扁钢制品，由这种扁钢制品制成的钢构件及汽车车身
阅读：2发布：2020-11-16
专利汇可以提供扁钢制品，由这种扁钢制品制成的钢构件及汽车车身专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种特别适合用于通过模压淬火制造 汽车 车身 的构件的扁 钢 制品，该扁钢制品在升高的强度的条件下并不易于形成断裂并且具有对于在 焊接 结构中的连接的足够的 焊接性 能。根据本发明而这样达到这些特性的结合，即，使扁钢制品具有由Mn、B和至少0.3重量％的C 合金 化的、具有大于1500MPa的 抗拉强度 的核心层和材料接合地与核心层连接的 覆盖 层 。覆盖层的C含量最高为0.09重量％。在此，扁钢制品在覆盖层的区域内具有的抗拉强度最大等于在完成淬火状态下核心层的钢的抗拉强度的一半，其中覆盖层的延伸率A80至少等于完成淬火状态下的核心层的延伸率A80的1.5倍。，下面是扁钢制品，由这种扁钢制品制成的钢构件及汽车车身专利的具体信息内容。
1.一种扁钢制品，所述扁钢制品包括核心层和材料接合地与所述核心层连接的覆盖层，所述核心层占所述扁钢制品的厚度的40％至95％，所述核心层由一种以Mn、B和至少
0.35重量％的C合金化的、在完成淬火状态下具有大于1700MPa的抗拉强度的钢组成，所述覆盖层的C含量最大为0.09重量％并且所述扁钢制品在所述覆盖层区域内具有的抗拉强度最大等于在完成淬火的状态下所述核心层的钢的抗拉强度的一半，并且所述扁钢制品的延伸率A80至少等于完成淬火的状态下所述核心层的延伸率A80的1.5倍，其中组成所述核心层的钢除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外由0.35-0.5重量％的C、0.150-0.350重量％的Si、1.100-1.400重量％的Mn、0.020-0.050重量％的Al、0.100-0.500重量％的Cr、
0.020-0.040重量％的Ti和0.002-0.004重量％的B组成，其中所述核心层的钢的杂质包括：
不超过0.020重量％的P、不超过0.003重量％的S、不超过0.100重量％的Cu、不超过0.050重量％的Mo、不超过0.007重量％的N、不超过0.100重量％的Ni、不超过0.003重量％的Nb、不超过0.010重量％的V、不超过0.030重量％的Sn和不超过0.005重量％的Ca，并且其中组成所述覆盖层的钢除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外还由不超过0.09重量％的C、不超过0.7重量％的Si、0.10-1.9重量％的Mn、不超过0.06重量％的Al、至少0.025重量％并且不超过0.4重量％的Cr、不超过0.025重量％的Nb以及不超过0.13重量％的Ti组成，其中所述覆盖层的钢的杂质包括：不超过0.025重量％的P,不超过0.015重量％的S,不超过0.15重量％的Cu,不超过0.05重量％的Mo,不超过0.006重量％的N,不超过0.15重量％的Ni,不超过0.02重量％的V,不超过0.001重量％的B,不超过0.04重量％的Sn和不超过0.003重量％的Ca。
2.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，所述核心层占所述扁钢制品的厚度的
60-＜70％。
3.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，所述核心层占所述扁钢制品的厚度的
70-95％。
4.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，所述覆盖层的抗拉强度最高等于在已模压淬火状态下的所述核心层的抗拉强度的三分之一。
