist und eine Legierungsschicht und eine AI-Basisschicht umfasst und wobei im Querschliff der Legierungsschicht auf einer Messlänge von 500 µm die mit Poren besetzte Fläche in der Legierungsschicht kleiner 250 µm2 ist und wobei insbesondere der Anteil der von Poren besetzten Fläche mit einem Durchmesser größer oder gleich 0,1 µm weniger als 10 % beträgt.
  6. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Schweißbereich mindestens 0,9 kA beträgt.
  7. Blechformteil nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-Anteil in der Legierungsschicht größer ist als 0,010 Gew.-%, bevorzugt größer 0,015 Gew.-%, insbesondere größer 0,018 Gew.-%.
  8. Verfahren zum Herstellen eines Bleichformteils gemäß den Ansprüchen 1 - 7, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die 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 für das Verhältnis Al/Nb aus Al-Gehalt zu Nb-Gehalt gilt:
    Al/Nb ≤ 20.0 wenn Mn ≤ 1,6 Gew.-%
    und
    AI/Nb ≤ 30.0 wenn Mn > 1,7 Gew.-%;
    b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100-1400°C;
    c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000-1200°C;
    d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750-1000°C beträgt;
    e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700°C beträgt;
    f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
    g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
    h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650-900°C;
    i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Eintauchtemperatur (T6), welche 650-800°C, bevorzugt 670-800°C beträgt;
    j) Beschichten des auf die Eintauchtemperatur abgekühlten Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug durch Schmelztauchbeschichten in einem Schmelzenbad mit einer Schmelzentemperatur (T7) 660-800°C, bevorzugt 680-740°C;
    k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer tmT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer tnT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt;
    l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
    m) Bereitstellen eines Blechzuschnitts aus dem Stahlflachprodukt;
    n) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur TEinlg 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 Martensitstarttemperatur bezeichnet;
    o) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer tTrans höchstens 20s, bevorzugt höchstens 15s, beträgt;
    p) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer tWZ von mehr als 1s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit rWZ auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlt und optional dort gehalten wird;
    q) Entnehmen des auf die Zieltemperatur TZiel abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.
  9. Verfahren nach Anspruch 8 dadurch gekennzeichnet, dass beim Schmelztauchbeschichten ein Schmelzbad verwendet wird, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, welche aus bis 15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 5 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und 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.
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