EP1929055A1 - Verfahren zur behandlung von stahlband - Google Patents

Verfahren zur behandlung von stahlband

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EP1929055A1
EP1929055A1 EP06754580A EP06754580A EP1929055A1 EP 1929055 A1 EP1929055 A1 EP 1929055A1 EP 06754580 A EP06754580 A EP 06754580A EP 06754580 A EP06754580 A EP 06754580A EP 1929055 A1 EP1929055 A1 EP 1929055A1
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EP
European Patent Office
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heat treatment
annealing
recrystallization
steel strip
hardening
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EP06754580A
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Uwe Paar
Kurt Dr. Prof. Steinhoff
Klaudia Bergmann
Manuel Maikranz-Valentin
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Universitaet Kassel
Volkswagen AG
Original Assignee
Universitaet Kassel
Volkswagen AG
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Publication date
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Definitions

  • the present invention relates to a method of treating steel strip after cold rolling with at least a first heat treatment comprising recrystallization annealing and at least one further subsequent heat treatment comprising hardening.
  • the present invention further provides a sheet metal semifinished product intended for further processing, which was produced by this process, and motor vehicle components, in particular bodywork components of motor vehicles, which were produced from such a semifinished sheet metal product.
  • a heat treatment is usually required after reducing cold rolling. Due to the reducing cold rolling, the steel sheet undergoes considerable strain hardening, which necessitates thermally induced structure formation, since otherwise further processing by means of conventional cold forming technology would not be sufficiently possible. After the cold rolling, therefore, a final heat treatment called recrystallization annealing is required.
  • This recrystallization annealing can be done in a hood or in a continuous furnace.
  • a complete recrystallization is sought and achieved.
  • the steel strip is usually present as a coil during recrystallization annealing. This step of the heat treatment is generally carried out at the steel manufacturer prior to delivery of the semi-finished sheet metal to the processor. As antioxidant protection, the steel strip is usually coated, wherein the coating can take place in combination with the annealing process or as a decoupled process step. The user himself then takes the desired board cut.
  • DE-PS 1 168 462 describes such a method in which cold-rolled sheet of mild steel is annealed in an oven at temperatures of 600 ° C - 700 ° C for a period of 40 hours, wherein before the recrystallization annealing still several hours of annealing is provided.
  • DE 34 06 792 A1 describes a process for recrystallization annealing cold-rolled steel strip in a hood furnace under inert gas.
  • DE 698 15 943 T2 describes a continuous process for the continuous annealing of steel sheet under reduced pressure whereby a cold plasma is produced in a gas atmosphere and annealed at about 700 ° C.
  • high-strength heat-treated steels are used, which are characterized in particular by a very high strength.
  • the user is again subjected to a heat treatment with heating of the blanks to the austenitizing temperature.
  • accelerated cooling (equivalent to quenching) follows to set a hardened microstructure state.
  • This measure can be done for example as a combined forming and quenching in a press tool, which corresponds to the so-called form hardening.
  • the final component geometry and the material strength or toughness of the metallic structure are set by the form hardening.
  • the accelerated heat dissipation within the forming tool leads by the initiation of a phase transformation to the hardening of the component and thus to an increase in the strength.
  • the object of the invention is to provide a method for the treatment of steel strip after the cold rolling of the type mentioned above, which supplies basic semi-finished sheet metal under principle retention of the previous process route, which allows the production of components with improved properties.
  • the solution to this problem provides a method for the treatment of steel strip of the aforementioned type with the characterizing features of the main claim.
  • An intended for further processing sheet metal semi-finished product, which was produced by the process according to the invention, is the subject of claim 16.
  • Motor vehicle components, in particular body parts, which were produced from sheet metal semi-finished product of the aforementioned type are the subject of claim 17.
  • Core of the present invention is a modified heat treatment after the reducing cold rolling, are controlled by the thermally induced microstructural changes so that the occurred in the previously desired complete recrystallization complete degradation of the very fine grain in the longitudinal direction elongated microstructure is deliberately avoided.
  • the thermally induced microstructural changes so that the occurred in the previously desired complete recrystallization complete degradation of the very fine grain in the longitudinal direction elongated microstructure is deliberately avoided.
