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Title:
METHOD FOR PRODUCING A STEEL COMPOSITE MATERIAL
Document Type and Number:
WIPO Patent Application WO/2020/244915
Kind Code:
A1
Abstract:
The invention relates to a method for producing a steel composite, wherein: - at least two steel sheets, which consist of at least two different steel grades, in particular a first steel grade composed of a hardenable steel containing manganese and a second steel grade composed of a microalloyed steel, are laid one on top of the other and subjected to a plating process by means of hot-rolling and the composite material thereby achieved is subsequently optionally cold-rolled; - after the rolling process, the composite material composed of at least two layers having a different steel composition is hot stamped or press hardened; - and the composite material is subjected to subsequent thermal treatment, the composite material being heat-treated between 150°C and 300°C for 15 minutes to 60 minutes in order to increase the bending angle by at least 5°.

Inventors:
HACKL REINHARD (AT)
ETZLSTORFER CHRISTOPH (AT)
Application Number:
PCT/EP2020/063835
Publication Date:
December 10, 2020
Filing Date:
May 18, 2020
Export Citation:
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Assignee:
VOESTALPINE STAHL GMBH (AT)
International Classes:
B32B15/01; B21D22/20; B23K20/04; B32B38/00; B32B38/12; C21D1/18; C21D1/26; C21D1/673; C21D6/00; C21D7/13; C21D8/04; C21D9/00; C21D9/48; C22C38/02; C22C38/04; C22C38/06; C22C38/12; C22C38/14; C22C38/18; C22C38/22; C22C38/26; C22C38/32; C22C38/38; C23C2/06; C23C2/12
Domestic Patent References:
WO2018151325A12018-08-23
WO2018211039A12018-11-22
WO2017054862A12017-04-06
Foreign References:
EP2286332A12011-02-23
EP2271541B12015-09-02
DE102016115036A12018-02-15
DE102016108836A12017-11-16
Other References:
M. NADERI ET AL: "Enhanced Mechanical Properties of a Hot-Stamped Advanced High-Strength Steel via Tempering Treatment", METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A: PHYSICAL METALLURGY & MATERIALS SCIENCE., vol. 44, no. 4, 30 November 2012 (2012-11-30), US, pages 1852 - 1861, XP055711555, ISSN: 1073-5623, DOI: 10.1007/s11661-012-1546-1
THYSSENKRUPP STEEL EUROPE AG: "tribond Product information for high-strength and high-ductile steel composite", INTERNET CITATION, 1 March 2016 (2016-03-01), XP002783065, Retrieved from the Internet [retrieved on 20180716]
T. KURZ: "Press-hardening of zinc coated steel - characterization of a new material for a new process", IOP CONF. SERIES: MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING, vol. 159, 2016
Attorney, Agent or Firm:
HGF EUROPE LLP (DE)
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Claims:
Internationale Patentanmeldung

voestalpine Stahl GmbH

Patentansprüche

1. Verfahren zum Erzeugen eines Stahl Verbundes, wobei mindestens zwei Stahlbleche, die aus mindestens zwei unterschiedlichen Stahlgüten einer ersten Stahlgüte aus einem härtbaren manganhaltigen Stahl und einer zweiten Stahlgüte aus einem mikrolegierten Stahl bestehen, aufeinandergelegt und durch Warmwalzen plattiert werden und der dadurch erzielte Verbundwerkstoff nachfolgend kaltgewalzt wird, wobei anschließend an das Walzen der Verbundwerkstoff aus zumindest zwei Schichten mit unterschiedlicher Stahlzusammensetzung form- oder pressgehärtet und anschließend mit einer Abkühlrate über der kritischen Abkühlrate zur Erzeugung eines martensitischen Gefüges des zumin dest härtbaren manganhaltigen Stahls abgekühlt wird,

dadurch gekennzeichnet,

dass der Verbundwerkstoff nachfolgend zur Erhöhung des Biegewinkels um zumindest 5° bevorzugt zumindest 10° zwischen 150°C und 300°C für 15 Minuten bis 60 Minuten wärmebehandelt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1,

dadurch gekennzeichnet,

dass der härtbare manganhaltige Stahl, die folgende Zusammensetzung besitzt:

Kohlenstoff (C) 0,08-0,6

Mangan (Mn) 0, 5-3,0

Aluminium (AI) 0,01-0,07

Silizium (Si) 0,01-0,7

Chrom (Cr) 0,02-0,6

Titan (Ti) 0,01-0,08

Stickstoff (N) < 0,02

Bor (B) 0,002-0,02

Phosphor (P) < 0,01

Schwefel (S) < 0,01 Molybdän (Mo) < 1

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass der härtbare Stahl eine Stahlzusammensetzung wie folgt besitzt (alle Angaben in Masse-%):