5.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，在已模压淬火的状态下，所述覆盖层的延伸率A80是所述核心层的延伸率A80的至少两倍。
6.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，制成所述核心层的钢除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外还含有以重量％计的：
C:0.35-0.45％；
Si:0.2-0.28％；
Mn:1.15-1.3％；
Al:0.03-0.04％；
Cr:0.14-0.45％；
Ti:0.026-0.034％；
以及
B:0.002-0.003％。
7.根据权利要求1所述的扁钢制品，其特征在于，制成所述覆盖层的钢除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外还含有以重量％计的：
C:0.002-0.075％；
Si:0.01-0.6％；
Mn:0.13-1.8％；
Al:0.03-0.04％；
Cr:0.025-0.35％；
Nb:0.002-0.02％；
以及
Ti:0.002-0.12％。
扁钢制品，由这种扁钢制品制成的钢构件及汽车车身
技术领域
背景技术
[0003] 虽然在此合金含量仅以“％”而说明，然而只要没有明确的其他说明，在此所指的总是“重量％”。
[0004] 在汽车制造领域内针对于在撞击情况下的乘客安全所提出的要求一直增高。与此同时轻型结构也是对于遵守法定的CO2限值以及对于驱动车辆所需的能量投入的最小化而言重要的先决条件。汽车使用者一方同样也存在对于舒适度越来越高的需求，这造成了在车辆中电子组件的比例增高并由此导致车辆重量增加。为了同时满足这些相矛盾的要求，长期以来对于汽车制造业而言，在车身结构的制造中轻型结构方式一直都是焦点。
[0005] 对于与撞击相关的汽车构件，在此特别使用的是通过由锰-硼钢组成的扁钢制品的热成型及随后的淬火而制成的构件。通过在专业用语中也称为“模压淬火”的这种制造方法能够制成构件，这些构件虽然具有理想地更薄的壁厚以及与之伴随的最小化的重量但能够使用在车身的鉴于自身在撞击情况下的性能方面特别敏感的位置点。
[0006] 前述类型的锰硼钢的典型的例子是在业界以22MnB5的名称而已知的钢，这种钢具有1.5528的材料编号。通过热成型以及随后进行的模压淬火而能够由这种类型的钢制成构件，这些构件在复杂的几何结构条件下具有最佳的尺寸稳定性。
[0007] 通过模压淬火而由MnB-钢制成的构件由于自身的主要马氏体结构而在较小重量条件下达到最高强度。在此，已知多种MnB合金的钢种，其抗拉强度Rm为约1500MPa并且屈服极限RP0.2为约1100MPa。属于MnB钢类的、达到相应强度值的钢除了铁和熔炼引起的不可避免的杂质以外还具有例如(以重量％计的)0.22-0.25％的C、0.2-0.3％的Si、1.2-1.4％的Mn、不超过0.025％的P、不超过0.01％的S、0.02-0.05％的Al、0.1-0.2％的Cr、0.025-0.04％的Ti和0.002-0.0035％的B。
[0008] 最近的开发的目的在于，制造达到更高强度的用于汽车车身结构的钢构件。这种具有升高的强度的热成型钢源于一般类型与前述的MnB钢近似的、但是具有更高碳含量的钢概念，更高的碳含量在已淬火的状态下促使更高的材料强度或构件强度。相应合金的MnB钢通常实现了1700MPa及以上的抗拉强度。
