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    • 专利摘要:
    Die Erfindung betrifft einen höherfesten Multiphasenstahl, insbesondere Stahl des Trip-Typs, wobei sich das Verhältnis von Phosphor zu Kohlenstoff unterhalb eiens Geradenbereiches befindet, der durch die Formel DOLLAR A y = -k È x + d DOLLAR A gekennzeichnet ist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-%, bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, k Gew.-%, bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzung, und d der maximal zulässige Phorsphorgehalt ist, wobei k = 0,051, d = 0,0211 ist und wobei der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 Gew.-%, nicht übersteigt, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
    公开号:DE102004025717A1
    申请号:DE200410025717
    申请日:2004-05-26
    公开日:2005-12-22
    发明作者:Sabine Dipl.-Ing. Ritsche；Robert Dipl.-Ing. Sierlinger；Johann Ing. Szinyur；Sandra Dr. Traint
    申请人:Voestalpine Stahl GmbH；Voestalpine Stahl Linz GmbH；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    [0001] DieErfindung betrifft einen höherfestenMultiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften und insbesondereeinen höherfestenStahlwerkstoff mit einer verbesserten Schweißeignung für die Verwendung als Blechim Automobilbau.
    [0002] ImAutomobilbau bestehen weiterhin Bestrebungen den Kraftstoffverbrauchund die Emissionen zu reduzieren. Dies soll neben vielen anderenMaßnahmenauch dadurch erreicht werden, dass bei verbesserter Ausstattungder Fahrzeuge das Fahrzeuggesamtgewicht abgesenkt wird. Bei Gewichtszunahmedurch verbesserte Ausstattungen und eine erhöhte Anzahl von Hilfsaggregatenin modernen Fahrzeugen bedeutet dies, dass insbesondere das reineKarosseriegewicht zu Gunsten dieser verbesserten Ausstattung abgesenktwerden soll oder muss. Da die Sicherheitsanforderungen an Kraftfahrzeugein der vergangenen Zeit jedoch kontinuierlich gestiegen sind, sindReduzierungen des Karosseriegewichts bei gleicher Sicherheit nurdann möglich,wenn die Gewichtseinsparnis dadurch ausgeglichen wird, dass dieStabilitätund Steifigkeit moderner Karosserien gesteigert wird. Dies bedeutetaber auch, dass der Karosseriewerkstoff zumindest in sicherheitsrelevantenBereichen in der Lage sein muss, erheblich höhere Kräfte sicher aufzunehmen undeine zuverlässige nachvollziehbareVerformung oder Versteifung zu gewährleisten.
    [0003] Umdie gegensätzlichenForderungen verringertes Gewicht einerseits und erhöhte Steifigkeit/Stabilität andererseitszu erfüllen,müssenWerkstoffe höhererFestigkeit eingesetzt werden. Der in der Automobilindustrie am meistenverwendete Karosseriewerkstoff ist nach wie vor Stahl. Nur der Werkstoff Stahlbietet die Möglichkeitrelativ kostengünstigmechanische Eigenschaften in weiten Bereichen wiederholgenau einzustellenund (sicher) zu gewährleisten.Um die gestiegenen Anforderungen an die mechanisch-technologischenEigenschaften erfüllenzu können,werden im Karosseriebau heute sogenannte höherfeste Stähle eingesetzt. Bei vergleichbaren Festigkeitsniveauswerden bei den neuen Stählen beispielsweisehöhereDehnungswerte und damit eine verbesserte Kaltumformbarkeit erreicht.Ferner ist der Bereich der darstellbaren Festigkeiten nach obenerweitert worden, wodurch das Ziel der Gewichtsverringerung durcheine Blechdickenreduzierung erreicht werden kann und gleichzeitigeine Erhöhungder Festigkeit am Bauteil ermöglichtwird. Hierbei ist es jedoch notwendig, die Umform- und Verbindungstechnologieund die Konstruktion an die verbesserten Werkstoffe anzupassen.
    [0004] Beikonventionellen höherfestenStählen können Festigkeitssteigerungenzum Beispiel durch Mischkristallverfestigung, Ausscheidungshärtung unddas sogenannte "Bake-Hardening" erzielt werden.Eine weitere Festigkeitssteigerung kann durch sogenannte harte Phasenerzielt werden. Die Festigkeitssteigerung wird hierbei dadurch erzielt,dass harte Phasen neben weichen Phasen in das Gefüge eingebrachtwerden.