Kohlenstoff (C) 0,08-0,30

Mangan (Mn) 1,00- 3,00

Aluminium (AI) 0,03-0,06

Silizium (Si) 0,01-0,20

Chrom (Cr) 0,02-0,3

Titan (Ti) 0,03-0,04

Stickstoff (N) < 0,007

Bor (B) 0,002-0,006

Phosphor(P) < 0,01

Schwefel (S) < 0,01

Molybdän (Mo) < 1

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass als ferritisches Partnermaterial für den härtbaren insbesondere martensitisch härt baren Bor-Mangan-Stahl ein mikrolegierter Stahl verwendet wird, mit der folgenden Zu sammensetzung (alle Angaben in Masse-%):

Kohlenstoff (C) 0,02-0,12

Mangan (Mn) 0, 2-2,0

Aluminium (AI) 0,01-0,07

Silizium (Si) < 0,5

Chrom (Cr) < 0,3

Titan (Ti) + Niob (Nb) 0,01-0,15

Stickstoff (N) < 0,02 Bor (B) < 0,02

Phosphor(P) < 0,01

Schwefel (S) < 0,01

Molybdän (Mo) < 1

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass die eine Stahlgüte aus einem martensitisch härtbaren Bor-Mangan-Stahl und die andere Stahlgüte aus einem Stahl der Güten 340LA, 420LA oder 500LA besteht.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass drei Stahlbleche aufeinander gelegt und miteinander warmgewalzt werden, wobei das mittlere Stahlblech aus einem martensitisch härtbaren Bor-Mangan-Stahl besteht und die beiden äußeren Bleche aus einem 340LA, 420LA oder 500LA ausgebildet sind.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass die äußeren Bereiche eine Gesamtdicke von 25 %, vorzugsweise < 15 %, weiter bevorzugt 5% der Dicke des gesamten Stahlblechs nach dem Verwalzen ausmachen.

8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass der Verbundwerkstoff zwischen 160° C und 250° C und insbesondere zwischen 175°C und 225°C wärmebehandelt wird.

9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

dadurch gekennzeichnet,

dass der Verbundwerkstoff 20 bis 40 Minuten wärmebehandelt wird.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens eine Seite des Verbundwerkstoffs vor dem Formhärtevorgang oder Presshär tevorgang eine metallische Beschichtung mit Aluminium oder einer Legierung enthaltend im Wesentlichen Aluminium oder einer Legierung aus Aluminium und Zink und/oder ei ner anderen Zinklegierung enthaltend im Wesentlichen Zink erfährt.

11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahlverbund aus drei oder vier oder mehr unterschiedlichen Stahlwerk stoffen gewalzt wird, wobei der Stahlverbund mit drei, vier, fünf oder mehr Schichten ausgebildet ist.

12. Stahlblechverbundwerkstoff insbesondere hergestellt nach einem der Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbund press- oder formgehärtet ist, wobei die weicheren Blechschichten nach dem Press- oder Formhärten des Verbunds eine Zugfestigkeit Rm von 0,3 bis 0,9 GPa entwickeln und die härteren Blechschichten eine Zugfestigkeit Rm zwischen 1 GPa und 2,8 GPa entwickeln.

13. Stahlblechverbundwerkstoff nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahlblechverbund weichere Stahlsorten außen und eine härtere Stahlsorte dazwischen oder umgekehrt besitzt.

14. Verwendung eines Stahlblechverbundwerkstoffs nach Anspruch 12 oder 13 zum

Herstellen pressgehärteter oder formgehärteter Bauteile, bei denen das Bauteil kalt umgeformt, danach austenitisiert und anschließend abschreckgehärtet wird oder austenitisiert, umgeformt und abschreckgehärtet wird

15. Gehärtetes Bauteil aus einem Stahlblechverbundwerkstoff nach Anspruch 12 oder 13, hergestellt mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11.

Description:
Verfahren zum Erzeugen eines Stahlverbundwerkstoffs

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen eines Stahlverbundwerkstoffs sowie einen Stahlverbundwerkstoffbauteil, der nach diesem Verfahren hergestellt ist.

