EP3728656A1 - Verfahren zum erzeugen metallischer bauteile mit angepassten bauteileigenschaften - Google Patents

Verfahren zum erzeugen metallischer bauteile mit angepassten bauteileigenschaften

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EP3728656A1
EP3728656A1 EP18836369.1A EP18836369A EP3728656A1 EP 3728656 A1 EP3728656 A1 EP 3728656A1 EP 18836369 A EP18836369 A EP 18836369A EP 3728656 A1 EP3728656 A1 EP 3728656A1
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EP
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steel
mass
dual
phase
press
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Johannes REHRL
Thomas Kurz
Andreas Pichler
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Voestalpine Stahl GmbH
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing metallic components with adapted properties according to the preamble of claim 1.
  • the inven tion relates to a method for producing steel sheets and steel components thereof, wherein the sheets of sheet metal pieces are assembled with different properties and in particular special welded together ,
  • TWB Tailored Welded Blanks
  • Tailored Welded blanks play a major role.
  • These high-hardening steels are supplied in sheet form, then formed, and then the formed components are heated to a high degree until fully austenitized, then transferred to a cold press and cooled in this press by squeezing cold tool jaws or molds at one speed cooled above the critical hardening speed, so that the fully austenitized component is present at least predominantly in the martensitic phase, which hardens up to more than 1500 MPa allows.
  • This process which is first reformed and then cured and cooled by the application of the mold, is also referred to as indirect or mold curing.
  • press-hardening the board made of the highly hardenable steel is heated to a temperature above the austenitizing temperature and austenitized as completely as possible. Subsequently, this present in the Austenitschreib board is transferred to a mold to form and so well formed with one or more press stroke or press strokes as well as cured by the large heat flow from the board in the mold convincing. This method is also called a direct method.
  • a modern vehicle body thus consists of a number of load-conducting, high-strength components as well as soft, deformable elements for energy absorption.
  • Tailored welded blanks make it possible to integrate both the load line and the deformability into a single component, which allows for improved possibilities of energy absorption in the event of a crash and even more improved occupant protection in motor vehicles.
  • These tailored welded blanks therefore consist of hardenable areas made of the already mentioned CMnB steels and welded areas of a softer partner material.
  • Tailored Welded blanks of this kind can also be processed using the two mentioned hardening methods. Accordingly, during the press-hardening process or during the mold-hardening process, ie during the direct or indirect process in the curable region, a high-strength, martensitic hardened structure is produced.
  • the softer partner material participates equally in the press hardening process, but owing to the different alloy layer, significantly lower strength values result at higher strain values, which enables a high degree of energy absorption.
  • the object of the invention is to provide a method in which, for example, Tailor Welded blanks are created in a simple and cost-effective manner, in which the softer partner reaches stable mechanical characteristics independently of the cooling situation.
  • the softer partner material in a tailored welded blank is formed from a steel with a dual-phase structure (DP steel).
  • the dual-phase structure according to the invention consists of a ferritic matrix with embedded Martensitinklusio NEN. This allows due to the enormous solidification ability at the same strength significantly better formability in terms of elongation at break and thus higher energy absorption as a ferritic-pearlitic structure, as are known in the art. Since ago, the steels are very well suited with a dual-phase structure according to the invention as a soft partner material.
  • Known dual-phase steels are known, for example, from EP 2 896 715 B1, in which a dual-phase steel with titanium precipitation hardening is described.
  • the formation of pearlite and bainite must be delayed in such a way that these structural phases do not occur at the usual cooling rates.
  • manganese, chromium, boron and molybdenum can be added to retard the formation of pearlite and bainite.
  • this also delays the formation of ferrite after fully austenitic annealing in the furnace, which is critical for short transfer times between the furnace and the press, high insertion temperatures and high cooling rates in the press.
  • a structure can be formed which consists of an assumed martensitic matrix with little ferrite, which has only small elongations at high strengths. Only at lower cooling rates in the press are stable mechanical characteristics, regardless of the insertion temperature, in the press.
  • the material in the furnace is annealed so that in addition to austenite and ferrite is present.
  • annealed in the furnace intercritical. Intercritical annealing means that the material is annealed between its Ac1 and Ac3 temperature.
  • the Ac3 temperature for the soft partner material must be kept high, so that an intercritical annealing is even possible.
  • the Ac3 value is increased by aluminum.
  • the dual phase steel is formed with an increased aluminum content.
  • the annealing temperature is set at> 800 ° C due to the CMnB partner steel, so that this annealing value for the intercritical annealing must be taken as given.
  • the Ac3 temperature of CMNB steels is about 840 q C.
  • the concept of the invention is based on a C-Si-Mn-Cr-Al-Nb / Ti alloy concept.
  • the contained carbon serves to adjust the strength level, with a higher carbon content lowering the Ac3 value, increasing the strength and just increasing the yield strength.
  • the strain decreases, the ferrite, pearlite and bainite formation are delayed and the amount of martensite in the structure increases.
  • the task of the manganese is the adaptation of the strength level. More manganese lowers the Ac3 value and increases the strength and yield strength. At a higher manganese content, the strain decreases and the ferrite, pearlite and bainite formation is retarded and the amount of martensite in the structure increases.
  • Typical values of Ae1 temperatures or Ae3 temperatures for DP steels according to the invention and alloys not according to the invention are listed in Table 1. These calculated values essentially correspond to the Ac1 temperatures or Ac3 temperatures.