  • only such a proportion of recrystallized microstructure and consequently just as much further cold workability is set by the choice of the time-temperature curve that a handling of the coils, that is, a suppression of the so-called clock spring effect is ensured and judging about, for example Roller-based stretch leveling systems for setting flat board blanks for the particular forming technology further processing is guaranteed.
  • the remnants of the finely grained deformation structure still present due to the partial recrystallization according to the invention also have a positive effect on the subsequent processing step of hardening by the user. For example, it comes through the preheating of the boards for the mold hardening to another structural change that is to ensure a sufficient hot forming capacity in the balance between the interaction of temperature and structure dependence of the yield stress.
  • the preheating during mold hardening can additionally be optimized by reducing the previously very high temperatures (above Ac 3 in the pure austenite range).
  • the goal is to obtain residues of the remaining fine-grained elongated deformation structure from the reducing cold rolling.
  • the further subsequent heat treatment used in the process of the invention may be a final heat treatment, i. final heat treatment of the component to the user.
  • This final heat treatment may include forming to provide a desired component geometry, e.g. B. a form hardening as mentioned above.
  • the further heat treatment does not necessarily have to be accompanied by a forming.
  • the further, usually final heat treatment comprises shaping in a mold-forming tool.
  • this also includes the case in which the component has already received the final shape and the mold-forming tool serves to ensure that the component retains this shape during the heat treatment (avoidance of distortion, etc.) Cooling provided via a cooling medium or via a mold-forming tool.
  • the method according to the invention is preferably used for the heat treatment of steel strip made of heat-treatable steel, in particular steel strip made of ultra-high-strength steels is heat-treated.
  • steel strip made of ultra-high-strength steels is heat-treated.
  • tempering steels which contain manganese and / or boron as alloying element.
  • the steel grade 22MnB5 is called.
  • the alloying elements manganese and boron promote a rapid structural change, which is advantageous in particular for mold hardening.
  • a further advantage of the method according to the invention lies in the fact that the flow behavior of the material can be controlled in the case of a subsequent deformation by way of direction-dependent structural components which have been retained during the first heat treatment.
  • a recrystallization annealing takes place in such a way that a recrystallized fraction in the microstructure of about 15% to about 45%, preferably from about 20% to about 40% becomes.
  • the recrystallization annealing at a temperature below the recrystallization temperature preferably about 1% to about 10%, more preferably about 2% to about 6% below the Recrystallization takes place.
  • recrystallization is clearly the fastest.
  • a shortening of the annealing time is also possible.
  • the forming process can be more flexibly controlled. Since the annealing cycles can thus be shortened in both annealing treatments, this leads to a significant shortening of the overall process chain.
  • the austenitizing conditions can be changed also in comparison with the conventional methods, in particular, the austenitizing time can be shortened. With such a modified further heat treatment, a better strength / expansion ratio is still obtained than after the conventional process route.
  • the technological progress is clear, which brings the inventive method with it.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the recrystallization kinetics in the first heat treatment (recrystallization annealing) according to the invention, in which the recrystallized fraction RX is plotted in% as a function of the annealing time in minutes;
  • Fig. 2 is a graph for explaining the mechanical properties of steel strip after recrystallization annealing, depending on the recrystallized portion RX, in which tensile strength and elongation at break are plotted against the recrystallized portion RX in%;
  • FIG. 3 shows curves of tensile strength and elongation at break after further heat treatment (form hardening) determined on the basis of experimental data, with the values for the tensile strength on the ordinate and those on the right for the elongation at break plotted against the recrystallized fraction RX in% ( increasing from left to right);
  • 4a is a graph illustrating the influence of Austenit confuseszeit during mold hardening, wherein in two different annealing times in each case the curve of the tensile strength as a function of the recrystallized fraction RX in% is reproduced;
  • Fig. 4b is a graph illustrating the influence of Austenitmaschineszeit during mold hardening, wherein in two different annealing times in each case the course of the elongation at break in dependence on the recrystallized fraction RX in% is reproduced;
  • Table 1 Melting Direction Analysis of a 22MnB5 (1.5528)
  • the industrial cold rolled on a tandem rolling mill and supplied in the form of panels test material was cut into 600 mm long and 20 mm wide strips.
  • the second strip after the recrystallization samples, was first austenitized.
  • a heating to 900 ° C took place with a holding time of 300 s.
  • the strip was transported via a chain transport to the form hardening tool. Until manual insertion of the strip in the tool passed about 5 s.
