Die Erfindung betrifft ein Blechformteil mit verbesserten Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Blechformteil 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 den für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen „Blechzuschnitte“ (auch Platinen genannt) abgeteilt werden. „Blechformteile“ oder „Blechbauteile“ der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Blechzuschnitten hergestellt, wobei hier die Begriffe „Blechformteil“ und „Blechbauteil“ synonym verwendet werden.

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. In diesem Text gemachte Angaben zu den Gehalten der Bestandteile einer Atmosphäre beziehen sich auf das Volumen (Angabe in „Vol.-%“).

Aus der WO 2022/048990 Al und der EP 2 993 248 Bl sind Blechformteile mit ähnlichen aluminiumbasierten Beschichtungen und Verfahren zu deren Herstellung bekannt.

Obgleich eine solche aluminiumbasierte Beschichtung die Weiterverarbeitbarkeit der warmumgeformten Blechformteile signifikant verbessert, verbleiben weitere technische Herausforderungen in nachgelagerten Prozessschritten. Zwar ist Aluminium ein selbstpassivierendes Material, welches das Wachstum einer Oxidschicht selbstständig begrenzt.

Dennoch kommt es insbesondere bei hohen Temperaturen auch bei einer Aluminiumoberfläche zur Ausbildung einer nativen Oxidschicht, welche unter technischen Gesichtspunkten nicht ignoriert werden kann. Hierdurch ist insbesondere das Fügen - beispielsweise per Widerstandspunktschweißverfahren - problematisch, welches bei Vorhandensein einer derartigen Oxidschicht durch erhöhte Durchgangswiderstände beeinträchtigt wird. Dies macht es erforderlich, den gewählten Schweißstrom je nach konkretem Materialverbund sorgfältig zu selektieren, was insgesamt zu einem eingeschränkten Schweißbereich und somit zu einer herabgesetzten Prozesssicherheit führt. Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher, die Zusammensetzung der Beschichtung und die Herstellungsparameter so aufeinander anzupassen, dass sich verbesserte Schweißeigenschaften ergeben.

Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Blechformteil aufweisend

• ein Stahlsubstrat, das aus einem Stahl, der 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht

• und einen auf mindestens einer Seite des Stahlsubstrats angeordneten Korrosionsschutzüberzugs auf Aluminium-Basis.

Dabei weist der Korrosionsschutzüberzug eine Al-Basisschicht und eine Legierungsschicht auf, wobei die Legierungsschicht auf dem Stahlsubstrat aufliegt und die Al-Basisschicht auf der Legierungsschicht aufliegt. Die Legierungsschicht besteht aus 35-90 Gew.-% Fe, 2-12 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest aus Aluminium. Die Al-Basisschicht besteht aus 35-55 Gew.-% Fe, 4-10 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkalioder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest aus Aluminium. Weiterhin weist das Blechformteil einen auf die Fläche bezogenen Betrag der Impedanz Z _A von maximal 1,0 1 cm ² auf.

Unter einem optionale Anteil von bis zu 3 Gew.% Alkali- oder Erdalkalimetallen ist zu verstehen, dass Alkalimetalle und/oder Erdalkalimetalle vorhanden sein können, wobei der Gesamtgehalt aller Alkalimetalle und Erdalkalimetalle bis zu 3 Gew.-% beträgt.

Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Legierungsschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg und/oder der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al- Basisschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Das bedeutet, die Legierungsschicht besteht bevorzugt aus 35-90 Gew.-% Fe, 2-12 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 aus Aluminium. Die Al-Basisschicht besteht bevorzugt aus 35-55 Gew.-% Fe, 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 aus Aluminium. Die Impedanz wird bestimmt, indem zwei beidseitig beschichtete Blechformteile mit Hilfe von zwei vergoldeten Kupferelektroden flächig gegeneinandergepresst werden, wobei die Kontaktfläche der beiden Kupferelektroden den Flächeninhalt A hat und die Kontaktfläche der beiden Blechformteile mindestens doppelt so groß ist wie die Kontaktfläche der Kupferelektroden (d.h. die Kontaktfläche der beiden Blechformteile hat einen Flächeninhalt von mindestens 2*A). Die beiden Kupferelektroden sind kreisförmig und haben einen Durchmesser von 45 mm. Die auf die Fläche bezogene Impedanz wird im Wesentlichen durch den Stromfluss im Bereich direkt zwischen den beiden Kupferelektroden und zum kleineren Teil durch Ströme im nahen Umfeld der Kupferelektroden bestimmt. Dadurch, dass die Kontaktfläche der beiden Blechformteile mindestens doppelt so groß ist wie die Kontaktfläche der Kupferelektroden, wird gewährleistet, dass die Ströme im nahen Umfeld der Kupferelektroden nicht durch Feldlinien an den Probenkanten beeinflusst werden. Weiterhin haben Messungen gezeigt, dass die bei den typischen Dicken der Blechformteile (0,5 mm bis 4 mm) die Messwerte nicht von der Blechdicke abhängig sind, da der Widerstand von der Kontaktfläche dominiert wird.