  • a too low Ae1 temperature or Ae3 temperature is achieved by the respectively selected alloy composition and / or the desired mechanical characteristic values (eg due to silicon portions which are too low) are not reached.
  • Chromium primarily delays pearlite and bainite formation and ensures martensite formation, so that chromium has a major influence on ensuring the dual-phase character.
  • Niobium and titanium accelerate ferrite formation and have a grain refining effect.
  • Figure 1 the elongation and strength of dual-phase microstructures and ferritic-pearlitic microstructures according to the prior art
  • Figure 2 the behavior of fully austenitic annealed dual-phase steels at highdera th in the press, showing once the strength, depending on the insertion temperature and the elongation, depending on the insertion temperature, and the achievable structure;
  • FIG. 3 shows the behavior of fully austenitically annealed dual-phase steels at high and low cooling rates in the press
  • Figure 4 the influence of carbon on the mechanical characteristics, depending on the insertion temperature
  • Figure 5 micrographs of dual-phase steels with different carbon content
  • FIG. 7 the microstructures with different manganese contents
  • FIG. 9 shows the micrographs at different aluminum contents
  • FIG. 10 Influence of the intercritically annealed aluminum-alloyed invention
  • Dual-phase steel concept compared to fully austenitic annealed carbon-manganese alloys.
  • the inventive method provides as a tailored welded blank (TWB) at least one usually flat sheet metal part of a high-hardening steel material, such as a boron-manganese steel and in particular a steel from the family of 22MnB5 or 20MnB8 and the same steels with at least one usually to combine flat sheet metal part of a dual phase steel.
  • a tailored welded blank TWB
  • a high-hardening steel material such as a boron-manganese steel and in particular a steel from the family of 22MnB5 or 20MnB8 and the same steels with at least one usually to combine flat sheet metal part of a dual phase steel.
  • Such a combined tailored welded blank may then be heated sufficiently in the direct or indirect process and then reformed or reshaped, then heated and quenched.
  • a dual-phase steel which has a comparatively high aluminum content. According to the invention, it has been found that aluminum reduces the sensitivity of the mechanical characteristics to the insertion temperature and greatly reduces the sensitivity to the cooling rate in the press.
  • Simple carbon-manganese alloys which are fully austenitic annealed in the oven, at high cooling rates in the press on a strong dependence on the Einlegetempera on.
  • a composition according to the invention of the dual-phase steel is as follows, where all percentages are given in mass percent:
  • Al 0.4-1.5% preferably 0.50-1.30%, particularly preferred 0.60-1.20%
  • the degree of austenitisation, which occurs in the dual-phase steel, is between 50 and 90% by volume, the target structure being a fine dual-phase steel with a ferritic matrix and 5 to 20% by volume martensite and optionally a little bainite.
  • the target structure is established when the subsequent cooling process is adhered to and accordingly during the manipulation of the component or the board into the cooling press, ie during handling, a cooling rate of 5 to 500 Kelvin / sec is maintained and the insertion temperature into the cooling press 400 to 850'G is preferably 450 to 750 ° C, wherein the insertion temperature in the cooling press in the form hardening process (indirect method) is set to 700 to 800 ° C.
  • the insertion temperature is set to 400 to 650 ° C, preferably 440 to 600 G, and more preferably 450 to 520 G. ,
  • the special effect especially in the direct process, ie press hardening at a laying temperature of 450 to 520 ° C, is that the microstructure can be optimally adjusted so that a particularly cool cooling rate results in a robust system.
  • the insertion temperature must not be too high due to the target structure for the dual-phase part and, on the other hand, the insertion temperature must not be too low, otherwise the carbon-manganese-boron steel falls below the Ms temperature.
  • the cooling rate in the press should be> 10 Kelvin / sec.
  • an air cooling about 5 Kelvin / sec to 70 Kelvin / sec cooling rate
  • a plate cooling cooling rates of more than 80 Kelvin / sec easily achievable
  • the recoverable tensile strength is about 660 MPa to about 920 MPa.
  • this also means that reproducible strength values within the desired tolerances are difficult to produce with the known dual-phase steels in the case of the variable insertion temperatures and with the process-usual fluctuations in the insertion temperature with the known dual-phase steels.
  • FIG. 3 also shows that the characteristic values shown, in particular when cooling with water, depend strongly on the insertion temperature and the cooling rate in the press, where the microstructure also differs significantly from the microstructure of FIG. 2, since FIG. 2 shows a significantly higher cooling rate is present.
  • the invention in order to ensure a sufficient amount of ferrite and thus a ferritic matrix in the dual-phase structure, it is possible to anneal intercritically in the furnace, so that apart from austenite, ferrite is also present.
  • the Ac3 temperature must be kept high for the soft partner material, ie the dual-phase beam, so that intercritical annealing is possible at all. This Ac3 value is increased by aluminum according to the invention.
  • the good properties of the dual-phase steel can be transferred to a process for press-hardening or shape-hardening, in particular for producing a tailored welded blanks.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils mittels eines Presshärte- oder Formhärteverfahrens, wobei das Stahlblechbauteil dadurch erzeugt wird, dass eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Dualphasenstahl kalt umgeformt wird, anschließend erhitzt wird und in einer Abkühlpresse abgeschreckt wird, oder eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Bereich aus einem Dualphasenstahl auf einer Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur des hoch härtbaren Stahlwerkstoffs aufgeheizt wird und anschließend in einer Umform- und Abkühlpresse mit einem Hub oder mehreren Hüben zu dem Stahlblechbauteil umgeformt wird, wobei als weicherer Werkstoff und als Partner für den hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl ein Dualphasenstahl verwendet wird, dessen Ac3-Wert so weit angehoben ist, dass es bei den erforderlichen Glühtemperaturen zum Austenitisieren des Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahls nur zu einer Teilaustenitisierung des Dualphasenstahls kommt, so dass beim Einlegen in die Abkühlpresse der Dualphasenstahl eine ferritische Matrix besitzt, neben der Austenit vorhanden ist.