  • the tool was closed by lowering a top plate and held in that position for 20 seconds.
  • the sample material cooled down to approx. 70 ° C could be removed. Between each experiment, the tool repeatedly cooled, so that it had a maximum temperature of 40 ° C.
  • the thermoset samples were also split into three tensile specimens and one metallographic specimen.
  • the variation of the austenitizing conditions was limited to an annealing time shortening to 200 s at 900 ° C (conventionally the annealing time is 300 s) and two temperature reductions to 850 ° C and 800 ° C at 300 s annealing time (the conventional annealing temperature is 900 ° C).
  • these three altered austenitizing conditions were performed with subsequent quenching in the tool. Tensile tests and metallographic investigations were also carried out on these conditions.
  • statically recrystallized part of the structure a b constants (material- and temperature-dependent) t o , 5 the time at which 50% of the microstructure is recrystallized, and t is the annealing time.
  • the recrystallized fraction RX in% is plotted against the annealing time in minutes.
  • the greater the difference between annealing temperature and recrystallization temperature (see curve at T 700 ° C), the larger the parameter window, that is, the desired recrystallized portion RX of the structure can be best influenced by varying the annealing time.
  • the graph shows that at this temperature after an annealing time of 20 minutes the recrystallized fraction RX is about 25%, while after an annealing time of about 30 minutes RX is already at about 80%.
  • the tensile strength (left) and the elongation at break (right) after recrystallization annealing are plotted as important mechanical properties as a function of the recrystallized fraction RX.
  • the values result from experimentally determined data which were obtained after the first heat treatment according to the invention, that is to say after the recrystallization annealing. It can be seen that the tensile strength decreases as the recrystallized fraction RX increases, but at RX between about 20% and about 40%, sufficiently low values in the range of about 620 N / mm 2 and 740 N / mm 2 are still achieved.
  • the elongation at break increases with increasing recrystallized portion RX, where it can be seen that even with RX 20% to 40% good values are achieved and then increase only slightly with further increasing RX.
  • the elongation at break A 50 in% is shown.
  • FIG. 3 shows the mechanical properties after the form hardening as a function of the recrystallized portion RX before austenitizing.
  • the tensile strength in N / mm 2 is again indicated on the y-axis, and the elongation at break A 50 in% on the right-hand y-axis.
  • the recrystallized fraction RX in% given from left to right increasingly. It can be seen that for an optimum combination of high strengths and high elongation values, an optimum range for RX is about 20% to about 40%.
  • an improvement in the elongation of at least 20% can be achieved.
  • FIG. 4a and 4b illustrate the influence of the austenitizing time, ie the duration of the second heat treatment on the mechanical properties after the mold hardening.
  • Fig. 4a the tensile strength in N / mm 2 plotted against the recrystallized fraction RX in%, wherein two curves are shown for each different annealing times.
  • the annealing time was 200 s or 300 s with the same annealing temperature of 900 ° C. It can be seen that the tensile strength values for the annealing time of 200 s are higher over the entire curve than for the longer annealing time of 300 s. The difference in the tensile strength values increases only slightly with increasing recrystallized fraction RX.
  • a shortening of the annealing time is also possible in recrystallization annealing itself in that the annealing process can be terminated earlier, namely when the desired degree of recrystallization of, for example, about 20% or about 40% is reached.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von Stahlband, insbesondere aus höchstfesten Vergütungsstählen, nach dem Kaltwalzen mit mindestens einer ersten Wärmebehandlung umfassend ein Rekristallisationsglühen sowie mit mindestens einer weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung umfassend ein Härten, welches dadurch gekennzeichnet ist, dass der Zeit-Temperatur-Verlauf bei der ersten Wärmebehandlung derart gewählt wird, dass nur eine teilweise Rekristallisation erfolgt und das durch die vorhergegangene Kaltverfestigung erzeugte längsgestreckte Gefüge teilweise erhalten bleibt. Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht eine deutliche Verkürzung der Glühzeit und eine erhebliche Absenkung der Glühtemperatur beim Rekristallisationsglühen und ebenfalls eine Verkürzung der Glühzeit im Bereich des Formhärtens. Die Prozesskette kann durch schnellere Glühzyklen verkürzt werden und es ergeben sich wesentliche Energieeinsparungen durch das Absenken der Glühtemperatur. Es können z. B. Blechhalbzeuge für Karosseriebauteile mit optimiertem Festigkeits-/Dehnungs- Verhältnis hergestellt werden.