    [0005] Beiden sogenannten Dualphasestählenbesteht das Gefügeim Wesentlichen aus Ferrit mit einem Martensitanteil bis zu etwa20 %. Ausgehend von diesen Dualphasestählen wurden kalt- beziehungsweisewarmgewalzte sogenannte Restaustenitstählen entwickelt, die in ferritisch/bainitischer Grundmatrixals Beson derheit Restaustenit enthalten. Die Besonderheit bei dieserStahlsorte ist, dass bei der Umformung der Restaustenit in hartenMartensit umgewandelt wird. Diese Restaustenitstähle werden auch als TRIP-Stähle bezeichnet,wobei die AbkürzungTRIP für "Transformation inducedplasticity" (durchUmformung induzierte Plastizität)steht. Derartige TRIP-Stähleerreichen Festigkeiten von 600 bis 800 MPa. Oberhalb von 800 MPagibt es sogenannte Komplexphasenstähle mit sehr feinkörnigen Gefügen, indenen homogen verteilt Bainit, Martensit, angelassener Martensitund Ferrit vorliegen. HöchsteFestigkeiten lassen sich mit sogenannten Martensitphasenstählen erreichen.
    [0006] Multiphasenstähle sindbeispielsweise aus der WO 03/010351 A1 bekannt, wobei der dort vorgestellteMultiphasenstahl einen Kohlenstoffgehalt von 0,03 bis 0,15 %, einenPhosphorgehalt von nicht mehr als 0,010 %, einen Schwefelanteilvon nicht mehr als 0,003 % und Si und/oder Al in einer Gesamtmengevon 0,5 bis 4 % aufweist. Mn, Ni, Cr, Mo und Cu sind in einer Gesamtmengevon 0,4 bis 4 % enthalten, der Rest besteht aus Eisen und unvermeidlichenVerunreinigungen. Die Mikrostruktur in einem Querschliff des Stahlbandesist aus Restaustenit und Martensit mit Mengen von etwa 3 bis 30% zusammengesetzt. Der Rest besteht aus Ferrit und/oder Bainit,wobei die maximale Längeder Kristallkörnerin der Mikrostruktur nicht größer als10 μm istund die Anzahl von Einschlüssenmit 20 μmoder größer in einemSchnitt des Stahlbandes nicht größer istals 0,3 Stückepro Quadratmillimeter.
    [0007] Ausder EP 1 170 391 A1 istein höherfester Stahlvom TRIP-Typ bekannt, der eine verbesserte Verarbeitbarkeit habensoll, wobei 0,03 bis 2 Gew.-% Stickstoff vorhanden sind und dieGehalte von Silizium und Aluminium, welche Nitride bilden sollenvorzugsweise auf jeweils nicht mehr als 0,5 Gew.-% beziehungsweise0,3 Gew.-% eingestellt sind und zusätzlich Calcium, Nat rium undMagnesium etc. optional zugesetzt werden, um die Bildung von Eisennitrid zusteuern, wobei der Volumenanteil der Restaustenitphase in der Metallstrukturauf 3 bis 20 Gew.-% eingestellt ist.
    [0008] DieFirma United States Steel vergleicht auf Ihrer InternetrepräsentanzTRIP-Stählemit Dualphasenstählenund führtdabei auf, dass TRIP-Stähleim Vergleich mit anderen modernen höherfesten Stählen einebessere Formbarkeit in einem gegebenen Festigkeitsbereich haben.Diese verbesserte Formbarkeit stamme aus der Umwandlung von Restaustenitin Martensit währendder plastischen Deformation. Aufgrund dieser verbesserten Formbarkeitkönnten TRIP-Stähle verwendetwerden, um komplexere Bauteile als mit anderen höherfesten Stählen herzustellen.Dadurch stehen dem Kraftfahrzeugingenieur größere Freiheiten in der Konstruktionvon Teilen zur Verfügung,um das Gewicht und die strukturelle Leistung zu optimieren. In einemVergleich mit den Dualphasestählenwird jedoch auch darauf hingewiesen, dass die schweißtechnischeVerarbeitung schwieriger ist als bei den Dualphasestählen.