Description

Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit anaepassten Bauteileiaenschaften
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von metallischen Bauteilen mit angepass ten Eigenschaften nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1. Insbesondere betrifft die Erfin dung ein Verfahren zum Herstellen von Stahlblechen und daraus Stahlbauteilen, wobei die Bleche aus Blechstücken mit unterschiedlichen Eigenschaften zusammengesetzt und insbe sondere zusammengeschweißt sind.
Im Stand der Technik ist es bekannt, aus Stahlblechen unterschiedlicher Dicke und/oder Stahlblechen mit unterschiedlicher Zusammensetzung geschweißte Platinen herzustellen, die dann einer Weiterverarbeitung, wie einer Umformung oder Wärmebehandlung zugänglich sind. Derartige Bleche werden als Tailored Welded Blanks (TWB) bezeichnet.
Der Sinn hierhinter ist, dass durch die unterschiedlichen Zusammensetzungen die Eigen schaften eines fertig umgeformten Bauteils zonal unterschiedlich gestaltet werden können.
Insbesondere bei der Herstellung von Kraftfahrzeugkarosserien spielen derartige Tailored Welded Blanks eine große Rolle.
In der Vergangenheit hat sich die Notwendigkeit ergeben, aus Gründen der Energieeinspa rung Fahrzeuge und insbesondere die Fahrzeugkarosserien leichter auszubilden. Zudem hat sich aber zusätzlich noch die Anforderung ergeben, Fahrzeugkarosserien stabiler zu machen und insbesondere den Innenraum im Falle einer Verunfallung wirksam zu schützen. Dem entsprechend hat sich in der Vergangenheit herauskristallisiert, die Karosserie von Fahrzeu gen zu mindestens teilweise aus sehr hoch härtbaren Stählen (CMnB-Stählen) auszubilden. Diese hoch härtbaren Stähle werden in Blechform bereitgestellt, anschließend umgeformt und die umgeformten Bauteile anschließend sehr hoch erhitzt, bis sie vollständig austeniti- siert sind, dann in eine Kühlpresse überführt und in dieser Kühlpresse durch allseitiges An liegen von kalten Werkzeugbacken oder -Formen mit einer Geschwindigkeiten über der kriti schen Härtegeschwindigkeit abgekühlt, so dass das vollständig austenitisierte Bauteil zu mindest überwiegend in der martensitischen Phase vorliegt, welches Härten bis über 1500 MPa ermöglicht. Dieses Verfahren, bei dem zunächst umgeformt und dann gehärtet und durch das Anlegen der Form abgekühlt wird, wird auch als indirektes Verfahren oder Form härten bezeichnet.
Beim sogenannten Presshärten wird die Platine aus dem hoch härtbaren Stahl auf eine Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur aufgeheizt und möglichst vollständig austenitisiert. Anschließend wird diese im Austenitzustand vorliegende Platine in ein Um formwerkzeug überführt und mit einem oder mehreren Pressenhub bzw. Pressenhüben so wohl umgeformt als auch durch den großen Wärmeabfluss aus der Platine in das Formwerk zeug gehärtet. Dieses Verfahren wird auch als direktes Verfahren bezeichnet.
Durch diese beiden Verfahren war und ist es grundsätzlich möglich, eine Fahrzeugkarosserie mit sehr harten Teilen auszubilden und die übrige Karosserie entsprechend auch abgestuft aus Teilen anderer Duktilitäten und Härten herzustellen.
Eine moderne Fahrzeugkarosserie besteht somit aus einer Anzahl von lastleitenden, hoch festen Bauteilen als auch aus weichen, verformungsfähigen Elementen für die Energie absorption.
Durch Tailored Welded Blanks (TWB) wird es ermöglicht, beide Eigenschaften, d.h., die Lastleitung als auch das Verformungsvermögen in einem einzigen Bauteil zu integrieren, was verbesserte Möglichkeiten der Energieabsorption im Crashfall und einem noch mehr verbesserten Insassenschutz bei Kraftfahrzeugen ermöglicht. Diese Tailored Welded Blanks bestehen demnach aus härtbaren Bereichen aus den bereits genannten CMnB-Stählen und angeschweißten Bereichen aus einem weicheren Partnerwerkstoff.
Auch derartige Tailored Welded Blanks können mit den beiden genannten Härteverfahren bearbeitet werden. Dementsprechend entsteht während des Presshärtevorganges oder wäh rend des Formhärtevorganges, also während des direkten oder indirekten Verfahrens im härtbaren Bereich ein hochfestes, martensitisches Härtegefüge. Der weichere Partnerwerk stoff nimmt am Presshärtevorgang gleichermaßen teil, jedoch ergeben sich aufgrund der unterschiedlichen Legierungslage deutlich geringere Festigkeitswerte bei höheren Deh nungswerten, was ein hohes Maß an Energieabsorption ermöglicht.