Description

Verfahren zur Behandlung von Stahlband
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von Stahlband nach dem Kaltwalzen mit mindestens einer ersten Wärmebehandlung umfassend ein Rekristallisationsglühen sowie mit mindestens einer weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung umfassend ein Härten. Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist weiterhin ein für eine weitere Verarbeitung vorgesehenes Blechhalbzeug, welches nach diesem Verfahren hergestellt wurde, sowie Kraftfahrzeugbauteile, insbesondere Karosseriebauteile von Kraftfahrzeugen, die aus einem solchen Blechhalbzeug hergestellt wurden.
In der Prozesskette der Stahlherstellung ist nach dem reduzierenden Kaltwalzen in der Regel eine Wärmebehandlung erforderlich. Durch das reduzierende Kaltwalzen erfährt das Stahlblech eine erhebliche Kaltverfestigung, die eine thermisch induzierte Gefügeneubildung notwendig macht, da anderenfalls eine Weiterverarbeitung mittels konventioneller Kaltumformtechnik nicht hinreichend möglich wäre. Nach dem Kaltwalzen ist daher eine abschließende Wärmebehandlung erforderlich, die als Rekristallisationsglühen bezeichnet wird. Dieses Rekristallisationsglühen kann in einem Hauben- oder in einem Durchlaufofen erfolgen. Bei den herkömmlichen Verfahren wird dabei eine vollständige Rekristallisation angestrebt und erreicht. Das Stahlband liegt beim Rekristallisationsglühen meist als Coil vor. Dieser Schritt der Wärmebehandlung erfolgt im allgemeinen beim Stahlhersteller vor der Auslieferung des Blechhalbzeugs an den Verarbeiter. Als Antioxidationsschutz wird das Stahlband in aller Regel beschichtet, wobei das Beschichten in Kombination mit dem Glühprozess oder als entkoppelter Prozessschritt erfolgen kann. Der Anwender selbst nimmt dann den gewünschten Platinenzuschnitt vor.
Verfahren zum Rekristallisationsglühen von kaltgewalztem Stahlblech sind aus dem Stand der Technik hinlänglich bekannt. Beispielsweise beschreibt die DE-PS 1 168 462 ein solches Verfahren, bei dem kaltgewalztes Blech aus unlegiertem Stahl in einem Ofen bei Temperaturen von 600° C - 700° C für eine Zeitdauer von 40 Stunden geglüht wird, wobei vor dem Rekristallisationsglühen noch ein mehrstündiges Erholungsglühen vorgesehen ist. Die DE 34 06 792 A1 beschreibt ein Verfahren zum Rekristallisationsglühen von kaltgewalztem Stahlband in einem Haubenofen unter Schutzgas.
Die DE 698 15 943 T2 beschreibt ein kontinuierliches Verfahren zum Durchlaufglühen von Stahlblech bei reduziertem Druck wobei ein kaltes Plasma in einer Gasatmosphäre erzeugt und bei etwa 700° C geglüht wird.
Allen aus dem Stand der Technik bekannten Verfahren ist gemeinsam, dass durch die Wärmebehandlung eine vollständige Rekristallisation angestrebt wird und mit dieser der vollständige Abbau der feinkörnigen in Walzrichtung längsgestreckten Gefügestruktur einhergeht.
In der Automobilindustrie werden beispielsweise für anspruchsvolle Anwendungen im Karosseriebereich Vergütungsstähle, vorzugsweise höchstfeste Vergütungsstähle eingesetzt, die sich insbesondere durch eine sehr hohe Festigkeit auszeichnen. Nach dem Platinenzuschnitt erfolgt beim Anwender erneut eine Wärmebehandlung mit Erwärmung der Platinen auf die Austenitisierungstemperatur. Hiernach schließt sich eine beschleunigte Abkühlung (entspricht einer Abschreckung) an, um einen gehärteten Gefügezustand einzustellen. Diese Maßnahme kann beispielsweise als kombiniertes Umformen und Abschrecken in einem Pressenwerkzeug erfolgen, was dem sogenannten Formhärten entspricht. Nach dem Stand der Technik wird durch das Formhärten die endgültige Bauteilgeometrie und die Werkstofffestigkeit bzw.- Zähigkeit des metallischen Gefüges eingestellt. Die beschleunigte Wärmeabfuhr innerhalb des Umformwerkzeugs führt durch die Initiierung einer Phasenumwandlung zur Aufhärtung des Bauteils und somit zu einer Steigerung der Festigkeit.