Für die Messung müssen die Blechformteile einen flächenbündigen Kontakt haben. Im einfachsten Fall von flachen Proben der Blechformteile müssen diese also planparallel sein. Die Proben der Blechformteile werden bei der Messung derart stark aneinandergepresst, dass ein vollflächiger leitender Kontakt zustande kommt. In der Praxis haben sich hierbei 3kN als geeignet erwiesen. An den beiden Kupferelektroden wird eine Wechselspannung mit einer Amplitude U von beispielsweise 10 mV um einen Mittelwert (Polarisationswert) von 0 V angelegt. Die Freguenz beträgt in dem hier beschriebenen Beispiel 10 mHz. Anschließend werden die Amplitude und die Phasenverschiebung der resultierenden Stromstärke I gemessen. Die auf die Fläche bezogene Impedanz ist das Verhältnis von Wechselspannung zu Stromstärke multipliziert mit dem Flächeninhalt der Kontaktfläche:

U

Z _A = -f A

Eine auf die Fläche bezogene Impedanz von maximal 1,0 1 cm ² , insbesondere maximal 0,9 (1 cm ² , bevorzugt maximal 0,8 (1 cm ² hat den Vorteil, dass ein verlässliches bzw. optimiertes Fügen mittels Widerstandspunktschweißen möglich ist und insbesondere ein ausreichendes Prozessfenster für die Wahl des Schweißstroms bei der Verarbeitung vorliegt. Der Betrag der Phasenverschiebung zwischen Spannung und Stromstärke beträgt maximal 3°, bevorzugt maximal 1°, insbesondere maximal 0,1°. Dies hat den Vorteil, dass im Wesentlichen der ohmsche Anteil des komplexen Widerstandes wirksam ist und gemessen wird. Die auf die Fläche bezogene Impedanz des Bauteils wird durch verschiedene Effekte beeinflusst. Neben der Zusammensetzung und Dicke des Korrosionsschutzüberzuges hat auch die Beschaffenheit der Oberfläche einen Einfluss auf die Impedanz. Beispielsweise führen raue und unebene Oberflächen dazu, dass die Größe der wirksamen Kontaktflächen reduziert sind. Beim Aneinanderpressen von zwei unebenen Oberflächen ergeben sich zwangsläufig wirksame Kontaktflächen, die wirklich aneinander anliegen, und Bereiche, in denen ein gewisser Abstand verbleibt. Der Anteil der wirksamen Kontaktflächen an der Kontaktfläche hat einen wichtigen Einfluss auf die Impedanz. Es hat sich gezeigt, dass das nachfolgend beschriebene Herstellungsverfahren zu einer Schichtzusammensetzung und einer Oberflächentopologie führt, die eine derart niedrige Impedanz bewirken.

Das beschriebene Messverfahren (Impedanzspektroskopie) ist besonders geeignet, die Auswirkungen der Oberflächenstruktur und -Chemie zu bestimmen. In der Literatur wird die Schweißeignung häufig über den Kaltübergangswiderstand ermittelt. Dabei wird jedoch ein vergleichsweise hoher Gleichstrom von 10 A verwendet und der Widerstand erst nach 15 Sekunden Stromfluss ermittelt. Durch diese hohen Ströme werden jedoch etwaige Einflussfaktoren auf die Impedanz durch beispielsweise Oxide auf der Oberfläche nicht mehr vollständig messbar durch ein zumindest teilweise Aufbrechen dieser. Es hat sich in der Praxis aber herausgestellt, dass gerade diese Oxide im Schweißvorgang störend sein können. Ebenso kann es durch den vergleichsweise hohen Messstrom zu einem Aufschmelzen der Oberfläche und damit zu einer Veränderung der Oberflächenstruktur kommen. Mit dem hier angegebenen Messverfahren kann der Einfluss der Oberflächeneigenschaften guantifiziert werden, ohne dass das Messverfahren die zu messenden Eigenschaften signifikant beeinflusst. Zudem werden bei den üblichen Messungen des Kaltübergangswiderstandes ballige Elektroden mit einem Durchmesser von 16 mm verwendet. Aufgrund der Balligkeit liegt der Durchmesser der Kontaktflächen von Elektrode und Blech damit etwa bei 2 bis 5 mm. Stattdessen werden bei dem hier beschriebenen Messverfahren vergleichsweise großflächige und plane Elektroden mit einem Durchmesser von gerundet 45 mm verwendet. Diese vergrößerte Fläche erlaubt ebenfalls eine verbesserte Dektektierbarkeit der Oberflächeneingeschaften (insbesondere beispielsweise der störenden Oxide).