    [0009] Restaustenitstähle beziehungsweise TRIP-Stähle sindinsbesondere fürStrukturteile von Kraftfahrzeugen mit besonders hohen Anforderungenan das Energieaufnahmevermögen,wie z.B. Säulen,Längs-und Querträgern,geeignet. TRIP-Stähleweisen ein sehr hohes Energieaufnahmevermögen auf, wobei die Bauteileaus diesen Stählenein homogenes sicheres und reproduzierbares Verformungsverhaltenzeigen. TRIP-Stahl eignet sich also für die beschriebenen Anwendungenim Automobilbereich in hervorragender Weise. In der Automobilindustriebesteht somit ein erheblicher Bedarf nach der Verwendung von TRIP-Stählen.
    [0010] Umin TRIP-Stählenden Restaustenit bei Raumtemperatur zu stabilisieren, wird einespezielle zweistufige Wärmebehandlungin Kombination mit Legierungselementen, die die Karbidausscheidung behindernbeziehungsweise verzögern,angewendet. Die Stabilisierung des Restaustenits erfolgt durch eineAnreicherung des Austenits mit Kohlenstoff, die Karbidbildung wirddurch Legierungselemente wie zum Beispiel Silizium oder Aluminiumunterdrückt. DasGefügeniedriglegierter TRIP-Stählenach der Wärmebehandlungbesteht aus Ferrit, Bainit und Restaustenit mit eventuell geringenMengen an Martensit.
    [0011] DasFügen derhöherfestenStählekann grundsätzlichmit allen Verfahren, die auch bei der Verarbeitung weicher Stahlsortenangewendet werden, erfolgen. Die Fügeparameter müssen jedoch entsprechendan die jeweiligen Werkstoffe angepasst werden. Hierbei hat sichgezeigt, dass beim Widerstandspunktschweißen gewisse geforderte Eigenschaftender Schweißverbindungbei TRIP-Stählennicht mit der geforderten Reproduzierbarkeit realisierbar sind.
    [0012] DasWiderstandspunktschweißenist immer noch das am häufigstenangewandte Fügeverfahren inder Automobilindustrie. Entsprechend verlangt die Automobilindustrie,dass die zur Verfügunggestellten Werkstoffe fürdas Widerstandspunktschweißengeeignet sein müssen.Zudem müssenmit dem WiderstandspunktschweißenBauteile herstellbar sein, deren Eigenschaften von Bauteil zu Bauteilgleich sind, so dass das Verformungs- und Energieaufnahmeverhaltendes Bauteils von Fahrzeug zu Fahrzeug immer gleich und reproduzierbarist.
    [0013] BeimWiderstandspunktschweißenwird die in die zu fügendeTeile eingebrachte Energie durch den elektrischen Widerstand desgesamten Systems in Wärmeumgewandelt. Die zwischen den Fügeteilenentstehende Schweißlinsehängt alsohauptsächlichvon den Faktoren Schweißstrom,Schweißzeit undden fürdie Wärmeentwicklungmaßgeblichen elektrischenWiderständenab. Der Ge samtwiderstand des Systems setzt sich dabei aus verschiedenenEinzelwiderständen(Elektrodenwiderstände, Übergangswiderstände zwischenElektrode und Werkstoff beziehungsweise zwischen Werkstoff und Werkstoff,Werkstoffwiderstände)zusammen.
    [0014] DieEignung eines Werkstoffes fürdas Widerstandspunktschweißenist durch die Begriffe – Schweißbereich, – Elektrodenstandmengeund – Bruchverhaltendefiniert.
    [0015] Alsmaßgeblichewerkstoffseitige Einflussfaktoren beim Widerstandsschweißen sinddessen chemische Zusammensetzung, physikalische und metallurgischeEigenschaften sowie seine Oberflächenbeschaffenheitzu nennen.
    [0016] DerSchweißbereicheines Werkstoffs ist jener Strombereich, der die Herstellung vonSchweißpunktenausreichender Tragfähigkeitgewährleistet. DieUntergrenze dieses Bereichs ist durch die Festlegung eines Mindestpunktdurchmessers,die obere Grenze durch das Auftreten von Grenzflächenspritzern zwischen denBlechen definiert. Der Schweißbereichkann entweder bei konstanter Schweißzeit oder bei konstanter Elektrodenkraftermittelt werden. Die Bestimmung der einzelnen Schweißpunktdurchmessererfolgt z.B. durch Aufmeißelnund Vermessen der Schweißpunkteim sogenannten Meißeltest. Umhohe Prozesssicherheit zu gewährleistensoll der Schweißbereichmöglichstbreit und in seiner Lage reproduzierbar sein. Bei gegebenen Schweißbedingungenwerden Lage und Breite des Schweißbereichs vor allem von derStahlgüteund Beschichtungsart bestimmt. Als Elektrodenstandmenge wird dieAnzahl von Schweißpunktenbezeichnet, die mit einem Elektrodenpaar geschweißt werdenkönnen. Geradebei beschichteten Blechen ist aufgrund einer er höhten Anlegierungsneigung derElektroden eine Verkürzungder Elektrodenstandmenge (Lebensdauer) zu beobachten.