Gehärtete Stahlbauteile haben insbesondere im Karosseriebau von Kraftfahrzeugen den Vor teil, dass durch ihre herausragenden mechanischen Eigenschaften eine Möglichkeit besteht, eine besonders stabile Fahrgastzelle zu erstellen, ohne dass Bauteile verwendet werden müs sen, die bei normalen Festigkeiten viel massiver und dadurch schwerer ausgebildet wären.

Zur Erzeugung derartiger gehärteter Stahlbauteile werden Stahlsorten, die durch eine Ab schreckhärtung härtbar sind, verwendet. Derartige Stahlsorten sind zum Beispiel borlegierte Mangankohlenstoffstähle, wobei der am weitesten eingesetzte, hier der 22MnB5 oder auch 20MnB8 ist. Aber auch andere borlegierte Mangankohlenstoffstähle werden hierfür verwendet.

Um die aus diesen Stahlsorten gehärtete Bauteile zu erzeugen, muss das Stahlmaterial auf die Austenitisierungstemperatur (>AC3) erhitzt werden und abgewartet werden, bis der Stahlwerk stoff austenitisiert ist. Je nach gewünschtem Flärtegrad können hier Teil- oder Vollausteniti sierungen erzielt werden.

Wird ein solches Stahlmaterial nach der Austenitisierung mit einer über der kritischen Härte geschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit abgekühlt, wandelt die austenitische Struktur in eine martensitische, sehr harte Struktur um. Auf diese Weise sind Zugfestigkeiten R m bis über 1500 MPa erzielbar.

Zur Erzeugung der Stahlbauteile sind derzeit zwei Verfahrenswege üblich.

Beim sogenannten Formhärten wird eine Stahlblechplatine aus einem Stahlband abgetrennt bsp. ausgeschnitten oder gestanzt und anschließend in einem üblichen, beispielsweise fünf stufigen Tiefziehprozess zum fertigen Bauteil tiefgezogen. Dieses fertige Bauteil wird hierbei etwas kleiner dimensioniert, um eine nachfolgende Wärmedehnung beim Austenitisieren zu kompensieren.

Das so erzeugte Bauteil wird anschließend austenitisiert und dann in ein Formhärtewerkzeug eingelegt, in dem es gepresst, aber nicht oder nur sehr gering umgeformt wird und durch die Pressung die Wärme aus dem Bauteil in das Presswerkzeug fließt, und zwar mit der über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit.

Der zweite, alternative Verfahrensweg ist das sogenannte Presshärten, bei dem eine Platine aus einem Stahlblechband abgetrennt bspw. ausgeschnitten oder gestanzt wird, anschließend die Platine austenitisiert wird und die heiße Platine in einem einstufigen oder mehrstufigen Umformschritt umgeformt und gleichzeitig mit einer über der kritischen Härtegeschwindigkeit liegenden Geschwindigkeit abgekühlt wird.

In beiden Fällen können mit metallischen Korrosionsschutzschichten z.B. mit Zink oder einer Legierung auf Basis von Zink versehene Platinen verwendet werden. Das Formhärten wird auch als indirekter Prozess bezeichnet und das Presshärten als direkter Prozess. Der Vorteil des indirekten Prozesses ist, dass aufwändigere Werkstückgeometrien realisierbar sind.

Der Vorteil des direkten Prozesses ist, dass ein höherer Materialnutzungsgrad erreicht werden kann. Jedoch ist die erreichbare Bauteilkomplexität vor allem beim einstufigen Umformprozess geringer.

Somit werden beim Formhärten fertig geformte und üblicherweise auch fertig gelochte Bau teile durch einen Ofen geführt und auf Austenitisierungstemperatur erhitzt. Für den Trans port werden diese Bauteile auf Ofenträgern abgesetzt.

Beim Presshärten müssen die Platinen durch den Ofen mittels Kettenförderern oder Hubbal ken befördert werden.

Aus der Literatur ist bekannt, für solch hergestellte Materialien neben den üblichen Kennwer ten wie Zugfestigkeit und Bruchdehnung auch Kennwerte in Bezug auf die Crasheignung zu ermitteln. Beispielsweise wird in„Press-hardening of zinc coated Steel - characterization of a new material for a new process" von T. Kurz et.al. in IOP Conf. Series: Materials Science and Engineering 159 (2016) 012025 doi: 10.1088/1757-899X/159/l/01205 ein Zusammenhang zwischen der Crasheignung und des Biegewinkels für pressgehärtete Stähle dargestellt. Ins gesamt kann man dem Paper entnehmen, dass aufgrund zahlreicher Versuche und einer be rechneten Trendlinie die Stähle ein Biegewinkel zwischen 80 und 90° es dem Bauteil ermög licht den Axial-Crash rissfrei zu überstehen.