Ein derartiges Blechformteil wird mit Hilfe eines speziellen Beschichtungs- und Umformprozesses erzeugt. Ein solch erfindungsgemäßes Herstellungsverfahren umfasst die folgenden Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus Stahl, der 0,1- 3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B aufweist, besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) 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 Endwalz-tem- peratur (T3) 750-1000°C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspel-tem- peratur (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 bei einer Atmosphäre, welche zu 2-15 Vol.-% Wasserstoff, Rest Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und bei einem Taupunkt zwischen -50°C und 25°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, wobei die Schmelze des Schmelzenbad aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die erste Abkühldauer t _mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C mehr als 10s, insbesondere mehr als 14s beträgt und die zweite Abkühldauer t _nT im Temperaturbereich zwischen 400°C und 300°C mehr als 8s, insbesondere mehr als 12s beträgt, in einer Atmosphäre, welche 16-25 Vol.-% Sauerstoff enthält und bei einem Taupunkt zwischen -5°C und 25°C; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts; m) optionales Haspeln des beschichteten Stahlflachproduktes zu einem Coil mit einer Zugkraft von 500 - 5000 daN; n) Abteilen eines Blechzuschnitts von dem beschichteten Stahlflachprodukt; o) Erwärmen des Blechzuschnitts derart, dass zumindest teilweise die AC3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist und die Temperatur T _Einig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C aufweist, wobei Ms die der Martensitstarttemperatur bezeichnet; p) Einlegen des erwärmten Blechzuschnitts in ein Umformwerkzeug, wobei die für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung und das Einlegen des Zuschnitts benötigte Transferdauer t _Tr ans höchstens 20 s, bevorzugt höchstens 15 s, beträgt; g) Warmpressformen des Blechzuschnitts zu dem Blechformteil, wobei der Zuschnitt im Zuge des Warmpressformens über eine Dauer t _W z von mehr als 1 s mit einer zumindest teilweise mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit r _wz auf die Zieltemperatur T _Ziei abgekühlt und optional dort gehalten wird; r) Entnehmen des auf die Zieltemperatur T _Ziei abgekühlten Blechformteils aus dem Werkzeug.

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 (TI) 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 90s 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 50s 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 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 AdKW durch die Warmbanddicke d verstanden:

KWG = AdKW/d mit AdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme AdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das 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 120s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650°C, bevorzugt mindestens 720°C. Glühtemperaturen oberhalb von 900°C sind aus ökonomischen Gründen nicht wünschenswert.

Die Glühung in Schritt h) erfolgt bei einer Atmosphäre, welche zu 2-15 Vol.-% Wasserstoff, bevorzugt 2-10 Vol. -% Wasserstoff, insbesondere 2-4 Vol.-% Wasserstoff, Rest Stickstoff und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Der Taupunkt liegt bei der Glühung zwischen -50°C und 25°C. Bevorzugt ist der Taupunkt größer 0°C, bevorzugt größer 4°C. Diese sauerstoffarme Atmosphäre sorgt in Kombination mit dem eingestellten Taupunkt dafür, dass die Ausbildung einer Oxidschicht hinreichend eingeschränkt ist, um die gewünschte Oberflächentopologie zu realisieren, die zu der erfindungsgemäßen spezifischen Impedanz führt.

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, sodass 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, sodass 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 10-180s. 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 10 K 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 Flächen des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Als die beiden Seiten des Stahlflachproduktes werden die beiden sich gegenüberliegenden großen Flächen des Stahlflachproduktes bezeichnet. Die schmalen Flächen werden als Kanten bezeichnet. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzbad in Kontakt, sodass 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 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali oder Erdalkalimetalle 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 7-12 Gew.-%, insbesondere 8-10 Gew.-%. Bei einer bevorzugten Variante umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.- % Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca, umfassen. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Schmelze aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-% Ca. Bei einer bevorzugen Variante besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.

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

Die Abkühlung erfolgt in einer Atmosphäre, welche 16-25 Vol.-% Sauerstoff, bevorzugt 18-22 Vol.- % Sauerstoff enthält, insbesondere in Umgebungsluft, und bei einem Taupunkt zwischen -5°C und 25°C. Dies betrifft sowohl die Abkühlung im mittleren Temperaturbereich als auch die Abkühlung im niedrigen Temperaturbereich.