Da gemäß zuvor geschilderter Prozesskette im Zusammenhang mit dem warm umformenden Prozess des Formhärtens beim Anwender eine Wärmebehandlung erfolgt, ist aus dessen Sicht die Wärmebehandlung in der Blechhalbzeugherstellung (Rekristallisationsglühen) technologisch nicht erforderlich, gegebenenfalls im Hinblick auf die einzustellenden mechanischen Endeigenschaften des Bauteils sogar ungünstig.
Hier setzt die vorliegende Erfindung ein. Aufgabe der Erfindung ist es ein Verfahren zur Behandlung von Stahlband nach dem Kaltwalzen der eingangs genannten Gattung zur Verfügung zu stellen, welches unter prinzipieller Beibehaltung der bisherigen Prozessroute Blechhalbzeug liefert, das eine Herstellung von Bauteilen mit verbesserten Eigenschaften ermöglicht. Die Lösung dieser Aufgabe liefert ein Verfahren zur Behandlung von Stahlband der eingangs genannten Gattung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Hauptanspruchs. Ein für eine weitere Verarbeitung vorgesehenes Blechhalbzeug, welches nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt wurde, ist Gegenstand des Anspruchs 16. Kraftfahrzeugbauteile, insbesondere Karosseriebauteile, die aus Blechhalbzeug der vorgenannten Art hergestellt wurden sind Gegenstand des Anspruchs 17.
Kern der vorliegenden Erfindung ist eine modifizierte Wärmebehandlung nach dem reduzierenden Kaltwalzen, durch die thermisch induzierte Gefügeänderungen so kontrolliert werden, dass der bei der bisher angestrebten vollständigen Rekristallisation eingetretene vollständige Abbau der sehr feinkörnigen in Walzrichtung längsgestreckten Gefügestruktur bewusst vermieden wird. Dazu wird über die Wahl des Zeit-Temperatur- Verlaufs nur solch ein Anteil an rekristallisiertem Gefüge und demzufolge gerade so viel an weiterer Kaltumformbarkeit eingestellt, dass eine Handhabung der Coils, das heißt eine Unterdrückung des so genannten Uhrfedereffekts sichergestellt ist und ein Richten über zum Beispiel walzenbasierte Streckrichtanlagen zur Einstellung ebener Platinenzuschnitte für die insbesondere umformtechnische Weiterverarbeitung gewährleistet ist.
Die Reste der bedingt durch die erfindungsgemäße nur teilweise Rekristallisation noch vorhandenen feinkörnigen Deformationsstruktur wirken sich auch positiv auf den nachfolgenden Bearbeitungsschritt des Härtens beim Anwender aus. Beispielsweise kommt es durch die Vorerwärmung der Platinen für das Formhärten zu einer weiteren Gefügeänderung, die im Abgleich zwischen der Wechselwirkung von Temperatur- und Strukturabhängigkeit der Fließspannung ein hinreichendes Warmumformvermögen gewährleisten soll. Durch eine Anpassung der Zeit-Temperatur-Führung auf die veränderte Gefügeausbildung infolge der modifizierten ersten Wärmebehandlung kann zusätzlich auch die Vorerwärmung beim Formhärten durch ein Herabsetzen der bisher sehr hohen Temperaturen (oberhalb von Ac3 im reinen Austenitbereich) optimiert werden. Erfindungsgemäß steht insbesondere das Ziel im Vordergrund, Reste der noch vorhandenen feinkörnigen längsgestreckten Deformationsstruktur aus dem reduzierenden Kaltwalzen zu erhalten. Diese Strukturanteile können aufgrund der Feinkörnigkeit für das formgehärtete Bauteil zu einer erhöhten Festigkeit führen, jedoch vor allem aufgrund der verbleibenden Deformationsstrukturanteile auch zu einer erhöhten Duktilität mit unmittelbar positiver Auswirkung z. B. auf das Crashverhalten bei aus den erfindungsgemäßen Blechhalbzeugen hergestellten Karosseriebauteilen.