[0009] 然而在由高强度、具有高碳含量的MnB钢通过模压淬火制成的构件的后续加工过程中特别通过机械的切割过程而造成了这样的风险，即，将局部受限的固有应力或固有应力梯度引入到该构件中。这由于材料的高硬度而导致了对于氢致裂纹形成的高敏感度。因此仅能够通过对安装状态和应力更精确的控制而实现由高强度的钢材制成的构件。在一些情况下，在加工中必须免除在已淬火状态下的切割或者必须应用额外的调温步骤以及在热成型过程中的精确的气氛监控。
[0010] 在由具有中到高的碳含量的钢材制成的构件的加工中的另一个问题则通过其减小的可焊接性而产生。减小的焊接性能特别在为了焊接同样类型的或不同钢种而使用的焊点的相对较小的负荷能力中看出。通过相对弱的焊点可能引起，构件并不能充分发挥其整体强度。
[0011] 从DE 10 2008 022 709A1中已知，用于汽车车身的构件能够由通过滚压包层法而产生的复合材料制成，在这些复合材料中由不同钢组成的层中的单个层这样相互结合，即，复合材料或由该复合材料制成的构件包含多种特性，这些特性是由单一钢组成的扁钢制品所成型的构件不能够达到的。因此根据现有技术，例如将易成型的、裂纹不敏感的钢作为覆盖层与高强度的MnB钢结合，以便于由此成型B-柱或类似的车身结构部件。覆盖层的材料能够在此这样选择，即，使核心层提供必要的强度并且使覆盖层保护核心层免于氢致裂纹形成以及提供足够的可焊接性。然而该现有技术受限于将常规的钢作为核心层的材料而使用，其强度范围不超过1500MPa。
发明内容
[0012] 在前述的现有技术背景下，本发明的目的在于，提出一种对于通过模压淬火而进行的汽车车身构件的制造而言特别适合的扁钢制品，该扁钢制品在进一步提高的强度的条件下并不易于开裂并且具有对于在焊接结构中的结合而言足够的焊接性能。
[0013] 同样地应该提出一种用于汽车车身的相应的构件以及包括这样的构件的车身，其中确保了相应的构件与邻接的构件的能够承受高负荷的连接。
[0015] 就构件而言，相应地通过使该构件通过根据本发明构造的扁钢制品的热成型以及随后的淬火而制成来达到上述目的。
[0016] 最后，就汽车的车身而言，上述目的的根据本发明的解决方案在于，使这样的车身具有至少一个根据本发明构造的构件，该构件与车身的至少一个其他构件通过焊接而连接。
[0018] 根据本发明的扁钢制品因此与上述现有技术一致地包括核心层和与核心层材料接合地连接的覆盖层。
[0019] 根据本发明，核心层由具有Mn、B和至少0.3重量％的C合金的钢，这种钢在完成淬火的状态下具有大于1500MPa的、特别是大于1650MPa的抗拉强度。显然在此理解为，就此仅提到了主要决定核心层的钢的特性的合金元素，并且钢可以含有以有效含量的其他合金元素，以便于构成相应特定的特性。
[0020] 相反，与核心层以材料接合的方式连接的覆盖层具有最大为0.09重量％的、明显更低的C含量。因此使根据本发明的扁钢制品在覆盖层的区域中的抗拉强度最大为在完成淬火的状态下的、核心层的钢的抗拉强度的一半。与此同时，根据本发明的扁钢制品在其覆盖层的区域中具有的延伸率A80相当于在完成淬火状态下的核心层的延伸率A80的至少1.5倍。
[0021] 根据本发明因此将作为用于核心层的材料的、其强度通过高的C含量而相对于现有技术明显提高的钢与易成型的、特定用于覆盖层的钢结合，覆盖层的钢的C含量这样降低，即，使这种钢一方面具有理想的、特点在于相对低强度和高延伸率的成形性并且另一方面能够特别容易地与其他钢构件焊接成车身结构。
[0022] 以这种方式，本发明提出一种可能性，即，使具有高C含量的并因此具有高抗拉强度和硬度的高强度MnB钢能够广泛用于汽车车身结构中。本发明所基于的解决方案的理论在此是基于根据本发明的扁钢制品的层状结构。在表面(覆盖层)上存在较小的强度(硬度)，相反核心层由在热压淬火后的状态下的高强度的钢组成。