Selbstverständlich können auch monolithische, weiche und duktile Bauteile hergestellt wer den, welche später in einem Fügeprozess in der Karosserie mit harten Bauteilen verbunden werden. Dementsprechend werden als weicher Partnerwerkstoff üblicherweise Stähle verwendet, welche nach dem Presshärtevorgang ein Gefüge aus Ferrit und Perlit aufweisen.
Derartige Tailored Welded Blanks sind bereits aus dem Stand der Technik gut bekannt. Ins besondere sind auch als weiche Partnerwerkstoffe eine Vielzahl von Werkstoffen bereits gut bekannt.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu schaffen, bei dem in einfacher und kosten günstiger Weise beispielsweise Tailor Welded Blanks geschaffen werden, bei denen der weichere Partner kühlsituationsunabhängig stabile mechanische Kennwerte erreicht.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Es ist eine weitere Aufgabe, einen Werkstoff zu schaffen, der als weicher Partnerwerkstoff in insbesondere Tailor Welded Blanks geeignet ist und der kühlsituationsunabhängig und un abhängig vom Kühlverlauf stabile mechanische Kennwerte sicherstellt.
Die Aufgabe wird mit einem Werkstoff mit den Merkmalen des Anspruchs 10 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.
Erfindungsgemäß wird der weichere Partnerwerkstoff bei einem Tailored Welded Blank aus einem Stahl mit einem Dualphasengefüge (DP-Stahl) ausgebildet. Das erfindungsgemäße Dualphasengefüge besteht aus einer ferritischen Matrix mit eingelagerten Martensitinklusio nen. Dies erlaubt durch das enorme Verfestigungsvermögen bei gleicher Festigkeit eine deutlich bessere Umformbarkeit im Sinne der Bruchdehnung und damit höhere Energie absorption als ferritisch-perlitische Gefüge, wie sie im Stand der Technik bekannt sind. Da her sind die Stähle mit einem Dualphasengefüge nach der Erfindung als weicher Partner werkstoff sehr gut geeignet.
Bekannte Dualphasenstähle sind zum Beispiel aus der EP 2 896 715 B1 bekannt, bei denen ein Dualphasenstahl mit Titanausscheidungshärtung beschrieben wird.
Aus der EP 2 290 1 1 1 B1 ist ein Dualphasenstahl mit ferritischem Gefüge für Automobile bekannt. Aus der JP 2009/132981 A ist ein ferritischer kaltgewalzter Stahl mit höherer Umformbarkeit bekannt.
Aus der WO2017/144419 A1 ist ein pressgehärteter Stahl mit Dualphasengefüge bekannt. Aus der US 2010/0221572 A1 ist ein pressgehärteter Stahl mit einem Gefüge aus Ferrit und Bainit und Martensit bekannt.
Aus der DE 10 2014 1 1 21 26 A1 ist ein mikrolegierter Stahl mit einer gegebenen Kühlraten zahl bekannt.
Aus der EP 2 896 715 B1 ist ein Dualphasenstahl mit Titanausscheidungshärtung bekannt.
Erfindungsgemäß wurde festgestellt, dass zur Erzielung eines ferritisch-martensitischen Du alphasengefüges beim Presshärten die Perlit- und Bainitbildung derart verzögert werden muss, dass diese Gefügephasen bei den üblichen Kühlraten nicht auftreten. Erfindungsge mäß können, um die Perlit- und Bainitbildung zu verzögern, Mangan, Chrom, Bor und Mo lybdän zulegiert werden. Es hat sich jedoch herausgestellt, dass hierdurch auch die Ferritbil dung nach dem vollaustenitischen Glühen im Ofen verzögert wird, was bei kurzen Transfer zeiten zwischen Ofen und Presse, hohen Einlegetemperaturen und hohen Kühlraten in der Presse kritisch ist. Hierdurch kann sich ein Gefüge ausbilden, welches aus einer angelasse- nen-martensitischen Matrix mit wenig Ferrit besteht, welches bei hohen Festigkeiten nur ge ringe Dehnungen aufweist. Erst bei geringeren Kühlraten in der Presse stellen sich stabile mechanische Kennwerte, unabhängig von der Einlegetemperatur, in der Presse ein.
Erfindungsgemäß wird, um eine ausreichende Menge an Ferrit und damit eine ferritische Matrix im Gefüge sicherzustellen, der Werkstoff im Ofen derart geglüht, dass neben Austenit auch Ferrit vorliegt. Somit wird erfindungsgemäß im Ofen interkritisch geglüht. Interkritisch glühen bedeutet, dass der Werkstoff zwischen seiner Ac1 und Ac3 Temperatur geglüht wird.
Die nötige Ferritmenge, um eine ferritische Matrix darzustellen, wird während des Kühlens zwischen Ofen und Presse neben der Ferritkeimbildung mit anschließendem Ferritwachstum auch durch das stetige Wachstum des vom interkritischen Glühen vorliegenden Ferrits er zielt. . Erfindungsgemäß muss daher die Ac3-Temperatur für den weichen Partnerwerkstoff hoch gehalten werden, so dass ein interkritisches Glühen überhaupt möglich ist. Erfindungs gemäß wird der Ac3-Wert durch Aluminium erhöht. Erfindungsgemäß wird daher der Dual phasenstahl mit einem erhöhten Aluminiumgehalt ausgebildet. Somit wird ein vollausteniti- scher Glühzustand legierungsbedingt verhindert. Die Glühtemperatur wird dabei aufgrund des CMnB-Partnerstahls mit > 800 °C festgelegt, so dass dieser Glühwert für das interkritische Glühen als gegeben angenommen werden muss.