Die in dem erfindungsgemäßen Verfahren angewandte weitere nachfolgende Wärmebehandlung kann eine Endwärmebehandlung, d.h. abschließende Wärmebehandlung des Bauteils beim Anwender sein. Diese abschließende Wärmebehandlung kann eine Umformung zur Schaffung einer gewünschten Bauteilgeometrie umfassen, z. B. ein Formhärten wie es zuvor erwähnt wurde. Die weitere Wärmebehandlung muss jedoch nicht unbedingt mit einer Umformung einhergehen. Vorzugsweise umfasst die weitere, in der Regel abschließende Wärmebehandlung allerdings eine Formgebung in einem formabbildenden Werkzeug. Dies schließt dabei aber auch den Fall ein, das das Bauteil die Endform bereits vorher erhalten hat und das formabbildende Werkzeug dazu dient, dass das Bauteil bei der Wärmebehandlung diese Form beibehält ( Vermeidung von Verzug etc.) Bei der weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung ist weiterhin vorzugsweise ein Abkühlen über ein abkühlendes Medium oder über ein formabbildendes Werkzeug vorgesehen.
Das erfindungsgemäße Verfahren dient vorzugsweise zur Wärmebehandlung von Stahlband aus vergütbarem Stahl, insbesondere wird Stahlband aus höchstfesten Stählen wärmebehandelt. Besonders bevorzugt sind dabei Vergütungsstähle, die Mangan und/oder Bor als Legierungselement enthalten. Beispielhaft sei die Stahlsorte 22MnB5 genannt. Die Legierungselemente Mangan und Bor begünstigen eine schnelle Gefügeänderung, was insbesondere für das Formhärten vorteilhaft ist.
Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens liegt darin, dass das Fliessverhalten des Werkstoffs bei einer nachfolgenden Umformung über bei der ersten Wärmebehandlung erhalten gebliebene richtungsabhängige Strukturanteile gesteuert werden kann.
Durch umfangreiche Versuche konnte im Rahmen der vorliegenden Erfindung festgestellt werden, dass in vorteilhafter Weise bei der ersten Wärmebehandlung ein Rekristallisationsglühen derart erfolgt, dass ein rekristallisierter Anteil im Gefüge von etwa 15% bis etwa 45%, vorzugsweise von etwa 20% bis etwa 40% erzielt wird.
Die Versuche haben weiter ergeben, dass vorzugsweise das Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur, vorzugsweise etwa 1% bis etwa 10%, besonders bevorzugt etwa 2% bis etwa 6% unterhalb der Rekristallisationstemperatur erfolgt. Um die Rekristallisationstemperatur erfolgt die Rekristallisation deutlich am schnellsten. Wenn die Differenz zwischen der Glühtemperatur und der Rekristallisationstemperatur steigt, wird das Parameterfenster größer. Die erfindungsgemäße Lösung ermöglicht es somit bei der ersten Wärmebehandlung die Glühtemperatur deutlich abzusenken. Da nur eine teilweise Rekristallisation angestrebt wird, kann je nach Prozessroute auch die Glühzeit bei der ersten Wärmebehandlung gegenüber herkömmlichen Verfahren deutlich verkürzt werden. Dies ermöglicht ganz erhebliche Energieeinsparungen.
Bei der weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung, das heißt beispielsweise dem Formhärten, ist ebenfalls eine Verkürzung der Glühzeit möglich. Unter Ausnutzung der beibehaltenen Richtungsabhängigkeit des Materials kann der Umformprozess flexibler gesteuert werden. Da somit bei beiden Glühbehandlungen die Glühzyklen verkürzt werden können, führt dies zu einer deutlichen Verkürzung der Prozesskette insgesamt.
Bei Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens und Beibehaltung der bisher üblichen Austenitisierungsbedingungen lassen sich insbesondere bei Behandlung höchstfester Vergütungsstähle gleich gute oder sogar geringfügig verbesserte Zugfestigkeiten erzielen. Die Werte für die Bruchdehnung können dabei deutlich erhöht werden. Somit ergeben sich optimierte FestigkeitsVDehnungs-Verhältnisse. Dies ist darauf zurückzuführen, dass nach der ersten Wärmebehandlung die Orientierung teilweise erhalten bleibt und nach der weiteren Wärmebehandlung (insbesondere dem Formhärten) sogar gegebenenfalls ein feineres Korngefüge erhalten wird. Es lassen sich somit deutlich bessere Werkstoffeigenschaften unter Beibehaltung der konventionellen Glühzeiten erzielen.