    [0017] Für die Beurteilungder Gebrauchseigenschaften einer Punktschweißverbindung werden hauptsächlich zerstörende Prüfverfahrenherangezogen. In statischen Scher- und Kopfzugversuchen werden jeneKräfteermittelt, die zum Trennen der geschweißten Verbindung benötigt werden.Dynamische Eigenschaften von Punktschweißverbindungen werden an Schnellzerreiß- oderCrashproben ermittelt, fürdie Beschreibung der zyklischen Eigenschaften (Betriebs-, Dauerfestigkeit)werden Wöhlerschaubilderherangezogen. In allen Fällenwird die Beurteilung der Eigenschaften durch entsprechende metallographischeUntersuchungen und Härtemessungenergänzt.
    [0018] DerDurchmesser der Schweißlinsegilt als Maß für die Tragfähigkeitder geschweißtenVerbindung. Als zusätzlichesKriterium wird neben der Bestimmung von Punktdurchmesser, sowievon Scher- und Kopfzugkräftendas Bruchverhalten (Punktaussehen nach der zerstörenden Prüfung) des geschweißten Punktesdokumentiert. Es kann zwischen Ausknöpf-, Misch- und Scherbruchunterschieden werden (5–7).
    [0019] Mitzunehmender Festigkeit des Stahles treten abhängig von der Belastung auchinnerhalb des Schweißbereichsvermehrt Misch- undScherbrüche auf.
    [0020] DieAbschätzungdes Bruchverhaltens kann übersogenannte Kohlenstoffäquivalentedurchgeführtwerden, in denen das Aufhärtungspotenzialdes Werkstoffes in Abhängigkeitgewichteter Legierungselemente dargestellt wird. Das Kohlenstoffäquivalent kannnach verschiedenen Formeln berechnet werden. Als Beispiel sei das(am weitesten verbreitete) Kohlenstoffäquivalent des InternationalInstitute of Welding (IIW) nachstehend aufgeführt: CEIIW = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
    [0021] Dasfür dieAnalyse eines TRIP-Stahls berechnete Kohlenstoffäquivalent führt in Verbindung mit hohenAbkühlgeschwindigkeitenbeim Punktschweißenzu bestimmten Härtenin Schweißgutund Wärmeeinflusszone.
    [0022] Untersuchungenan verschiedenen TRIP-Stählenhaben gezeigt, dass bei gleichem Kohlenstoffäquivalent und bei gleicherHärte beiKopfzugbeanspruchung alle genannten Brucharten auftreten.
    [0023] ImSinne der Reproduzierbarkeit ist dieses Verhalten nicht erwünscht. Misch-oder Scherbrüche führen dazu,dass ein gefügtesBauteil beim Auftreten von dynamischen Belastungen (Crash) aufgrund vonScherbrüchen(in der Fügeebene)getrennt wird. Das Bauteil zerfälltim Extremfall somit in seine Bestandteile oder klafft zumindest über weiteBereiche des Fügeflanschsauseinander. Ein derartiges Werkstoffverhalten wird von der Automobilindustrienicht akzeptiert, da die Bauteile eines Kraftfahrzeuges im Crashfallunbedingt zusammenhalten müssen,um eine Verformung zwischen den Fügestellen (Falten) zu ermöglichen.Weiter sollen auch die Fügepunkte zurEnergieumwandlung einer Aufprallenergie beitragen.
    [0024] Eineoptimale Energieumwandlung ist nur dann gewährleistet, wenn die Bauteilenicht in ihre einzelnen Bestandteile getrennt werden, da auch die Verformungsberechnungenfür dasFahrzeug auf dieser Basis erfolgen. Die Automobilindustrie fordertsomit, dass ausschließlichAusknöpfbrüche auftreten dürfen.