[0023] 表面层(覆盖层)的较柔软的表面基本上对裂纹形成是不敏感的，因为该材料在此由于其较小的硬度而具有减小的边缘裂纹敏感性或缺口敏感性。由此，根据本发明的复合材料相对于由根据本发明的扁钢制品制成的构件由于氢的进入而在表面裂缝中产生的延迟断裂、也即“Delayed Fracture’s(延迟断裂)”现象而言较不敏感。只要该材料暴露于腐蚀介质就会发生“延迟断裂”。延迟断裂敏感性基本随着材料强度而一起升高。在本发明中对于延迟断裂不敏感的覆盖层保护核心层不受腐蚀介质影响。通过最高强度的核心而在此得到了其总强度高于基于常规的MnB钢制成的复合材料的材料。“延迟断裂”的另一个条件是，受负荷的材料的极端应力状态的出现。在材料受负荷(例如通过弯曲)时，表面层承受比核心更大的应力。在根据本发明的复合材料中通过使用较软的覆盖层能够与在更坚固的核心层中相比更容易地消除表面上产生的应力，与核心层的材料相比这促成了复合材料的较小的延迟断裂敏感性。
[0024] 此外，软的外层带来了更好的成型特性。通过根据本发明而设置的软的、具有较小强度和高延伸率的边缘层能够在静态板弯曲试验(VDA 230-100)中达到更高的弯曲角。这两方面都在撞击负荷中十分重要并且延缓了断裂生成以及断裂诱导(Risseinleitung)，由此实现了在撞击情况下总体更高的能量吸收。
[0025] 除了避免断裂，根据本发明的复合材料的层结构还有助于改善可焊接性。在此证实的是，由于根据本发明的扁钢制品的覆盖层的较小的C含量而不会导致：在具有高C含量的MnB钢的情况下会产生的脆化并且因此伴随的这种热成型钢的焊接连接的弱化。为了确保这种效果，覆盖层的钢具有最高0.09重量％的、优选小于0.07％的C含量。这类的钢是已知的。这些钢例如是常规的IF钢或通过商标“DC03”和“H340”已知的钢、直到复相钢。
[0026] 在本发明中，“复合材料”的概念表示的是多层构造的材料，也称为材料复合体。
[0027] 通过根据本发明的复合材料的多层的结构，在焊接过程中焊点核心在其周围的连接在从外部的软的核心层到硬的核心层的过渡的区域内。通过保持覆盖层足够的厚度，即，通过适合地选择覆盖的厚度与核心的厚度的比例，能够相应地一方面(在工艺上)实现对焊接质量的正面影响，并且另一方面实现了在最大力传递的意义上的所形成的焊接连接的负荷能力。
[0028] 根据本发明多层的、具有含碳少的非常好焊接的覆盖层的扁钢制品的使用引起了与仅由核心层的钢制成的扁钢制品相比根据本发明的扁钢制品的强度的降低。尽管如此，却出乎意料地显示出，由根据本发明的扁钢制品制成的构件尽管与软的、较小强度的覆盖层材料结合，却还是显著高于由常规的高强度的MnB的钢制成的构件的强度。
[0029] 为了确保在已淬火状态下的核心层的钢的足够高的强度，根据本发明而设置用于核心层的钢具有至少0.3重量％的C，这在所期望的强度方面证实是有利的。
[0030] 因此本发明提出一种扁钢制品，该扁钢制品中将高强度和高成型性能与好的焊接性能和小的断裂敏感性相结合。本发明因此摒除了现有技术中至今存在的对于具有至少0.3重量％的C含量的最高强度的MnB钢的使用的限制。
[0031] 覆盖层与核心层的厚度比例能够根据主要应该提供根据本发明的扁钢制品的怎样的特性而设置。基本上，就此能够假设核心层占有扁钢制品的厚度的40-95％。核心层应该原则上厚于单个覆盖层。如果应该在好的成型性能以及针对于断裂形成的足够保护前提下确保最大强度，那么这通过使核心层占据扁钢制品的70-95％的厚度而实现，因此覆盖层与核心层相比相对较薄。如果相反应该确保最佳的可焊接性，那么证实为有利的是，使核心层占据扁钢制品的厚度的60-<70％。覆盖层在这种情况下更厚，从而为焊接过程提供了相对较大的体积的覆盖层的软的、含碳少的并且因此不易脆化的钢。根据本发明的扁钢制品的总厚度，即核心层与覆盖层的厚度总合，通常在0.3至8mm之间，优选在0.5mm至3.5mm之间。