Dabei kann die erste Abkühldauer t _mT im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450°C (mittlerer Temperaturbereich mT) realisiert sein durch ein langsames, kontinuierliches Abkühlen oder auch durch ein Halten bei einer Temperatur für eine gewisse Zeit in diesem Temperaturbereich. Möglich ist sogar ein Zwischenheizen. Wichtig ist lediglich, dass das Stahlflachprodukt mindestens für eine Zeitdauer Abkühldauer t _mT 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 (s.u.) verzögert. Zum anderem kommt 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 Titankarboni- triden 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 Niob-haltigen Ausscheidungen) im obersten Substratbereich, welche wichtig für viele bevorzugte Eigenschaften sind. Weiterhin würde die inhomogene Diffusionsgeschwindigkeit von Aluminium im Stahlsubstrat in Ferrit gegenüber Perl it/Bainit/Martensit zu einer ungleichmäßigen Verteilung von AI 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 t _mT (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 t _nT 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 t _n 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, sodass 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.

Im nachfolgenden Schritt m) wird das beschichtete Stahlflachprodukt zu einem Coil gehaspelt, um eine Lagerung oder einen Transport zu ermöglichen. Das Haspeln erfolgt mit einer Zugkraft von mindestens 500 daN (Dekanewton). Bevorzugt beträgt die Zugkraft nicht mehr als 5000 daN, insbesondere nicht mehr als 1500 daN.

Nachfolgend wird in Schritt n) von dem beschichteten Stahlflachprodukt ein Blechzuschnitt abgeteilt und einer Weiterverarbeitung zugeführt.

Dieser Blechzuschnitt wird in der dann in an sich bekannter Weise so erwärmt (Schritt o), dass zumindest teilweise die Ac3 Temperatur des Zuschnitts überschritten ist. Insbesondere liegt die Temperatur zumindest teilweise zwischen Ac3 und 1000°C, bevorzugt zwischen 850°C und 950°C. Weiterhin liegt die Temperatur T _Einig des Zuschnitts beim Einlegen in ein für ein Warmpressformen vorgesehenes Umformwerkzeug (Arbeitsschritt p)) zumindest teilweise eine Temperatur oberhalb von Ms+100°C, insbesondere oberhalb von Ms+300°C. Insbesondere überschreitet die Temperatur T _E ini _g des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise 600°C. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur T _Einig des Zuschnitts beim Einlegen zumindest teilweise, insbesondere vollständig im Bereich 600°C bis 850°C, um eine gute Umformbarkeit und die ausreichende Härt- barkeit zu gewährleisten. Unter teilweisem Überschreiten einer Temperatur (hier AC3 bzw. Ms+100°C bzw. 600°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, indem 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 = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - ll*%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 o) vollständig durcherwärmt wird.

Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die mittlere Aufheizgeschwindigkeit r _O f _en des Blechzuschnittes beim Erwärmen in Schritt o) 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 r _O f _en ist dabei als mittlere Aufheizgeschwindigkeit von 30°C auf 700°C zu verstehen.

Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante beträgt die normierte mittlere Aufheizung 0 _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 0 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 0 um die vorliegende Ofentemperatur Tofen ^im Verhältnis zu einer Referenz-Ofentemperatur T _O f _en , Referenz von 900°C=1173,15 K in der folgenden Weise normiert: dabei sind die Ofentemperaturen jeweils in Kelvin einzusetzen.

Bei einer bevorzugten Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in einem Ofen mit einer Ofentemperatur T _O fen von mindestens Ac3 + 10 K, 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 beträgt hierbei mindestens -20°C, bevorzugt mindestens -15°C, besonders bevorzugt mindestens -10°C, insbesondere mindestens -5°C, besonders bevorzugt mindestens 0°C und maximal +25°C, bevorzugt maximal + 20°C insbesondere maximal +15°C, bevorzugt maximal +10°C, insbesondere maximal +5°C.

Bei einer speziellen Ausführungsvariante erfolgt die Erwärmung in Schritt o) 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 t _O f _en , 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 Blechformteilen handeln kann, entnommen und so schnell in das Umformwerkzeug transportiert, dass seine Temperatur beim Eintreffen in dem Werkzeug zumindest teilweise oberhalb von Ms+100°C liegt, insbesondere oberhalb von Ms+300°C, bevorzugt oberhalb von 600°C, insbesondere oberhalb von 650°C, besonders bevorzugt oberhalb von 700°C. Hierbei bezeichnet Ms die Martensitstarttemperatur. Bei einer besonders bevorzugten Variante liegt die Temperatur zumindest teilweise oberhalb der ACl-Temperatur. Bei allen diesen Varianten beträgt die Temperatur insbesondere maximal 900°C. Durch diese Temperaturbereiche wird insgesamt eine gute Umformbarkeit des Materials gewährleistet. Im Arbeitsschritt p) wird der Transfer des austenitisierten Zuschnitts von der jeweils zum Einsatz kommenden Erwärmungseinrichtung zum Umformwerkzeug innerhalb von vorzugsweise höchstens 20s, insbesondere von maximal 15s 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. 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 T _Ziei des Blechformteils liegt zumindest teilweise unterhalb 400°C, bevorzugt unterhalb 300°C, insbesondere unterhalb von 250°C, bevorzugt unterhalb von 200°C, besonders bevorzugt unterhalb von 180°C, insbesondere unterhalb von 150°C. Alternativ liegt die Zieltemperatur T _Ziei 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 0% der C-Gehalt, mit %Mn der Mn-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Cr der Cr — Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt, mit %Cu der Cu-Gehalt, mit %Co der Co-Gehalt, mit %W der W-Gehalt und mit %Si der Si-Gehalt des jeweiligen Stahls in Gew.-% bezeichnet sind. Die ACl-Temperatur und die AC3-Temperatur eines im Rahmen der erfindungsgemäßen 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.-%] und