    [0025] Wiebereits ausgeführtlassen sich derartige Ausknöpfbrüche jedochmit TRIP-Stählennicht reproduzierbar erreichen. Vielmehr muss damit gerechnet werden,dass alle Brucharten nebeneinander stattfinden können.
    [0026] Diehervorragenden mechanischen Eigenschaften von TRIP-Stahl konntensomit im Automobilbereich noch nicht effizient umgesetzt werden.
    [0027] Aufgabeder Erfindung ist es, einen höherfestenMultiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften und insbesondereeinen TRIP-Stahl derart zu schaffen, dass das Bruchverhalten derSchweißpunkteein vorhersagbares und reproduzierbares Verhalten zeigt, welcheseine optimale Energieumwandlung und -absorption der Bauteile ermöglicht.
    [0028] DieErfindung wird mit einem höherfesten Multiphasenstahlmit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
    [0029] VorteilhafteWeiterbildung sind in Unteransprüchengekennzeichnet.
    [0030] Erfindungsgemäß wurdefestgestellt, dass das Bruchverhalten im Bereich der Verschweißung vomPhosphorgehalt des Stahles abhängt,wobei vorhersagbare und jederzeit reproduzierbare Ergebnisse bezüglich desBruchverhaltens nur dann erzielt werden, wenn innerhalb eines bestimmtenBereichs ein erfindungsgemäß festgelegtesKohlenstoff- zu -Phosphor-Verhältniseingehalten wird.
    [0031] Erfindungsgemäß darf derPhosphorgehalt nicht über0,016 Gew.-% liegen, wobei bei einem Phosphorgehalt von 0,016 Gew.-%der Kohlenstoffgehalt nicht größer als0,1 Gew.-% sein darf. Mit steigenden Kohlenstoffgehalten bis max.0,35 Gew.-%, vor zugsweise bis 0,3 Gew.-% muss der Phosphorgehaltabgesenkt werden und darf bei 0,26 Gew.-% Kohlenstoff beispielsweisenoch höchstens0,008 Gew.-% betragen.
    [0032] DasVerhältnisdes Phosphors zum Kohlenstoff muss sich dabei unterhalb eines Geradenbereichesbefinden, der durch die Formel y = –k·x + dgekennzeichnetist. In der Formel ist y der Gehalt des Phosphors in M-% bezogenauf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden,x der Anteil des Kohlenstoffs in M-% bezogen auf die gesamte Stahlzusammensetzungund d der maximal zulässigePhosphorgehalt.
    [0033] Nachder Erfindung ergeben sich die nachfolgenden formelmäßigen Zusammenhänge: y = –0,051·x + 0,0211bzw. P[%] = –0,051·C[%] +0,0211
    [0034] Hatder Stahl ein Phosphor/Kohlenstoffverhältnis unterhalb dieses Geradenbereichswerden in den entsprechenden Versuchen und bei den entsprechendbelasteten Bauteilen lediglich Ausknöpfbrüche auftreten, so dass eineTrennung der Proben beziehungsweise eine Trennung der Bauteile entlangeines punktgeschweißtenFlansches (3, 4) nichtstattfinden wird.
    [0035] DieErfindung wird anhand von einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Eszeigen dabei:
    [0036] 1:einen Crash-Trägerzur Ermittlung der Bruchbilder;
    [0037] 2:einen weiteren Crash-Trägerzur Ermittlung der Hochbilder;
    [0038] 3:einen gewünschtenAusknöpfbruch aneinem Crashträger;
    [0039] 4:nicht erfindungsgemäße Scherbrüche an einemCrash-Träger;
    [0040] 5:einen Ausköpfbruch;
    [0041] 6:einen Mischbruch;
    [0042] 7:einen Scherbruch;
    [0043] 8:eine erfindungsgemäß gewünschte Verformungeines Crash-Trägersnach 1;
    [0044] 9:ein Diagramm zeigend die erfindungsgemäßen Zusammenhänge zwischenPhosphor- und Kohlenstoffgehalt und der erzielbaren Bruchbilder.
    [0045] DieErfindung wird anhand von Beispielen näher erläutert.
    [0046] ZurErzeugung von Blechen wird eine Schmelze im LD-Verfahren verblasen.Anschließend findensekundärmetallurgischeMaßnahmenstatt, wobei die Schmelze anschließend im kontinuierlichen Stranggusszu Brammen vergossen wird. Die Brammen werden in einem Stoßofen wiederaufgeheizt, warmgewalzt und anschließend gebeizt und kaltgewalzt.Nach dem Walzen werden die Bleche einer Glühbehandlung in einer Conti-Glühanlagemit anschließen derelektrolytischer Verzinkung oder Glühbehandlung und Verzinkungin Feuerverzinkungsanlagen durchgeführt.