Ferner ist es bekannt, derartige formgehärtete oder pressgehärtete Bauteile mit Zonen un terschiedlicher Eigenschaften insbesondere bereichsweise unterschiedliche mechanische Kennwerte wie Zugfestigkeit und Bruchdehnung herzustellen.

Hierbei ist es zum Beispiel üblich, bestimmte Bereiche der Platine oder des Bauteils nicht bis zur Austenitisierungstemperatur aufzuheizen, so dass beim anschließenden Abschrecken diese Bereiche auch nicht gehärtet werden.

Hierdurch können Zonen mit einer geringeren Härte und höherer Duktilität erzeugt werden. Es ist bekannt, derartige weichere Zonen durch das Anlegen von Absorptionsmassen, das Abschirmen dieser Bereiche vor Wärmestrahlung oder das Nichtaussetzen dieser Bereiche ei ner zusätzlichen Wärmestrahlung zu erzielen.

Es handelt sich hierbei um sogenannte Tailored Property Parts (TPP).

Darüber hinaus ist es bekannt, Bauteile mit unterschiedlichen Bereichen dadurch zu erzeu gen, dass unterschiedliche Stahlgüten verwendet werden, d.h. zum Beispiel Stahlgüten, die mit einem Form- oder Presshärteverfahren härtbar sind, mit Stahlgüten zu kombinieren, die zum Beispiel nicht oder nicht so hoch härtbar sind.

Derartige Bauteile, die auch als Tailor Welded Parts (TWP) bezeichnet werden, bestehen bei spielsweise aus einem im Form- oder Presshärteverfahren härtbaren Bor-Mangan-Stahl, wie zum Beispiel einem 22MnB5 und zusätzlich einem mikrolegierten Stahl und anderen Stählen, die bezüglich der Härtung ein unterschiedliches Verhalten zu den härtbaren Stählen zeigen.

Darüber hinaus ist es bekannt, unterschiedliche Eigenschaften auch durch unterschiedliche Blechdicken zu realisieren, so dass ein press- oder formgehärtetes Bauteil Zonen unter schiedlicher Blechdicken und damit auch unterschiedlicher Eigenschaften besitzt. Bereiche unterschiedlicher Blechdicke können dabei auch aus unterschiedlichen Stahlgüten hergestellt sein, so dass ein dünnerer Bereich aus einer ersten Stahlgüte besteht und ein dickerer Be reich aus einer zweiten Stahlgüte besteht, darüber hinaus können auch beide Bereiche aus ein und derselben Stahlgüte bestehen.

Wie zuvor ausgeführt, gibt es viele Möglichkeiten, die Duktilität über die Breite bzw. Ausdeh nung eines Bauteils zu beeinflussen.

In vergangener Zeit wurden aber auch Überlegungen vorgenommen, wie man auch in der Dicke eines Bauteils unterschiedliche Eigenschaften einstellen kann.

Insbesondere ist es wünschenswert, die äußeren Randzonen von Stahlblechen zu beeinflus sen, während der Kern in den üblichen Eigenschaften verbleibt. Bei herkömmlichen Stahlver arbeitungsverfahren gelingt dies beispielsweise dadurch, dass eine Randaufkohlung vorge nommen wird, wobei der Kohlenstoff in ein Werkstück von außen eindiffundiert, so dass ab hängig vom Kohlenstoffgehalt die Ränder stärker gehärtet werden können oder eine durch eine Bearbeitung, insbesondere eine thermische Behandlung, stattgefundene Randentkoh lung dadurch wieder ausgeglichen wird.

Um solche Randzonen gegebenenfalls für nachfolgende Umformprozesse nicht härter zu ma chen sondern eher weicher, sprich duktiler, kann eine Randentkohlung vorgesehen sein. Bei diesen Aufkohlungs- und Entkohlungsverfahren müssen jedoch in relativ aufwändiger Weise die entsprechende Temperaturführung und die entsprechende Gasführung sichergestellt sein.

Bei Stahlblechen bzw. Stahlbändern ist dies selbstverständlich auch möglich, jedoch müssten dann in einem kontinuierlichen Verfahren die Oberflächen des Stahlbandes entsprechend be handelt werden, oder im sogenannten„OpenCoil Verfahren", mittels Abstandshaltern aufge rollten Blechen, der entkohlenden Atmosphäre ausgesetzt werden.