[0032] 通常，用于根据本发明的扁钢制品的核心层的钢本身具有至少1700MPa的抗拉强度。
[0033] 当覆盖层的抗拉强度相当于核心层的抗拉强度的三分之一时，得到根据本发明的扁钢制品的最佳的成型性能。特别适合用于覆盖层的、含有0.08重量％的C的钢在此例如在至少21％的延伸率A80的条件下具有400-500MPa的抗拉强度和340-420MPa的屈服极限。
[0034] 为了在针对断裂生成的可靠保护的条件下同时确保所期望的成形性，能使覆盖层的延伸率A80是完成淬火状态下的核心层的延伸率A80的至少两倍、特别是至少一样高。
[0035] 覆盖层能够通过辊轧包层法而覆在核心层上。为此适合的方法例如在DE 10 2005 006 606B3中描述，为了说明本领域的技术人员在辊轧包层法中通常所执行的操作步骤而将其内容引用到本申请中。
[0036] 如果应该经扁钢制品的厚度设置对称的特性，这能够通过所使用的钢层的对称结构而达到。证实为在生产工艺方面特别操作可靠的是三层的结构，其中核心层分别通过核心层上方的一个覆盖层和下方的一个覆盖层而覆盖。如果在此覆盖层由同样的厚度和组成成分的钢层制成，那么这对于过程控制的简化而言是有利的。
[0037] 在实际应用中用于核心层的钢通常除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外还由以下成分组成(以重量％计的)：
[0038] C:0.3-0.5％,特别是0.3-0.45％；
[0039] Si:0.150-0.350％,特别是0.2-0.28％；
[0040] Mn:1.100-1.400％,特别是1.15-1.3％；
[0041] Al:0.020-0.050％,特别是0.03-0.04％；
[0042] Cr:0.100-0.500％,特别是0.14-0.45％；
[0043] Ti:0.020-0.040％,特别是0.026-0.034％；
[0044] B:0.002-0.004％,特别是0.002-0.003％。
[0045] 杂质在此包括了：P:不超过0.020％；S:不超过0.003％；Cu:不超过0.100％；Mo:不超过0.050％；N:不超过0.007％；Ni:不超过0.100％；Nb:不超过0.003％；V:不超过0.010％；Sn:不超过0.030％；Ca:不超过0.005％。
[0046] 相比之下，根据本发明的扁钢制品的覆盖层通常由钢制成，这种钢除了铁和生产引起的不可避免的杂质以外还含有(以重量％计的)：
[0047] C:不超过0.09％,特别是0.002-0.075％；
[0048] Si:不超过0.7％,特别是0.01-0.6％；
[0049] Mn:0.10-1.9％,特别是0.13-1.8％；
[0050] Al:不超过0.06％,特别是0.03-0.04％；
[0051] Cr:不超过0.4％,特别是0.025-0.35％；
[0052] Nb:不超过0.025％,特别是0.002-0.02％；
[0053] Ti:不超过0.13％,特别是0.002-0.12％。
[0054] 杂质在此包括了：P:不超过0.025％；S:不超过0.015％；Cu:不超过0.15％；Mo:不超过0.05％；N:不超过0.006％；Ni:不超过0.15％；V:不超过0.02％；B:不超过0.001％；Sn:不超过0.04％和Ca:不超过0.003％。