AC3[°C] = (902 Gew.-% - 225*%C + 19*%Si - ll*%Mn - 5*%Cr + 13*%Mo - 20*%Ni +55*%V)[°C/Gew.-%] zu berechnen, wobei auch hiermit mit %C der C-Gehalt, mit %Si der Si-Gehalt mit %Mn der Mn- Gehalt mit %Cr der Cr-Gehalt, mit %Mo der Mo-Gehalt, mit %Ni der Ni-Gehalt und mit +%V der Vanadium-Gehalt des jeweiligen Stahls bezeichnet sind (Brandis H 1975 TEW-Techn. Ber. 1 8- 10).

Im Werkzeug wird der Zuschnitt somit nicht nur zu dem Blechformteil geformt, sondern gleichzeitig auch die Zieltemperatur abgeschreckt. Die Abkühlrate im Werkzeuge r _W z 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 r) erfolgt ein Abkühlen des Blechformteils auf eine Abkühltemperatur T _A B von weniger als 100°C innerhalb einer Abkühldauer t _A B von 0,5 bis 600s. Dies geschieht im Regelfall durch eine Luftabkühlung.

Der beim Verfahren verwendete Stahl weist 0,1-3 Gew.-% Mn und optional bis zu 0,01 Gew.-% B auf. Gleiches gilt für den Stahl Blechformteils. Die nachfolgend beschriebenen bevorzugten Stahlzusammensetzungen sind sowohl für das Blechformteil als auch für das Verfahren zu dessen Herstellung als bevorzugt zu verstehen.

Insbesondere ist das Gefüge des Stahls durch ein Warmumformen in ein martensitisches oder teilweise martensitisches Gefüge umwandelbar. Das Gefüge des Stahlsubstrates des Blechformteils ist also bevorzugt ein martensitisches oder zumindest teilweise martensitisches Gefüge, da dieses eine besonders hohe Härte aufweist. Besonders bevorzugt ist das Stahlsubstrat ein Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C: 0,04-0,45 Gew.-%,

Si: 0,02-1,2 Gew.-%,

Mn: 0,5-2, 6 Gew.-%,

Al: 0,02-1,0 Gew.-%,

P: < 0,05 Gew.-%,

S: < 0,02 Gew.-%,

N: < 0,02 Gew.-%,

Sn: < 0,03 Gew.-%

As: < 0,01 Gew.-%

Ca: < 0,005 Gew.-% sowie optional einem oder mehreren der Elemente „Cr, B, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V“ in folgenden Gehalten

Cr: 0,08-1,0 Gew.-%,

B: 0,001-0,005 Gew.-%

Mo: <0,5 Gew.-%

Ni: <0,5 Gew.-%

Cu: <0,2 Gew.-%

Nb: 0,02-0,08 Gew.-%,

Ti: 0,01-0,08 Gew.-%

V: <0,1 Gew.-% besteht.

Bei den Elementen P, S, N, Sn, As, Ca handelt es sich um Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Neben diesen Elementen 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 unvermeidbaren Verunreinigungen in Summe maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-%. Die optionalen Legierungselemente Cr, B, Nb, Ti, für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweilige Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den unvermeidbaren Verunreinigungen gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% begrenzt ist. Bevorzugt sind die individuellen Obergrenzen für die jeweilige Verunreinigung dieser Elemente wie folgt:

Cr: < 0,050 Gew.-%,

B: < 0,0005 Gew.-%

Nb: < 0,005 Gew.-%,

Ti: < 0,005 Gew.-%

Dabei sind diese bevorzugten Obergrenzen als alternativ oder gemeinsam zu betrachten. Bevorzugte Varianten des Stahls erfüllen also eine oder mehrere dieser vier Bedingungen.

Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der C-Gehalt des Stahls maximal 0,37 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der C-Gehalt im Bereich von 0,06-0,09 Gew.-% oder im Bereich von 0,12-0,25 Gew.-% oder im Bereich von 0,33-0,37 Gew.-%.