Darüber hinaus ist es bekannt, ein Stahlblech als Verbund auszubilden, wobei die äußeren Oberflächen aus einer anderen Stahlgüte bestehen als der Kern. Hierzu werden drei Bleche, beispielsweise einer Folge A-B-A aufeinander gewalzt, wobei das A für Stahlgüten steht, die an der Außenfläche des fertigen Stahlbandes sich befinden und das B für eine Stahlgüte, die sich zwischen den beiden äußeren Stahlgüten eingebettet befindet. Die Firma ThyssenKrupp hat hierzu unter dem Titel BP3-Metall-Metallverbunde entspre chende Sandwich-Strukturen veröffentlicht, wobei die äußeren Bleche hochkohlenstoffhaltige Stähle sind, während das innere Stahlblech ein sogenannter Low Carbon Steel ist. Auch in umgekehrter Zusammensetzung ist dieses Produkt unter dem Markennamen Tribond® be kannt.

Hierbei konnte beobachtet werden, dass der Kohlenstoff bei hohen Temperaturen welche bsp. beim Verzinkungsprozess oder Presshärteprozess auftreten, vom höheren Kohlenstoff material in das niedrigere kohlenstoffhaltige Material hinein diffundiert.

Ein solches Diffusionsverhalten ist selbstverständlich ungünstig, denn es würde dazu führen, dass während einer Wärmebehandlung und einer anschließenden Walzbehandlung sich die Kohlenstoffgehalte und damit die Härten ausgleichen.

Außerdem führt der hohe Kohlenstoffgehalt in einer der Lagen zu einer schwierigeren Verar beitung in der Herstellung, hier insbesondere beim Kaltwalzen.

Aus der WO 2017/054862 Al ist ein Mehrlagenverbund mit Randbereich und Kernbereich be kannt, wobei der Randbereich weicher ausgebildet sein soll und die Summe an Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom und Nickel insgesamt größer 1,45 Gewichts-% sein soll.

Aus der EP 2 286 332 Bl ist ein Sandwichblech zum Presshärten bekannt, welches einen fes ten Kern aus einem Stahl mit 0,26 % Kohlenstoff und weiche Decklagen, die durch Wälzplat tieren erzeugt wurden höchstens 0,13 % Kohlenstoff aufweisen soll.

Aus der EP 2 271 541 Bl ist die Verwendung eines Verbundwerkstoffs in einer Fahr zeugstruktur bekannt.

Aus der DE 10 2016 115 036 Al sind Fahrwerkskomponenten mit hoher Betriebsfestigkeit bekannt, wobei diese aus einem Mehrlagenverbund bestehen und eine optionale Vergütung bestehend aus Flärten und Anlassen durchgeführt werden kann.

Aus der DE 10 2016 108836 Al ist ein Kraftfahrzeugbauteil bekannt, wobei eine sogenannte Tailor Heated Schneilaufheizung vorgenommen wird, sodass nur bestimmte Bereiche schnell aufgeheizt werden, wobei die Zugfestigkeit R m bevorzugt 2000 MPa beträgt und derart 20 W > 6 % betragen soll. Auch kann es sich hierbei um ein Mehrlagenblech halten, wobei hier ein erhöhter Biegewinkel also auch ein optionales partielles Anlassen offenbart sind. Aufgabe der Erfindung ist es ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlverbundwerkstoffs zu schaffen, mit dem ein Stahlverbundwerkstoff erzielt wird, der bezüglich der Crasheigenschaf ten und der Umformbarkeit, verbesserte Eigenschaften besitzt.

Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in Unteransprüchen gekennzeichnet.

Es ist darüber hinaus eine Aufgabe ein Stahlverbundwerkstoff zu schaffen, der verbesserte Crasheigenschaften und verbesserte Verformungseigenschaften besitzt.

Die Aufgabe wird mit einem Werkstoff mit den Merkmalen des Anspruchs 13 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.

Geringe Temperaturen und Glühdauern z. B. 180°C für 25 Minuten haben bei Bormangan- stählen, wie z. B. dem 22 MnB5, einen geringen positiven Effekt auf die Streckgrenze, er niedrigen dafür aber die Festigkeit und erhöhen den Biegewinkel geringfügig. Verbundwerk stoffe mit martensitischen Kern und ferritischen Außenauflagen werden in gleicher Weise ge fertigt. Die duktile Außenauflage erhöht hierbei den Biegewinkel.