[0055] 碳是一种以特别的方式引起强度增高的合金元素，其中特别硬的组织结构组成部分的形成趋势随着增加的含量和增高的冷却速度而直接增高，比如珠光体、贝氏体和马氏体。能够通过碳含量来影响特别是核心层的强度。为了实现核心层的高强度值，能够将核心层的碳含量调整到至少0.3重量％的数值。核心层的碳含量能够限制在最大为0.5重量％、特别是0.45重量％，从而限制核心层的钢的脆性和对焊接性能的负面影响。随着碳含量的增大而升高的强度总是伴随着成型性能的损失、断裂生成的增加趋势和断裂进度(Rissfortschritt)或者通过在形成贝氏体-马氏体成分的过程中组织结构中的固有应力升高而增大的氢致裂纹的倾向。为了确保具有根据本发明的延伸特性的覆盖层，覆盖层的钢的C含量能够限制在不超过0.09重量％。在这种情况下，覆盖层的钢期望基本为铁素体-珠光体的组织结构。
[0056] 硅是有助于固溶淬火和强度增加的合金元素并且在像是根据DIN EN 10268(2013-12)标准的微合金钢(例如HC300LA-HC500LA)这样的常规的较高强度的钢中使用。所使用的钢概念例如是具有材料编码1.0548的HC340LA。这些钢是能够冷成型的并且特别适合作为用于根据本发明的扁钢制品的覆盖层的材料。用于根据本发明的扁钢制品的覆盖层的钢的Si含量能够限制在最大0.7重量％，以便于避免通过表面附近的氧化物的形成而对热浸镀层精炼过程中的扁钢制品的覆层能力造成影响。用于核心层的钢的Si含量优选为至少0.150重量％并且最大为0.350重量％，以便于有利地影响转化特性。至少0.150重量％的Si含量具有在冷却过程中鉴于避免渗碳体和珠光体形成方面的正面影响。通过增高的Si含量而导致了A3-转换温度的升高。因此在相对低的炉温度的情况下增加了未完全达到奥氏体化并因此限制了淬硬性的风险。因此在此情况下，不能够使用高于0.350重量％的含量。
[0057] 锰作为合金元素有助于钢的固溶淬火。通过升高的Mn含量能够特别提高抗拉强度。通过加入锰也能够这样提高钢的淬硬性，即，通过降低A3温度并将扩散控制的转换相铁素体、珠光体和贝氏体的形成向更长的时间推迟并且因此即使在较低的冷却速度的情况下也易于向马氏体阶段的转化。用于核心层的钢能够为了改善淬硬性而具有至少1.10重量％的Mn含量。用于核心层的钢的Mn含量能够出于成本原因限制到不超过1.40重量％的数值，因为并不必要为了影响核心层的转换性能而使用高于1.40重量％的Mn含量。用于覆盖层的钢能够为了改善强度而优选具有至少0.10重量％的锰。这种钢不应该具有高于1.9重量％的锰，因为高于1.9重量％的Mn含量对根据本发明的扁钢制品的热浸覆层特性起到负面影响。
[0059] 铬具有推迟奥氏体转化的影响并且提高了可使用的钢的淬透性。在作为核心层使用的钢中，至少0.10重量％的铬含量确保了对转换的期望的影响。然而Cr含量应该并不超过0.50重量％，因为不超过这个含量影响转换的作用还是足够的并且能够低成本地转化。在覆盖层中也有利的是，有针对性地通过由铬而对转换的影响来调整并控制强度。然而这与对于核心层相比适当地以较小程度。就此而言也能够使用这样的材料概念，其中加合金铬并且为了转换控制而使用铬。此外，对于核心层而言钢表面的润湿性在热浸覆层过程期间同样起到限制性作用。因此Cr含量应该特别不超过0.40重量％。此外为了覆盖层而使用不含有Cr合金的钢。因此，特别确定0.025重量％的下限，该下限等于熔融引起的杂质的剩余量。