Bei einer eine bevorzugten Ausführungsform beträgt der Si-Gehalt des Stahls maximal 1,00 Gew.- % und/oder mindestens 0,06 Gew.-%.

Der Mn-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 2,4 Gew.-% und/oder mindestens 0,75 Gew.-%. Bei besonders bevorzugten Ausführungsvarianten liegt der Mn-Gehalt im Bereich von 0,75-0,85 Gew.-% oder im Bereich von 1,0-1, 6 Gew.-%.

Der Al-Gehalt des Stahls beträgt bei einer bevorzugten Variante maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,25 Gew.-%. Alternativ oder ergänzend beträgt der Al-Gehalt bevorzugt mindestens 0,02%.

Zudem hat sich gezeigt, dass es hilfreich sein kann, wenn die Summe der Gehalte von Silizium und Aluminium begrenzt sind. Bein einer bevorzugten Variante beträgt daher die Summe der Gehalte von Si und AI (üblicherweise bezeichnet als Si+Al) maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 1,2 Gew.-%. Ergänzend oder alternativ beträgt die Summe der Gehalte von Si und AI mindestens 0,06 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,08 Gew.-%.

Bei den Elementen P, S, N handelt es sich um typische Verunreinigungen, die bei der Stahlerzeugung nicht vollständig vermieden werden können. Bei bevorzugten Varianten beträgt der P-Gehalt maximal 0,03 Gew.-%. Unabhängig davon beträgt der S-Gehalt bevorzugt maximal 0,012%. Zusätzlich oder ergänzend beträgt der N-Gehalt bevorzugt maximal 0,009 Gew.-%.

Optional enthält der Stahl zudem Chrom mit einem Gehalt von 0,08-1,0 Gew.-%. Bevorzugt beträgt der Cr-Gehalt maximal 0,75 Gew.-%, insbesondere maximal 0,5 Gew.-%.

Im Falle einer optionale Zulegierung von Chrom ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Chrom und Mangan begrenzt. Die Summe beträgt maximal 3,3 Gew.-%, insbesondere maximal 3,15 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe mindestens 0,5 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,75 Gew.- %.

Bevorzugt enthält der Stahl optional zudem Bor mit einem Gehalt von 0,001-0,005 Gew.-%. Insbesondere beträgt der B-Gehalt maximal 0,004 Gew.-%.

Optional kann der Stahl Molybdän mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-% enthalten, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%.

Weiterhin kann der Stahl optional Nickel enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,5 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.

Optional kann der Stahl zudem Kupfer enthalten mit einem Gehalt von maximal 0,2 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,15 Gew.-%.

Zudem kann der Stahl optional eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V enthalten. Dabei beträgt der optionale Nb-Gehalt mindestens 0,02 Gew.-% und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale Ti-Gehalt beträgt mindestens 0,01 Gew.- % und maximal 0,08 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%. Der optionale V-Gehalt beträgt maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%. Im Falle einer optionale Zulegierung von mehreren der Elemente Nb, Ti und V ist bevorzugt die Summe der Gehalte von Nb, Ti und V begrenzt. Die Summe beträgt maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,068 Gew.-%. Weiterhin beträgt die Summe bevorzugt mindestens 0,015 Gew.-%.

Bei einer bevorzugten Variante weist der Korrosionsschutzüberzug des in Schritt k) erhaltenen, abgekühlten Stahlflachprodukt eine Al-Basisschicht auf, deren chemische Zusammensetzung der Zusammensetzung der in Schritt j) verwendeten Schmelze entspricht. Das heißt, die insbesondere aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Dies ergibt sich dadurch, dass bei den Schritten j) und k) Eisen aus dem Stahlsubstrat in den flüssigen Überzug (aus der Schmelze) diffundiert, so dass der Korrosionsschutzüberzug des abgekühlten Stahlflachproduktes beim Erstarren insbesondere eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht aufweist. Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.

Die Legierungsschicht liegt auf dem Stahlsubstrat auf und grenzt unmittelbar an dieses an. Die Legierungsschicht wird im Wesentlichen aus Aluminium und Eisen gebildet. Die übrigen Elemente aus dem Stahlsubstrat oder der Schmelzenzusammensetzung reichern sich nicht signifikant in der Legierungsschicht an. Bevorzugt besteht die Legierungsschicht aus 35-60 Gew.-% Fe, bevorzugt a-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 Al-Basisschicht liegt auf der Legierungsschicht und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt entspricht die Zusammensetzung der Al-Basisschicht der Zusammensetzung der Schmelze des Schmelzbades. Das heißt, die insbesondere aus 5-15 Gew.-% Si, optional 2-4 Gew.-% Fe, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium besteht. Bevorzugte Zusammensetzungen der Al-Basisschicht entsprechen den bevorzugten Schmelzenzusammensetzungen. Bei einer bevorzugten Variante der Al-Basisschicht umfasst der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg. Weiterhin kann der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca, umfassen. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus 0,1 - 1,0 Gew.-% Mg, insbesondere 0,1 - 0,7 Gew.-% Mg, bevorzugt 0,1 - 0,5 Gew.-% Mg und optional mindestens 0,0015 Gew.-% Ca, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-% Ca. Weiterhin bevorzugt besteht der optionale Gehalt an Alkali- oder Erdalkalimetallen aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg.