    [0047] Dieverwendeten Bleche hatten eine Zusammensetzung in Gew.-% von: C:0,10 bis 0,35 Al + Si: ≤ 2,5 Mn: ≤ 2,5 Cr+ Mo ≤ 0,6 Nb+ Ti ≥ 0,2 V ≤ 0,2
    [0048] RestFe und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
    [0049] DiePhosphorgehalte wurden entsprechend dem Diagramm gemäß 9 eingestellt.
    [0050] Ausden entsprechenden Blechen wurden Achteck- und Doppelhutprofil-Crash-Träger gefertigt. Dieachteckigen Crash-Trägerwurden aus zwei Halbschalen gefertigt, wobei die Halbschalen aneiner Abkantpresse durch Gesenkbiegen gefertigt werden. Die Geometrieist in 1 dargestellt.
    [0051] DieHalbschalen fürdas Doppelhutprofil werden durch Tiefziehen an einer doppelwirkendenZiehpresse gefertigt. Die Geometrie ist in 2 ersichtlich.
    [0052] DieLänge derFlügelflanschefür beideTrägergeometrienliegt bei 15 mm. Die Trägerhalbschalenwerden an einer stationären 50-Hz-Punkt-Schweißmaschinegefügt.Der Punktabstand beträgt30 mm der Schweißstromliegt 200 A unter der am ebenen Blech ermittelten Spritzergrenzefür diejeweilige Verbindung.
    [0053] Dieverwendeten Elektroden hatten die Spezifikation F16 und einen Durchmesservon 5,5 mm, wobei der Elektrodenwerkstoff Cu (Cr, Zr) war. Die Elektrodenkraftwurde an die Festigkeit, Blechdicke und Oberflächenbeschichtung angepasst.Es wurde eine Vorpresszeit von 20 Perioden bei einer Schweißzeit voneiner Periode pro 0,1 mm Blechdicke eingehalten und eine Nachpresszeitvon 10 Perioden vorgenommen. Bei den Doppelhutprofilen werden dieStirnflächennach dem Fügenbearbeitet.
    [0054] Dieso erhaltenen Crash-Trägerwurden an einem Fallwerk mit einer Masse des Fallgewichts von 127kg geprüft.Die Prüfgeschwindigkeitbeträgtfür dasAchteck 56 km/h fürdie Doppelhutprofile 45 km/h. Der Prüfkörper wird ohne Fixierung freistehend geprüft. Diewährendder Deformation des Prüfkörpers auftretendenKräftewerden übereine halbkugelförmigeKalotte in eine Druckmessdose eingeleitet. Die Signale werden über einMessverstärkerin einem Transientenrecorder abgelegt. Die Messdaten Weg, Kraftund Zeit werden zur weiteren Auswertung und graphischer Darstellungauf einen PC gespeichert.
    [0055] DieAuswertung erfolgt bei den Proben hinsichtlich folgender Kriterienals Mittelwert von 3 Messungen: 1. Deformation DieDeformation wird durch Ausmessen der verbleibenden Probenhöhe ermittelt. 2. Maximalkraft Die beim Aufprall auftretende Maximalkraftwird überKraft-Zeit-Verläufe ausgewertet. 3. Mittlere Deformationskraft Die mittlere Deformationskraftentspricht der deformationslängenbezogeneEnergieaufnahme der Probe. 4. Massenspezifische Energieaufnahme der deformierten Probenteile 5. Energieabbauzeit unter Berücksichtigung der Masse desFallgewichtes 6. Beurteilung der Fügeverbindung
    [0056] Anzahlder Schweißpunkte,die durch Ausköpfbruch(5) oder Scherbruch (7) versagen.
    [0057] Für die verschiedenenPhosphorgehalte wurden abhängigvom jeweiligen Kohlenstoffgehalt die Prüfungen durchgeführt, wobeiim Diagramm (9) für die Proben eingetragen wurde,welche Bruchart auftritt. Man erkennt, dass oberhalb der erfindungsgemäß definiertenGerade mit der Gleichung y = –0,051·x + 0,0211ausschließlich Misch-und Scherbrücheauftraten. Oberhalb dieser Graden konnte festgestellt werden, dassdurch die auftretenden Scherbrüche üblicherweisedie Crash-Trägergetrennt wurde bzw. aufklafften. Da dieses Verhalten unerwünscht undnicht toleriert wird, wurden derartige Proben als Ausfall gewertet.