Üblicherweise beträgt die Ac3-Temperatur von CMnB Stählen in etwa 840 qC.
Grundsätzlich besteht somit das Konzept der Erfindung auf einem C-Si-Mn-Cr-Al-Nb/Ti- Legierungskonzept.
Der enthaltene Kohlenstoff dient der Anpassung des Festigkeitsniveaus, wobei ein höherer Kohlenstoffgehalt den Ac3-Wert absenkt, die Festigkeit erhöht und die Streckgrenze eben falls erhöht. Allerdings nimmt die Dehnung ab, die Ferrit-, Perlit- und Bainitbildung werden verzögert und die Martensitmenge im Gefüge steigt.
Die Aufgabe des Mangans ist die Anpassung des Festigkeitsniveaus. Mehr Mangan senkt den Ac3-Wert, zudem erhöht es die Festigkeit und die Streckgrenze. Bei einem höheren Mangangehalt nimmt die Dehnung ab und die Ferrit-, Perlit- und Bainitbildung wird verzögert und die Martensitmenge im Gefüge steigt.
Wie bereits ausgeführt, wird bei dem erfindungsgemäßen Konzept Aluminium verwendet, denn mehr Aluminium erhöht den Ac3-Wert, wodurch die Empfindlichkeit auf die Einlege- temperatur in die Presse sinkt. Zudem werden Verbesserungen der Dehnung erzielt, die Martensitmenge im Gefüge sinkt und die Ferritmenge steigt.
Silizium hebt bei der erfindungsgemäßen Legierung das Festigkeitsniveau, steigert den Ac3- Wert und verzögert die Perlit- und Bainitbildung.
Typische Werte von Ae1 -Temperaturen bzw. Ae3-Temperaturen für erfindungsgemäße DP Stähle als auch nicht erfindungsgemäße Legierungen sind in Tabelle 1 angeführt. Diese ge rechneten Werte entsprechen im Wesentlichen der Ac1 -Temperaturen bzw. Ac3- Temperaturen.
Bei den nicht erfindungsgemäßen Ausführungsbeispielen wird entweder eine zu niedrige Ae1 -Temperatur bzw Ae3-Temperatur durch die jeweils gewählte Legierungszusammenset zung erzielt und/oder die gewünschten mechanischen Kennwerte (bsp. durch zu niedrige Siliziumanteile) nicht erreicht.
Durch Chrom werden vor allem die Perlit- und Bainitbildung verzögert und die Martensitbil dung sichergestellt, so dass Chrom einen großen Einfluss darauf hat, den Dualphasencha rakter sicherzustellen. Niob und Titan forcieren die Ferritbildung und haben einen kornfeinernden Einfluss.
Somit gelingt es erfindungsgemäß, einen Werkstoff als weicheren Partnerwerkstoff in Form eines Dualphasenstahls zur Verfügung zu stellen, der unabhängig von der Kühlsituation stabile mechanische Kennwerte liefert und somit zu zuverlässig erzeugten und ausgestalte ten Tailored Welded Blanks im Presshärte- oder Formhärteverfahren führt.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1 : die Dehnung und die Festigkeit von Dualphasengefügen und ferritisch- perlitischen Gefügen nach dem Stand der Technik;
Figur 2: das Verhalten vollaustenitisch geglühter Dualphasenstähle bei hohen Kühlra ten in der Presse, zeigend einmal die Festigkeit, abhängig von der Einlege- temperatur und die Dehnung, abhängig von der Einlegetemperatur, sowie das erzielbare Gefüge;
Figur 3: das Verhalten vollaustenitisch geglühter Dualphasenstähle bei hohen und geringen Kühlraten in der Presse;
Figur 4: den Einfluss des Kohlenstoffs auf die mechanischen Kennwerte, abhängig von der Einlegetemperatur;
Figur 5: Gefügeaufnahmen von Dualphasenstählen mit unterschiedlichem Kohlenstoff gehalt;
Figur 6: den Einfluss des Mangans auf die mechanischen Kennwerte;
Figur 7: die Gefügebilder bei unterschiedlichen Mangangehalten;
Figur 8: den Einfluss des Aluminiums auf die mechanischen Kennwerte;
Figur 9: die Gefügeaufnahmen bei unterschiedlichen Aluminiumgehalten;
Figur 10: Einfluss des interkritisch geglühten Aluminium-legierten erfindungsgemäßen
Dualphasenstahlkonzeptes im Vergleich zu vollaustenitisch geglühten Kohlen- stoff-Mangan-Legierungen. Das erfindungsgemäße Verfahren sieht vor, als Tailored Welded Blank (TWB) zumindest ein üblicherweise ebenes Blechteil aus einem hoch härtbaren Stahlmaterial, wie einem Bor- Mangan-Stahl und insbesondere einem Stahl aus der Familie der 22MnB5 oder 20MnB8 und der gleichen Stähle mit zumindest einem üblicherweise ebenen Blechteil aus einem Dual phasenstahl zu kombinieren.
Ein solches kombiniertes Tailored Welded Blank kann dann anschließend im direkten oder indirekten Verfahren ausreichend erhitzt und dann umgeformt werden, oder umgeformt, dann erhitzt und abgeschreckt werden.
Erfindungsgemäß wird ein Dualphasenstahl verwendet, der einen vergleichsweise hohen Aluminiumgehalt besitzt. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass Aluminium die Empfindlichkeit der mechanischen Kennwerte auf die Einlegetemperatur senkt und stark die Empfindlichkeit auf die Kühlrate in der Presse senkt.