Erfindungsgemäß lassen sich jedoch auch im Vergleich zu den herkömmlichen Verfahren die Austenitisierungsbedingungen verändern, insbesondere lässt sich die Austenitisierungszeit verkürzen. Bei einer so modifizierten weiteren Wärmebehandlung wird immer noch ein besseres FestigkeitsVDehnungs-Verhältnis erhalten als nach der konventionellen Prozessroute. Hier wird der technologische Fortschritt deutlich, den das erfindungsgemäße Verfahren mit sich bringt.
Die in den Unteransprüchen genannten Merkmale betreffen bevorzugte Weiterbildungen der erfindungsgemäßen Aufgabenlösung. Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Detailbeschreibung. Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen näher erläutert. Dabei zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm zur Erläuterung der Rekristallisationskinetik bei der erfindungsgemäßen ersten Wärmebehandlung (Rekristallisationsglühen), wobei der rekristallisierte Anteil RX in % in Abhängigkeit von der Glühzeit in Minuten aufgetragen ist;
Fig. 2 eine Graphik zur Erläuterung der mechanischen Eigenschaften von Stahlband nach dem Rekristallisationsglühen, abhängig vom rekristallisierten Anteil RX, wobei Zugfestigkeit und Bruchdehnung gegen den rekristallisierten Anteil RX in % aufgetragen wurden;
Fig.3 aus experimentellen Daten ermittelte Kurvenverläufe für Zugfestigkeit und Bruchdehnung nach der weiteren Wärmebehandlung (dem Formhärten), wobei auf der Ordinate links die Werte für die Zugfestigkeit und rechts diejenigen für die Bruchdehnung wiedergegeben sind, aufgetragen jeweils gegen den rekristallisierten Anteil RX in % (von links nach rechts zunehmend);
Fig. 4a eine Graphik, die den Einfluss der Austenitisierungszeit beim Formhärten verdeutlicht, wobei bei zwei verschiedenen Glühzeiten jeweils der Verlauf der Zugfestigkeit in Abhängigkeit von dem rekristallisierten Anteil RX in % wiedergegeben ist;
Fig. 4b eine Graphik, die den Einfluss der Austenitisierungszeit beim Formhärten verdeutlicht, wobei bei zwei verschiedenen Glühzeiten jeweils der Verlauf der Bruchdehnung in Abhängigkeit von dem rekristallisierten Anteil RX in % wiedergegeben ist;
Versuchsdurchführung
Als Ausgangsmaterial diente unbeschichtetes Kaltband aus höchstfestem Vergütungsstahl 22MnB5 (Zusammensetzung gemäß nachfolgender Tabelle 1 ) mit einer Dicke von jeweils d= 1 ,75 mm. Tabelle 1 : Schmelzrichtanalyse eines 22MnB5 (1.5528)
Das industriell auf einer Tandemwalzstrasse kaltgewalzte und in Form von Tafeln angelieferte Versuchsmaterial wurde in 600 mm lange und 20 mm breite Streifen geschnitten.
a) Versuche zur ersten erfindunqsqemäßen Wärmebehandlung
( Rekristallisationsαlühen)
Die verschiedenen Temperatur-Zeit-Zyklen zur Variation der Rekristallisationsbedingungen wurden mit einem Versuchs-Durchlaufofen nachgefahren. Dazu fuhren pro Versuch jeweils zwei Streifen nebeneinander auf einem Transportband liegend in den Ofen ein. Nach Ablauf der entsprechenden Glühzeit wurde das Material aus dem Ofen heraus transportiert und an ruhender Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Einer der beiden geglühten Streifen stand für die nachfolgenden Formhärteversuche (weitere erfindungsgemäße Wärmebehandlung) zur Verfügung. Aus dem zweiten wurden drei Proben für Zugversuche nach DIN EN 10002 (Anfangsmesslänge L0 = 50 mm ; Ermittlung der Kennwerte Rp0,2, Rm und A50) sowie eine Gefügeprobe für metallographische Untersuchungen (Bestimmung des rekristallisierten Anteils und der Korngröße) entnommen.