Zudem ist die Randentkohlung zur Einstellung eines Festigkeits- /Duktilitätsverlauf bekannt, wobei der Biegewinkel hier ebenfalls deutlich erhöht wird.

Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass das Optimum von Biegewinkel zu Festigkeit zu Streck grenze trotz Plattierschichten bei höher festem Kern an eine Grenze stößt. Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass nur durch einen optimalen Aufbau des Verbundmaterials und einer ideal thermischen Konditionierung der einzelnen Schichten, im ergebenen Gradientenwerkstoff die maximale bzw. optimale Leistungsfähigkeit erzielt wird. Dementsprechend soll bei einer Bei behaltung der Streckgrenze bzw. der Festigkeitseigenschaften der Biegewinkel erhöht wer den um die Verformungseigenschaften zu verbessern. Hierbei soll eine höhere Streckgrenze und eine höhere Festigkeit erzielt werden, wobei jede Lage bis zum Maximum belastet wird, wobei gleichzeitig ein höherer Biegewinkel vorhanden ist und eine Faltung ermöglicht wird. Überraschend hat sich herausgestellt, dass bei einer Temperaturbehandlung des fertig her gestellten Verbundes in einem Temperaturbereich von 150°C bis 300° C, insbesondere von 160°C bis 250° C und insbesondere bei 175C° bis 225° C und einer Glühzeit von 15 Minuten bis zu einer Stunde und insbesondere von 20 bis 40 Minuten bei Erhöhung der Streckgrenze eine deutliche Biegewinkelverbesserung von bis zu 20° erzielt wird wobei darüber hinaus die Zugfestigkeit im Wesentlichen erhalten bleibt. Die maximale Änderung des Zugfestigkeits wertes kann dabei weniger als 5% betragen.

Der Effekt bei Verbundmaterialien ist hierbei erheblich höher ausgeprägt als bei reinen Bor- manganstahlgüten, sodass vermutet wird, dass der Einfluss auf den Ferrit des weicheren Partners, z. B. eines 340LA, erst im Verbund wirksam wird oder ein Zwischenoberflächenef fekt (Interface Effekt) aktiviert wird. Erfindungsgemäß ist hierfür eine geeignete Auswahl des Verbundmaterials notwendig, wobei sich herausgestellt hat, dass eine besondere Gütekombi nation z. B. ein Bor-Mangan-Stahl des Typs 34MnB5 mit einer ferritischen Außenauflage z B. einem 340LA ist.

Dementsprechend hat sich erfindungsgemäß herausgestellt, dass die möglichen Randwerk stoffe einen relativ geringen Kohlenstoffanteil besitzen sollen, um die Verarbeitbarkeit, sprich die Duktilität im Randbereich zu verbessern. Diese sollten wenig Mangan und Chrom enthal ten und der Verlust von Kohlenstoff sollte wenig Einfluss auf die Festigkeit des Werkstoffs haben. Ferner ist es sinnvoll, wenn der Randwirkstoff wenige Legierungselemente enthält und damit ein so genannter mikrolegierter Stahl ist. Als geeignete Werkstoffe haben sich Stähle der folgenden Güten herausgestellt: 340LA; 420LA und bedingt 500LA. Dies sind übli che Werkstoffbezeichnungen, welche beispielsweise im Stahlschlüssel ermittelt werden kön nen. Des Weiteren findet sich zb der 340LA auch in der ÖNORM EN 10346. Die Bezeichnung kann auch HX340LA oder H340LA lauten, das Kürzel davor bezeichnet die verschiedenen Verarbeitungszustände und bezieht sich nicht auf die chemische Zusammensetzung selbst.

Für die Erfindung sind insbesondere auch härtbare Stähle der allgemeinen Legierungszusam mensetzung geeignet (alle Angaben in Masse-%):

Kohlenstoff (C) 0,08-0,6

Mangan (Mn) 0, 5-3,0

Aluminium (AI) 0,01-0,07

Silizium (Si) 0,01-0,7

Chrom (Cr) 0,02-0,6 Titan (Ti) 0,01-0,08

Stickstoff (N) < 0,02

Bor (B) 0,002-0,02

Phosphor (P) < 0,01

Schwefel (S) < 0,01

Molybdän (Mo) < 1

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

Für die Erfindung sind insbesondere auch härtbare Stähle der bevorzugten Legierungszusam mensetzung geeignet (alle Angaben in Masse-%):