Einfache Kohlenstoff-Mangan-Legierungen, welche im Ofen vollaustenitisch geglüht werden, weisen bei hohen Kühlraten in der Presse eine starke Abhängigkeit von der Einlegetempera tur auf.
Eine erfindungsgemäße Zusammensetzung des Dualphasenstahls lautet wie folgt, wobei alle Prozentangaben in Masse-Prozent angegeben sind:
C 0,02 - 0,12 %, bevorzugt 0,04 - 0,10 %
Si 0,05 - 2,0 %, bevorzugt 0,20 - 1 ,60 % besonders bevorzugt 0,50 - 1 ,50 %
Mn 0,5 - 2,0 %, bevorzugt 0,6 - 1 ,50 %
Cr 0,3 - 1 ,0 %, bevorzugt 0,45 - 0,80 %
AI 0,4 - 1 ,5 %, bevorzugt 0,50 - 1 ,30 % besonders bevorzugt 0,60 - 1 ,20 %
Nb < 0,20 %, bevorzugt 0,01 - 0,10 %
Ti < 0,20 %, bevorzugt 0,01 - 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Bei einer Haltezeit im Ofen bis 600 Sekunden, insbesondere bis 300 Sekunden wird bezüg lich des Dualphasenstahls lediglich eine Teilaustenitisierung erzielt, bei der für die Austeniti sierung des hoch härtbaren Partnermaterials typischen Glühtemperaturen von um 840 qC.
Der Austenitisierungsgrad, der sich im Dualphasenstahl einstellt, beträgt zwischen 50 und 90 Vol-%, wobei das Zielgefüge ein feiner Dualphasenstahl mit ferritischer Matrix und 5 bis 20 Vol-% Martensit und gegebenenfalls etwas Bainit ist. Das Zielgefüge stellt sich ein, wenn der nachfolgende Kühlverlauf eingehalten wird und dementsprechend bei der Manipulation des Bauteils oder der Platine in die Kühlpresse, also während des Handlings, eine Kühlrate von 5 bis 500 Kelvin/sec eingehalten wird und die Einlegetemperatur in die Kühlpresse 400 bis 850‘G bevorzugt 450 bis 750 °C beträgt, wobei die Einlegetemperatur in die Kühlpresse beim Formhärteprozess (indirektes Verfahren) auf 700 bis 800 °C eingestellt wird.
Beim Presshärteprozess (direktes Verfahren), wird die Einlegetemperatur auf 400 bis 650 °C, bevorzugt auf 440 bis 600 G und besonders bevorzugt auf 450 bis 520 G eingestellt. .
Der besondere Effekt, vor allem beim direkten Prozess, also dem Presshärten bei einer Ein legetemperatur von 450 bis 520 °C ist, dass sich hierbei das Gefüge optimal einstellen lässt, sodass sich ein besonders Abkühlraten robustes System ergebt.
Zusätzlich ergibt sich bei TWB-Platinen bzw. Bauteilen das Erfordernis, dass einerseits die Einlegetemperatur aufgrund des Zielgefüges für den Dualphasenteil nicht zu hoch sein darf und andererseits die Einlegetemperatur nicht zu niedrig sein darf, da ansonsten der Kohlen- stoff-Mangan-Bor-Stahl unter die Ms-Temperatur fällt.
Die Kühlrate in der Presse sollte > 10 Kelvin/sec betragen.
Es kann hierfür eine Luftkühlung (etwa 5 Kelvin/sec bis 70 Kelvin/sec Abkühlrate) oder bei spielsweise eine Plattenkühlung vorgenommen werden (Abkühlraten von mehr als 80 Kel vin/sec problemlos erzielbar).
Die sich ergebenden mechanischen Eigenschaften liegen erfindungsgemäß bei:
Rp0,2 250 bis 500 MPa
Rm 400 bis 900 MPa
A > 10 %.
In Figur 1 erkennt man die Unterschiede bezüglich des Verhaltens der Dehnung zur Zugfes tigkeit Rm bei einem ferritisch-perlitischen Gefüge (grau) und einem Dualphasengefüge (schwarz). Man erkennt, dass ein Dualphasengefüge für die erfindungsgemäßen Zwecke eine sehr gute Eignung aufweist.
Bei der Legierungsanpassung kommt es aber nach dem Stand der Technik zu den folgenden Problemen: Vollaustenitisch geglühte Dualphasenstähle weisen bei hohen Kühlraten in der Kühlpresse ungünstige Eigenschaften auf. Man erkennt in Figur 2, dass bei zwei unterschiedlichen Stäh len, nämlich einmal einem Stahl mit 0,06 % Kohlenstoff und 1 ,2 % Mangan und einem ande ren Dualphasenstahl mit 0,08 % Kohlenstoff und 1 ,6 % Mangan, abhängig von der Einlege- temperatur, eine sehr große Spannweite bezüglich der Zugfestigkeit Rm besteht, die bei dem Stahl mit weniger Kohlenstoff und weniger Mangan von ca. 550 MPa bis 880 MPa reicht.
Auch bei dem Stahl mit höherem Kohlenstoff- und höherem Mangangehalt beträgt die erziel bare Zugfestigkeit etwa 660 MPa bis etwa 920 MPa. Dies bedeutet aber auch, dass bei den variablen Einlegetemperaturen und bei den prozessüblichen Schwankungen bei der Einlege- temperatur mit den bekannten Dualphasenstählen reproduzierbare Festigkeitswerte inner halb der gewünschten Toleranzen schwierig zu produzieren sind. In gleicher Weise verhält es sich mit dem F}p0,2-Wert, der in vergleichbarer Weise schwankt, so dass diese beiden wichtigen Kennwerte weit davon entfernt sind, im üblichen Prozessfenster sicher in einem überschaubaren Bereich eingehalten werden zu können.