[0060] 钛作为合金元素通常特别是为了热成型而用在高强度的锰-硼钢中与硼结合使用。钛用于以钛氮化物(TiN)的形式可靠地结合氮，其中由于热动力学的条件而在约1400℃的高温情况下就已经发生TiN的形成并且在更高温度部分地处于熔融液态。由此避免了BN的析出并且游离的硼能够特别是对铁素体和珠光体的转换的推迟方面而生效，这意味着对于淬硬性的优化。这些机制能够实现对核心材料的尽可能高的硬度简单且低成本的调整。核心层应该具有至少0.02重量％的钛，以便于确保氮的可靠的结合。核心层必须不能具有大于0.04重量％的钛，因为在最大0.007重量％的氮的情况下为了形成TiN的目的不需要大于0.04重量％的Ti合金元素加入。在用于覆盖层的钢的情况下，能够使用与核心层相比更软的、不同的钢。软质钢在此理解为具有小于或等于750MPa的、特别是小于或等于500MPa的抗拉强度的钢。这样的钢例如根据DIN EN 10268(2013-12)标准是像HC300LA这样的微合金钢或者是像是DC01-DC04这样的软质非合金钢或像是DC05-DC07这样的IF钢。用于覆盖层的钢因此并不需要根据不同概念而额外有针对性地加入钛，就此而言，钛的最小含量能够以
0.002重量％的钛的水平确定在熔融引起的杂质的剩余量。软质的IF钢也可以用于覆盖层，其中钛用于像是氮或碳这样间隙固溶的元素的连接以及补充性地用于提高细粒度和粒度稳定性。通过升高的钛含量提高在辊轧中的成型阻力，这对于轧制效果起到不利的影响并且使钢的再结晶能力受限。因此覆盖层的钛含量最大为0.13重量％。特别是，出于成本原因而有利的是，使覆盖层的钛含量最大为0.12重量％。
0.002重量％的钛的水平确定在熔融引起的杂质的剩余量。软质的IF钢也可以用于覆盖层，其中钛用于像是氮或碳这样间隙固溶的元素的连接以及补充性地用于提高细粒度和粒度稳定性。通过升高的钛含量提高在辊轧中的成型阻力，这对于轧制效果起到不利的影响并且使钢的再结晶能力受限。因此覆盖层的钛含量最大为0.13重量％。特别是，出于成本原因而有利的是，使覆盖层的钛含量最大为0.12重量％。
[0061] 为了氮和碳的结合而能够在IF钢中使用铌。如果将软质IF钢用于覆盖层，为了氮和碳的结合有利的是，合金有不超过0.025重量％的铌。在为了覆盖层而使用以铝来镇静的钢的情况下，能够免除加合金铌。
[0062] 硼改善了在模压淬火过程中适合的材料的淬硬性。适合的材料首先理解为像是在DIN EN 10083、第2和第3部分中所描述的调质钢。调质钢的例如是具有材料编号1.5532的38MnB5。为了在用于核心层的钢中达到延迟转换的效果，至少0.002重量％的硼是必须的。
当加合金大于0.004重量％的硼时，引起了饱和作用，这意味着，在继续提高硼含量的情况下也不再能够保证淬硬性的明显加强。因为通过硼含量的增加也同时提高了热裂的可能性，加入至多0.004重量％的硼能够有助于减小热裂倾向。在最大0.003重量％的硼含量的情况下特别可靠地避免了通过硼而引起的在用于核心层的钢中的热裂。
附图说明
当加合金大于0.004重量％的硼时，引起了饱和作用，这意味着，在继续提高硼含量的情况下也不再能够保证淬硬性的明显加强。因为通过硼含量的增加也同时提高了热裂的可能性，加入至多0.004重量％的硼能够有助于减小热裂倾向。在最大0.003重量％的硼含量的情况下特别可靠地避免了通过硼而引起的在用于核心层的钢中的热裂。
附图说明
[0063] 在下文中，参照实施例来详细说明本发明。其中：
[0065] 图2示出了一个图表，其中针对通过热压成型淬火而由常规的扁钢制品和两个扁钢制品制成的构件样本记录了根据SEP 1220实施的、从焊接点直至断裂而接受的剪切拉力的检测的结果；以及
[0066] 图3示出了根据DIN EN ISO 7539-2实施的、在构件样本中的对延迟断裂形成(“Delayed Fracture”)的检测的结果，这些构件样本由常规的扁钢制品和两个根据本发明的扁钢制品制造。
具体实施方式
[0067] 由以常规的方式制成的、在市面有售的扁钢制品A1-A4和K1-K4通过辊轧包层法制造以复合材料的形式构造的扁钢制品V1、V2、V3、V3*、V4*、V4、V5、V5*、V6、V7、V7*和V8。由软质钢组成的扁钢制品A1-A4的相应组成和由高强度的钢组成的扁钢制品K1-K4的组成在表格1中说明。