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 5-60 pm, insbesondere von 10 bis 40 pm. Das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges beträgt insbesondere 30 - 360^ bei beidseitigen Korrosionsschutzüberzügen bzw. 15 - 180 bei der einseitigen Variante. Bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 100-200^ bei beidseitigen Überzügen bzw. für einseitige Überzüge. Besonders bevorzugt beträgt das Auflagengewicht des Korrosionsschutzüberzuges 120-180^ bei beidseitigen Überzügen bzw. für einseitige Überzüge.

Die Dicke der Legierungsschicht ist bevorzugt kleiner als 20 pm, besonders bevorzugt kleiner 16 pm, besonders bevorzugt kleiner 12 pm, insbesondere kleiner 10 pm. Die Dicke der Al-Basisschicht ergibt sich aus der Differenz der Dicken von Korrosionsschutzüberzug und Legierungsschicht. Bevorzugt beträgt die Dicke der Al-Basisschicht auch bei dünnen Korrosionsschutzüberzügen mindestens 1 pm. 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 Oxide der Alkali- und Erdalkalimetalle (insbesondere Magnesiumoxid) alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.

Bevorzugt hat die Oxidschicht des Stahlflachproduktes eine Dicke, die größer ist als 50 nm. Insbesondere beträgt die Dicke der Oxidschicht maximal 500 nm.

Bei der erneuten Erwärmung des Stahlflachproduktes in Schritt o) erfolgt eine weitere Diffusion von Eisen in den Korrosionsschutzüberzug. So stellt sich schon innerhalb kurzer Erwärmungsdauer ein mit Eisen durchlegierter Korrosionsschutzüberzug ein, der einen Fe-Gehalt von mindestens 35 Gew.-% aufweist.

Das in Schritt r) erhaltene erfindungsgemäße Blechformteil, das auch dem Blechformteil nach Anspruch 1 entspricht, hat bevorzugt die nachfolgend beschriebenen Merkmale:

Der Korrosionsschutzüberzug des erzeugten Blechformteils umfasst dabei eine Legierungsschicht und eine Al-Basisschicht.

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, 2 - 12 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkaimetalle 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 den Alkali- oder Erdalkalimetallen (insbesondere Mg bei der bevorzugen Variante) entsprechend niedriger als ihr jeweiliger Anteil in der Schmelze des Schmelzbades. Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkalioder Erdalkalimetallen in der Legierungsschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Bevorzugt umfasst die Legierungsschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg. Die Legierungsschicht hat bevorzugt ein ferritisches Gefüge.

Die Al-Basisschicht des Blechformteils liegt auf der Legierungsschicht des Blechformteils und grenzt unmittelbar an diese an. Bevorzugt besteht die Al-Basisschicht des Blechformteils aus 35-55 Gew.- % Fe, 4-10 Gew.-% Si, optional bis zu 3 Gew.-% Alkali- oder Erdalkalimetalle und optionalen weiteren Bestandteilen, deren Gehalte in Summe auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt sind, und als Rest Aluminium. Bevorzugt besteht der optionale Anteil an Alkali- oder Erdalkalimetallen in der Al-Basisschicht aus bis zu 0,5 Gew.-% Mg. Bevorzugt umfasst die Al-Basisschicht mindestens 0,1 Gew.-% Mg und maximal 0,3 Gew.-% Mg.

Die Al-Basisschicht kann eine homogene Elementverteilung aufweisen, bei der die lokalen Elementgehalte um nicht mehr als 10% variieren. Bevorzugte Varianten der Al-Basisschicht weisen dagegen siliziumarme Phasen und siliziumreiche Phasen auf. Siliziumarme Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20% weniger beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht. Siliziumreiche Phasen sind dabei Gebiete, deren mittlerer Si-Gehalt mindestens 20% mehr beträgt als der mittlere Si-Gehalt der Al-Basisschicht.

Bei einer bevorzugten Variante sind die siliziumreichen Phasen innerhalb der siliziumarmen Phase angeordnet. Insbesondere bilden die siliziumreichen Phasen mindestens eine 40% durchgehende Schicht, die von siliziumarmen Gebieten begrenzt ist. Bei einer alternativen Ausführungsvariante sind die siliziumreichen Phasen inselförmig in der siliziumarmen Phase angeordnet.