Kohlenstoff (C) 0,08-0,30

Mangan (Mn) 1,00- 3,00

Aluminium (AI) 0,03-0,06

Silizium (Si) 0,01-0,20

Chrom (Cr) 0,02-0,3

Titan (Ti) 0,03-0,04

Stickstoff (N) < 0,007

Bor (B) 0,002-0,006

Phosphor(P) < 0,01

Schwefel (S) < 0,01

Molybdän (Mo) < 1

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

Für die Erfindung besonders geeignet sind härtbare manganhaltige Stähle dieser Legierungs zusammensetzung (alle Angaben in Masse-%):

C Si Mn P S AI Cr Ti B N

[%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%]

0,36 0,23 1,85 0,0057 0,001 0,05 0,11 0,03 0,0030 0,0044

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei als Umwandlungsverzögerer in derartigen Stählen insbesondere die Legierungsele mente Bor, Mangan, Kohlenstoff und optional Chrom und Molybdän verwendet werden.

Um den Korrosionsschutz zu verbessern kann es vorgesehen sein mindestens eine Seite des Verbundwerkstoffs bevorzugt vor dem Formhärtevorgang oder Presshärtevorgang mit einer metallischen Beschichtung zur versehen.

Grundsätzlich kann das Überzugsmetall aus den verschiedensten Legierungen bestehen, be vorzugt sind dabei Nickel, Kupfer, Chrom, Aluminium, Magnesium, Zink bzw. dessen Legie rungskombination.

Besonders auszeichnen können sich Aluminium-Silizium Legierungen (auch bekannt als Usi- bor) als auch Zinklegierungen auf Basis von Zink.

Die Auftragung kann mittels üblicher Beschichtungsvorrichtungen vorgenommen werden wie beispielsweise einer Feuerverzinkungsanlage bzw. Feueraluminierungsanlage oder einer elektrolytischen Beschichtungsanlage.

Bezüglich der Dickenverhältnisse und Dickenbereiche sollten die beiden äußeren Bleche je weils maximal 25 % der Gesamt Verbunddicke aufweisen, bevorzugt weniger als 15 %, be sonders bevorzugt weniger als 5 %. Der gesamte Verbund besitzt eine Dicke zwischen 0,5 und 5 mm, bevorzugt 0,5 bis 3 mm. Der übliche Aufbau ist somit A-B-A, wobei A die Außen schichten aus einem ferritischen Stahlmaterial sind und B die Innenschicht aus einem härtba ren Bor-Mangan-Stahlmaterial.

Selbstverständlich ist der beschriebene Aufbau A-B-A auch umkehrbar in B-A-B. Dies bedeu tet, dass unter bestimmten Voraussetzungen die Randschichten härter sind als die Mittel schichten. Mit der B-A-B Kombination kann eine Verschleißschicht erzeugt werden bzw. kann der Verbund eine höhere Biegefestigkeit erreichen, welche eine höhere Kraftübertragung er möglichen kann.

Vorteilhafterweise kann auch vorgesehen sein, dass der Stahlverbund aus mehr als zwei ver schiedenen Stahlwerkstoffen ausgebildet ist. Dies kann bei einer entsprechenden Anordnung von geeigneten Materialien dazu dienen, dass beispielsweise bei einem fünftägigen Stahlver bund die Härte von innen nach außen abnimmt und die Bruchdehnung jeder einzelnen Lage entsprechend zunimmt. Damit kann bei gleicher Duktilität/ gleichem Biegewinkel eine höhere Festigkeit des Verbundes erreicht werden.

Die Erfindung wird anhand von Zeichnungen beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei: Figur 1: VDA283[API] -100 in Abhängigkeit von der Wärme behandlung bei einem erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff im Vergleich zu einem nicht wärmebehandelten Referenzwerkstoff;

Figur 2: Die Verschiebung des Biegewinkels bei einem Stahlver-bundwerkstoff gegenüber ei nem reinen presshärtendem Bor-Mangan-Stahl ohne einererfindungsgemäße Wärme behandlung, dh. Biegewinkel nach dem Stand der Technik;

Figur 3: Der Kraftverlauf bei einem Biegewinkeltest bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff, an einem Vergleichswerkstoff aus einem monolithischem martensitischen presshär tenden Stahl und dem erfindungsgemäßen Werkstoff bei unterschiedli chen Wärmebehandlungstemperaturen bzw. -dauern;

Figur 4: Einen beispielhaften erfindungsgemäßen Temperaturverlauf für direkte Glühung nach dem Presshärtevorgang;

Figur 5: Einen beispielhaften erfindungsgemäßen Temperaturverlauf für zwischenzeitliche Abkühlung auf Raumtemperatur nach dem Presshärtevorgang.