Betrachtet man die Dehnung, verhält es sich bei beiden Stählen ähnlich, dass die Deh nungswerte, abhängig von der Einlegetemperatur, so stark schwanken, dass herkömmliche Dualphasenstähle bei den bekannten Prozessfenstern und den bekannten Einlegetempera- turschwankungen als Partner für einen hoch härtbaren Stahl überhaupt nicht infrage kom men. Das Gefüge des niedriger legierten Stahles aus den beiden Grafiken ist dargestellt bei 750° Einlegetemperatur und einer Abkühlrate, die durch Wasserkühlung erzielt wurde.
In Figur 3 erkennt man zudem, dass die gezeigten Kennwerte insbesondere beim Abkühlen mit Wasser stark von der Einlegetemperatur und der Kühlrate in der Presse abhängen, wo bei auch das Gefüge sich deutlich vom Gefüge nach Figur 2 unterscheidet, da in Figur 2 eine deutliche höhere Kühlrate vorliegt.
In Figur 4 erkennt man bei gleichen Mangangehalten und gleichen Aluminiumgehalten den Einfluss des Kohlenstoffs auf die vorgenannten Kennwerte, abhängig von der Einlegetempe ratur. Man erkennt, dass mit steigendem Kohlenstoffgehalt die Festigkeit und die Streck grenze erhöht werden. In Figur 5 erkennt man, dass die Ferritmenge im angegebenen Stahl abhängig von dem Kohlenstoffgehalt bei steigendem Kohlenstoffgehalt sinkt.
Bei gleichen Kohlenstoffgehalten und gleichen Aluminiumgehalten erkennt man in Figur 6 und in Figur 8 den Einfluss des Mangans. Bei steigendem Mangangehalt steigen ebenfalls die Festigkeit und die Streckgrenze, während, wie in Figur 7 deutlich sichtbar, die Martensit menge im Gefüge steigt und die Ferritmenge sinkt. io
Entscheidend für die Erfindung ist, dass ein steigender Aluminiumgehalt (Figuren 8, 9) die Empfindlichkeit auf die Einlegetemperatur in der Presse absinken lässt. Man erkennt sehr deutlich in Figur 8, dass die Zugfestigkeit von der Einlegetemperatur bei einem höheren Aluminiumgehalt wenig abhängig ist, als bei 0,5 % Aluminium. Noch stärker zeigt sich dieser Effekt bei dem F}p0,2-Wert.
Auch, was die Dehnung betrifft, kann hier eine Vergleichmäßigung erzielt werden.. In der Ausschnittsvergrößerung betreffend die Festigkeit, abhängig von der Einlegetemperatur, erkennt man noch einmal sehr deutlich, dass der steigende Aluminiumgehalt zu einer deutli chen Vergleichsmäßigung führt.
In Figur 9 erkennt man, dass durch den steigenden Aluminiumgehalt die Ferritmenge deut lich ansteigt. In Figur 10 erkennt man, dass bei voll austenitisch geglühten Kohlenstoff- Mangan-Legierungen die Festigkeit bei hohen Einlegetemperaturen massiv von der Kühlrate in der Presse abhängt, wobei bei interkritisch geglühten aluminiumlegierten Dualphasenkon zepten die Abhängigkeit der mechanischen Eigenschaften von der Einlegetemperatur als auch von der Kühlrate der Presse deutlich reduziert ist, wie man dies in den beiden Dia grammen der Figur 10 sieht, wobei links ein nicht-aluminiumlegierter Stahl verwendet wird und rechts ein aluminiumlegierter Dualphasenstahl.
Erfindungsgemäß gelingt es daher, um eine ausreichende Menge an Ferrit und damit eine ferritische Matrix im Dualphasengefüge sicherzustellen, im Ofen interkritisch zu glühen, so dass neben Austenit auch Ferrit vorliegt. Die Ac3-Temperatur muss für den weichen Part nerwerkstoff, also den Dualphasenstrahl, hoch gehalten werden, so dass das interkritische Glühen überhaupt möglich ist. Dieser Ac3-Wert wird durch Aluminium erfindungsgemäß er höht.
Bei der Erfindung ist somit von Vorteil, dass die guten Eigenschaften des Dualphasenstahls auf ein Verfahren zum Press- oder Formhärten insbesondere zur Herstellung eines Tailored Welded Blanks übertragen werden können.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Stahlblechbauteils mittels eines Presshärte- oder Formhärteverfahrens, wobei das Stahlblechbauteil dadurch erzeugt wird, dass eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Dualphasenstahl kalt umgeformt wird, anschließend erhitzt wird und in ei ner Abkühlpresse abgeschreckt wird , oder eine Platine aus zumindest einem Bereich aus einem hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl und zumindest einem Bereich aus ei nem Dualphasenstahl auf einer Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur des hoch härtbaren Stahlwerkstoffs aufgeheizt wird und anschließend in einer Umform- und Ab kühlpresse mit einem Hub oder mehreren Hüben zu dem Stahlblechbauteil umgeformt wird, dadurch gekennzeichnet, dass
als weicherer Werkstoff und als Partner für den hoch härtbaren Kohlenstoff-Mangan-Bor- Stahl ein Dualphasenstahl verwendet wird, dessen Ac3-Wert so weit angehoben ist, dass es bei den erforderlichen Glühtemperaturen zum Austenitisieren des Kohlenstoff-Mangan-Bor- Stahls nur zu einer Teilaustenitisierung des Dualphasenstahls kommt, so dass beim Einle gen in die Abkühlpresse der Dualphasenstahl eine ferritische Matrix besitzt, neben der Aus tenit vorhanden ist.
2. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühtemperaturen > 800 °C, bevorzugt 840‘O, insbesondere > 870‘O jedoch kleiner Ac3 des Dualphasenstahls betragen.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Haltezeit im Ofen zwischen 0 und 600 Sekunden, bevorzugt 5 und 300 Sekunden be trägt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Ac3-Wert des Dualphasenstahls so hoch ist, dass sich der bei der Haltezeit und der Temperatur einstellender Austenitisierungsgrad zwischen 50 Vol.-% und 90Vol.-% liegt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Kühlrate beim Überführen des umgeformten Bauteils oder der Platine aus dem Ofen in die Abkühl- und/oder Umformpresse zwischen 5 Kelvin/sec und 500 Kelvin/sec insbesondere 5 Kelvin/sec und 100 Kelvin/sec besonders bevorzugt zwischen 10 Kelvin/sec und 70 Kel vin/sec liegt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur in die Presse zwischen 450 und 850‘O bevorzgut zwischen 450 und 750 °C liegt.
7. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur beim Formhärteprozess auf 700 bis 850 ° C eingestellt wird .
8. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Einlegetemperatur beim Presshärteprozess auf 400 bis 650 °C, bevorzugt 440 bis 600 °C und besonders bevorzugt auf 450 bis 520 °C eingestellt wird.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Kühlrate in der Presse > 10 Kelvin/sec beträgt.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
das als Dualphasenstahl ein Stahl verwendet wird, der 0,5 bis 1 ,5 % bevorzugt 0,6 bis 1 ,3 % Aluminium enthält.
1 1. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühtemperatur so eingestellt ist, dass der Dualphasenstahl interkritisch, also zwischen seiner Ac1 und Ac3 Temperatur geglüht wird.
12. Dualphasenstahlwerkstoff als zur Verwendung in dem Verfahren nach einem der vor hergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Werkstoff die folgende Zusammensetzung in Masse-% besitzt:
C 0,02 - 0,12 %,
Si 0,01 - 2,0 %,
Mn 0,5 - 2,0 %,
Cr 0,3 - 1 ,0 %,
AI 0,5 - 1 ,5 %,
Nb < 0,10 %,
Ti < 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
13. Werkstoff nach Anspruch 12,
wobei
C= 0,04 - 0,10 Masse-%, insbesondere 0,05 - 0,08 Masse-%.
14. Werkstoff nach Anspruch 12 oder 13,
wobei
Si= 0,05 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0, 10 - 1 ,25 Masse-%., besonders bevorzugt 0, 50 - 1 ,25 Masse-%.
15. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 14,
wobei
Mn= 0,60 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0,70 - 1 ,25 Masse-%.
16. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 15,
wobei
Cr= 0,45 - 0,80 Masse-%, insbesondere 0,55 - 0,75 Masse-%.
17. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 6,
wobei
Al= 0,40 - 1 ,20 Masse-%, insbesondere 0,50 - 1 ,00 Masse-%, besonders bevorzugt 0,50 - 0,80 Masse-%.
18. Werkstoff nach einem der Ansprüche 12 bis 17,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Werkstoff bei einer Glühtemperatur von 800 bis 950 °C und einer Ofenhaltezeit bis 300 Sekunden einen Austenitisierungsgrad von 50 bis 90 % besitzt und nach Abschreckhärtung ein vorhandenes Dualphasengefüge mit ferritischer Matrix und 5 bis 20 % Martensit sowie gegebenenfalls etwas Bainit besitzt.
19. Geschweißte Platine umfassend mindestens einen Dualphasenstahlwerkstoff und einen hoch härtbaren Stahl, insbesondere einem Kohlenstoff-Mangan-Bor-Stahl,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Dualphasenwerkstoff die folgende Zusammensetzung in Masse-% besitzt:
C 0,02 - 0,12 %,
Si 0,01 - 2,0 %,
Mn 0,5 - 2,0 %,
Cr 0,3 - 1 ,0 %,
AI 0,5 - 1 ,5 %,
Nb < 0,10 %
Ti < 0,10 %
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
20. Geschweißte Platine nach Anspruch 19,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
C= 0,04 - 0,10 Masse-%, insbesondere 0,05 - 0,08 Masse-% enthält.
21. Geschweißte Platine nach Anspruch 19 oder 20,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Si= 0,05 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0, 10 - 1 ,25 Masse-%, besonders bevorzugt 0, 50 - 1 ,25 Masse-% enthält.
22. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 21 ,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Mn= 0,60 - 1 ,50 Masse-%, insbesondere 0,70 bis 1 ,25 Masse-% enthält.
23. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 22,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Cr= 0,45 - 0,80 Masse-%, insbesondere 0,55 - 0,75 Masse-% enthält.
24. Geschweißte Platine nach einem der Ansprüche 19 bis 23,
wobei
der Dualphasenwerkstoff
Al= 0,40 - 1 ,20 Masse-%, insbesondere 0,50 - 1 ,00 Masse-%, besonders bevorzugt 0,50 - 0,80 Masse-% enthält.
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