Unter „inselförmig“ wird im Sinne dieser Anmeldung eine Anordnung verstanden, bei der diskrete unzusammenhängende Bereiche von einem anderen Material umschlossen werden - es sich also „Inseln“ eines bestimmten Materials in einem anderen Material befinden.

Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Blechformteil eine auf dem Korrosionsschutzüberzug angeordnete Oxidschicht. Die Oxidschicht liegt dabei insbesondere auf der Al-Basisschicht und bildet bevorzugt den äußeren Abschluss des Korrosionsschutzüberzuges.

Die Oxidschicht des Blechformteils besteht insbesondere zu mehr als 80 Gew.-% aus Oxiden, 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 Oxide der Alkali- und Erdalkali me- tails (insbesondere Magnesiumoxid) alleine oder als Mischung vorhanden. Bevorzugt besteht der der nicht von den Oxiden und optional vorhandenen Hydroxiden eingenommene Rest der Oxidschicht aus Silizium, Aluminium, Eisen und/oder Magnesium in metallischer Form.

Die Oxidschicht hat bevorzugt eine Dicke von mindestens 50 nm, insbesondere von mindestens 100 nm. Weiterhin beträgt die Dicke bevorzugt maximal 4 pm, insbesondere maximal 2 pm.

Das Stahlsubstrat des Blechformteils weist bevorzugt 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.

Näher erläutert wird die Erfindung im Zusammenhang mit den nachfolgenden Tabellen.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit der 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 TI aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf TI gehalten, bis die Temperatur TI im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur TI 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, sodass 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 Haspeitem- peratur 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 bei einem Taupunkt TPi von -40°C erwärmt und für jeweils 100s 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 t _mT und t _n abgekühlt. Hierbei lagen Sauerstoffgehalt und Taupunkt TP ₂ vor wie in Tabelle 2 angegeben. Zwischen 450°C und 400°C und unterhalb von 220°C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5-15 K/s abgekühlt. Anschließend wurden die Bänder zu Coils gehaspelt, wobei eine Zugkraft verwendet wurde, die in Tabelle 2 angegeben ist.

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.

Die Dicke der erzeugten Stahlbänder lag bei allen Versuchen zwischen 1,4 mm und 1,7 mm.

Von den so erzeugten Stahlbändern sind jeweils Zuschnitte abgeteilt worden, die für die weiteren Versuche verwendet worden sind. Bei diesen Versuchen sind aus den jeweiligen Zuschnitten Blechformteil-Proben in Form von 200 x 300 mm ² großen Platten warmpressgeformt worden. Dazu sind die Zuschnitte in einer Erwärmungseinrichtung, beispielsweise in einem konventionellen Erwärmungsofen, von Raumtemperatur mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit r _O f _en (zwischen 30°C und 700°C) in einem Ofen mit einer Ofentemperatur T _O f _en erwärmt worden. Die Gesamtdauer im Ofen, die eine Erwärmen und eine Halten umfasst, ist mit t _O f _en bezeichnet. Der Taupunkt der Ofenatmosphäre betrug in allen Fälle -5°C. Anschließend sind die Zuschnitte aus der Erwärmungseinrichtung entnommen und in ein Umformwerkzeug, welches die Temperatur T _W z besitzt, eingelegt worden. Beim Zeitpunkt des Entnehmens aus dem Ofen hatten die Zuschnitte die Ofentemperatur angenommen. Die sich aus der für das Entnehmen aus der Erwärmungseinrichtung, den Transport zum Werkzeug und das Einlegen ins Werkzeug zusammensetzende Transferdauer t _Trans lag zwischen 5 und 14s. Die Temperatur T _E ini _g 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 r _W z abgekühlt wurden. Die Verweildauer im Werkzeug wird mit t _W z 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. In Tabelle 6 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 3 und die Warmumformvariante gemäß Tabelle 5 an. In den weiteren Spalten ist die Zusammensetzung der Legierungsschicht und Al-Basisschicht, die Dicke der Oxidschicht sowie die auf die Fläche bezogene Impedanz angegeben. Wei- terhin ist die Phasenverschiebung von Stromstärke und Spannung angegeben. Dabei wurden die auf die Fläche bezogene Impedanz und die Phasenverschiebung mit dem eingangs erläuterten Verfahren bestimmt. Die Phasenverschiebung war jeweils kleiner als 0,05°.

Tabelle 1 (Stahlsorten)

Tabelle 2 (Herstellungsbedingungen Stahlflachprodukt) Angaben tei weise gerundet

Tabelle 3 (Beschichtungsvariante)

Tabelle 4 (Stahlflachprodukt)

*nicht erfindungsgemäße Referenzbeispiele Tabelle 5 (Parameter Warmumformung)

Angaben teilweise gerundet

belle 6 (Blechformteil) icht erfindungsgemäße Referenzbeispiele