    [0058] Unterhalbder soeben genannten Geraden traten ausschließlich Ausknöpfbrüche auf, so dass die Träger wederaufklafften noch sich teilbereichsweise trennten. Dieses Verhaltenist er wünscht,so dass derartige Ereignisse als Nicht-Ausfall gewertet wurden.
    [0059] Zusammenfassendkann gesagt werden, dass es durch die erfindungsgemäße Steuerungdes Phosphorgehalts zum Kohlenstoffgehalt gelingt, jederzeit reproduzierbardas Bruchverhalten eines höherfestenMehrphasenstahls im Bereich der Schweißpunkte zu erreichen, so dasses mit der Erfindung gelingt, einen Werkstoff so einzustellen, dass ernach der Verarbeitung den Anforderungen genügt.
    [0060] Beider Erfindung ist somit von Vorteil, dass es erstmals gelingt, einenhöherfestenMultiphasenstahl und insbesondere einen TRIP-Stahl zur Verfügung zustellen, der im Karosseriebau mit reproduzierbaren Ergebnissen bzgl.seines Crash-Verhaltens anwendbar ist.
    权利要求:
    Claims (4)
    [1] HöherfesterMultiphasenstahl, insbesondere Stahl des TRIP-Typs, wobei sich dasVerhältnisvon Phosphor zu Kohlenstoff unterhalb eines Geradenbereiches befindet,der durch die Formel y = –k·x + dgekennzeichnetist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogenauf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden,x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamteStahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobeik = 0,051, d = 0,0211 ist und wobei der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-%,vorzugsweise 0,3 Gew.-% nicht übersteigt.
    [2] Multiphasenstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,dass der Stahl zumindest die nachfolgenden Legierungselemente inden angegebenen Bereichen in Gew.-%, bezogen auf den gesamten Werkstoff,besitzt: C = 0,10 bis 0,35 Al + Si ≤ 2,5 Mn ≤ 2,5 Cr + Mo ≤ 0,6 Nb+ Ti ≤ 0,2 V ≤ 0,2 undder Phosphorgehalt gleich oder kleiner dem Gehalt ist, der sichaus der gegebenen Formel ergibt.
    [3] Verwendung eines höherfesten Multiphasenstahlsnach Anspruch 1 und/oder 2 zur Herstellung von Strukturbauteilenim Karosseriebau.
    [4] Verfahren zum Herstellen eines höherfesten Multiphasenstahls,insbesondere Stahls vom TRIP-Typ dadurch gekennzeichnet, dass dasVerhältnisdes Phosphors zum Kohlenstoff so eingestellt wird, dass sich dasVerhältnisunterhalb eines Geradenbereiches befindet, der durch die Formel y = –k·x + dgekennzeichnetist, wobei in der Formel y der Gehalt des Phosphors in Gew.-% bezogenauf die gesamte Stahlzusammensetzung, k die Steigung der Geraden,x der Anteil des Kohlenstoffs in Gew.-% bezogen auf die gesamteStahlzusammensetzung und d der maximal zulässige Phosphorgehalt ist, wobeik = 0,051, d = 0,0211 ist und wobei der Kohlenstoffgehalt 0,35 Gew.-%,vorzugsweise 0,3 Gew.-% nicht übersteigt.
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    引用文献:
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    法律状态:
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    2013-01-25| R082| Change of representative|Representative=s name: NAEFE, JAN ROBERT, DIPL.-ING., DE |
    2021-12-01| R119| Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee|
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    DE200410025717|DE102004025717B9|2004-05-26|2004-05-26|Höherfester Multiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften|DE200410025717| DE102004025717B9|2004-05-26|2004-05-26|Höherfester Multiphasenstahl mit verbesserten Eigenschaften|
    PCT/EP2005/005667| WO2005116283A1|2004-05-26|2005-05-25|Höherfester multiphasenstahl mit verbesserten eigenschaften|
    EP20050743538| EP1753888A1|2004-05-26|2005-05-25|Höherfester multiphasenstahl mit verbesserten eigenschaften|
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