Erfindungsgemäß soll eine Biegewinkelerhöhung um zumindest 5° insbesondere zumindest 10° erzielt werden, wobei bei Temperaturen zwischen 150°C und 300°C wärmebehandelt wird. Bei 150°C ist der Effekt eher gering während bei 300°C eine Einbuße bei der Festigkeit zu beobachten ist. Daher sind bevorzugt Bereiche zwischen 160°C und 250°C und weiter be vorzugt zwischen 175°C und 225°C. Die sinnvollen Glühzeiten reichen von 15 Minuten (eher schwacher Effekt) bis zu einer Stunde (starker Effekt jedoch die Festigkeit abfallend) sodass insbesondere 20 bis 40 Minuten bevorzugt sind.

Bei einer Temperaturbehandlung bei ca. 200°C für ca. 20 bis 25 Minuten zeigen die Ver suchsergebnisse Biegewinkelverbesserungen von bis zu 40° bei einer Erhöhung der Streck grenze und Beibehaltung der Zugfestigkeit. Insbesondere in der Figur 1 kann dieser Effekt beobachtet werden. Dabei wurden alle Versuche mit einer Probengröße von 30x60 mm bei 1,5mm dicken Blechmaterial durchgeführt.

Betrachtet man Figur 1 erkennt man dort, dass bei 200°C und 20 Minuten der Biegewinkel bereits auf über 80° ansteigt. Bei 150°C und 25 Minuten ist dieser Effekt deutlich weniger ausgeprägt, sodass ein Biegewinkel von etwa 72° erzielt wird. Bereits bei einer Erhöhung der Temperatur auf 180°C wird ebenfalls ein Biegewinkel von 80° erreicht während bei einer Er höhung der Temperatur auf 250°C und 300°C Biegewinkel von fast 95° erreicht werden. Figur 2 zeigt die Verschiebung der Kurve des monolithischen Werkstoffs (in diesem Beispiel eines phs-ultraform 1500) bei einem höherfesteren Verbundwerkstoff (1700er) zu geringfü gig verbesserten Biegewinkel, allerdings wird diese Verbesserung durch Einbußen der Festig keit erkauft. Des Weiteren verbleibt die Gesamtfläche unter der Kurve im Wesentlichen kon stant. Damit ist gezeigt, dass sich bei der Auswahl der Materialien für den Verbundwerkstoff allein, dh. ohne erfindungsgemäße Wärmebehandlung keine wesentlichen Verbesserungen der mechanischen Kennwerte erzielen lassen.

In Figur 3 erkennt man, wie gegenüber dem Verbundwerkstoff aus Figur 2, die Verbund werkstoffe nach einer Temperaturbehandlung bezüglich des Biegewinkels, deutlich zu ver besserten Werten verschoben werden, ohne dass es zu Festigkeitseinbußen bzw. zu höchs tens geringfügigen Festigkeitseinbußen kommt. Die deutliche Verbesserung der mechani schen Eigenschaften wird insbesondere durch die signifikante Erhöhung der Fläche unter der Kurve deutlich.

Die Figuren 4 und 5 zeigen mögliche Temperaturverläufe für das erfindungsgemäße Verfah ren. Einerseits kann die Restwärme nach dem Presshärtevorgang für die Wärmebehandlung genutzt werden wie in Figur 4 dargestellt. Allerdings muss die Abkühlung zumindest bis unter den jeweiligen Ms Punkt in jedem Fall über der kritischen Abkühlrate erfolgen da sich ander- falls kein martensitisches Gefüge bilden würde. Dieses Verfahren bietet den Vorteil, dass es weniger Energie bzw. Wärmeeintrag benötigt, da die Abkühlung bei der gewünschten Ziel temperatur gestoppt wird.

Es ist aber auch möglich bis auf Raumtemperatur abzukühlen und danach in einem separa ten Schritt die Wärmebehandlung des abgekühlten Materials vorzunehmen (siehe Figur 5). Dies bietet den Vorteil, dass die Flexibilität erhöht werden kann und auf allfällige Kunden wünsche auch später noch eingegangen werden kann.

Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass durch eine Wärmebehandlung bei niedrigen Tempera turen der Biegewinkel und damit das Crashverhalten und Umform verhalten verbessert wird ohne das die Festigkeitseigenschaften des Stahlverbundwerkstoffs verschlechtert werden.