[0068] 在表格2中能够看出，哪些扁钢制品A1-K4构成了相应的核心层KL；哪些制品构成了相应的外层AL；以及核心层KL在各个复合材料-扁钢制品V1-V8的厚度上具有怎样的比例A-KL。为分别由复合材料-扁钢制品V1-V8模压淬火的构件而测定的抗拉强度Rm的范围额外地在表格2中给出。
[0069] 为了辊轧包层而将相互结合的扁钢制品A1-K4的金属板坯上下堆叠，其中分别将核心层KL设置在两个外层AL之间。在此，将相同组成和厚度的扁钢制品分别用于这两个外层。金属板坯预先至少在其在堆叠中分别在相邻的金属扁坯处贴靠的表面处得到清洁并且这样机械加工，即，确保尽可能全面的接触。各个堆叠的金属板坯随后相互焊接。这样构成的牢固的复合体以一个或多个阶段热轧成具有例如3mm厚度的复合材料-扁钢制品。所得到的复合材料-扁钢制品随后还经历冷轧，以便于进一步减小其厚度。在辊轧包层中遵循的方法流程在DE 10 2005 006 606B3中详细描述，为了说明的目的而将其内容包含在本申请中。
[0070] 由这样得到的复合材料-扁钢制品V1-V8分割扁坯并且通过模压淬火成型为形状一致的钢构件。为此，将由复合材料V1-V8组成的扁坯加热至分别相互结合的扁钢制品A1-A4、K1-K4的钢的最高奥氏体化温度以上。在此达到的温度通常在约900-950℃的范围内。随后，将扁坯在冷却的模压工具中成型。就成型而言，在模压工具中进行以至少27K/S、例如27-30K/S冷却速率的快速冷却，从而在由扁坯完成模压的样本构件中存在淬火组织。复合材料的淬火组织在核心层中完全由马氏体组成，相反地外层则具有最多40体积％的马氏体。
[0071] 为了对比，通过以相同方式实施的模压淬火由扁钢制品A1-K4分别制成样本构件，样本构件的形状同样地与由复合材料-扁钢制品V1-V8制成的构件相应。在由扁钢制品A1-K4制成的样本构件上根据DIN EN ISO 6892-1测定在淬火状态下的抗拉强度Rm和延伸率A80并且记录在表格1中。
[0072] 从图1中能够看出，能通过对于分别由高强度的钢组成的核心层KL的厚度比例的选择直接影响各个扁钢制品V1-V8的强度。根据本发明的构件的强度在此始终高于由软的钢A1-A4组成的构件的最大强度。
[0073] 在图2中示出了根据SEP1220实施的剪切拉力试验的结果，该实验是在已焊接的、通过热模压淬火制成的构件样本上实施的。一组检验的构件样本就此由常规的扁钢制品K3制成、一组由扁钢制品V4*制成而另一组由根据本发明的扁钢制品V5*制成。试验显示出，在由根据本发明的扁钢制品V5*制成的构件样本中的焊接分别承受的剪切拉力明显高于由扁*钢制品K3和V4所组成的构件样本的焊接所承受的剪切压力。
[0074] 图3示出了根据DIN EN ISO 7539-2在腐蚀介质中的放置(Auslagerung)的条件下而实施的四点弯曲试验的结果，该试验在通过热模压淬火制成的构件样本上实施。一组检验的构件样本在此由常规的扁钢制品K3组成、一组由根据本发明的扁钢制品V5*组成以及*另一组由同样根据本发明的扁钢制品V7组成。在此也证实，由根据本发明的扁钢制品制成的构件样本明显超越由扁钢制品K3制成的样本。因此，在由扁钢制品K3组成的构件样本中在52小时的放置时间之后就已经生成断裂，而在由根据本发明的扁平制品V7*组成的构件样本中则是在62小时后才产生断裂，而在由根据本发明的扁平制品V5*组成的构件样本中直到97个小时都没有出现断裂。
[0075]
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