b) Formhärten der Rekristallisationsproben
Der nach den Rekristallisationsproben zurückgelegte zweite Streifen wurde zunächst austenitisiert. Dazu fand, ebenfalls wieder im Versuchs-Durchlaufofen, eine Erwärmung auf 900° C bei einer Haltezeit von 300 s statt. Nach diesen fünf Minuten wurde der Streifen über einen Kettentransport zum Formhärtwerkzeug transportiert. Bis zum manuellen Einlegen des Streifens in das Werkzeug vergingen ca. 5 s. Das Werkzeug wurde durch ein Absenken einer oberen Platte geschlossen und 20 s in dieser Position gehalten. Nach Auffahren des Werkzeugs konnte das auf ca. 70° C abgekühlte Probenmaterial entnommen werden. Zwischen den einzelnen Versuchen kühlte das Werkzeug immer wieder aus, so dass es eine maximale Temperatur von 40° C aufwies. Die formgehärteten Proben wurden ebenfalls wieder in je drei Zugproben und eine Probe für metallographische Untersuchungen zertrennt. c) Variation der Austenitisierunqsbedinαunqen
Nach Auswertung der mechanischen Werkstoffprüfung und der metallographischen Untersuchungen an den Proben aus den Versuchen a) und b) konnte anhand der Ergebnisse über verschiedene Temperatur-Zeit-Zyklen bei der Wärmebehandlung ein genau definierter Rekristallisationsgrad eingestellt werden. Für jeden der fein abgestuften Rekristallisationsgrade wurden jeweils drei Streifen geglüht.
Die Variation der Austenitisierungsbedingungen beschränkte sich auf eine Glühzeitverkürzung auf 200 s bei 900° C (konventionell beträgt die Glühzeit 300 s) und zwei Temperaturverringerungen auf 850° C bzw. 800° C bei 300 s Glühzeit ( die konventionelle Glühtemperatur beträgt 900° C). Für alle eingestellten Rekristallisationsgrade wurden diese drei veränderten Austenitisierungsbedingungen mit anschließendem Abschrecken im Werkzeug durchgeführt. Zugversuche und metallographische Untersuchungen erfolgten auch an diesen Zuständen.
Auswertung
Anhand von experimentellen Daten wurde der Verlauf des statisch rekristallisierten Anteils in Abhängigkeit von der Glühzeit ermittelt. Das Rekristallisationsglühen folgt der Kinetik des AVRAMI-Ansatzes gemäß der Formel :
RX[%]= (1 -exp(-a*(t/to,5)Λb))*100
In der RX der statisch rekristallisierte Gefügeanteil a, b Konstanten (werkstoff- und temperaturabhängig) to,5 die Zeit, bei der 50% des Gefüges rekristallisiert sind, und t die Glühzeit ist.
In der Graphik gemäß Fig. 1 ist der rekristallisierte Anteil RX in % gegen die Glühzeit in Minuten aufgetragen. Dabei sind die Kurven für vier verschiedene Glühtemperaturen wiedergegeben, und zwar T= 735° C (Rekristallisationstemperatur), T= 750 ° C (TR + 15 0C), T= 715° C (TR - 20° C) und T= 700° C (TR - 35° C). Aus der Darstellung ergibt sich, dass die Rekristallisation um die Rekristallisationstemperatur deutlich am schnellsten erfolgt. Die Rekristallisationskinetik kurz unterhalb und kurz oberhalb der Rekristallisationstemperatur weist annähernd den gleichen Verlauf auf. Je größer die Differenz zwischen Glühtemperatur und Rekristallisationstemperatur ist ( siehe Kurvenverlauf bei T= 700° C), um so größer ist das Parameterfenster, das heißt der angestrebte rekristallisierte Anteil RX des Gefüges lässt sich dann am besten durch Variieren der Glühzeit beeinflussen. Der Graphik lässt sich entnehmen, dass bei dieser Temperatur nach einer Glühzeit von 20 min der rekristallisierte Anteil RX etwa bei 25 % liegt, während nach einer Glühzeit von etwa 30 min RX bereits bei etwa 80 % liegt.
In Fig. 2 sind als wichtige mechanische Eigenschaften die Zugfestigkeit (links) und die Bruchdehnung (rechts) nach dem Rekristallisationsglühen in Abhängigkeit von dem rekristallisierten Anteil RX aufgetragen. Die Werte ergeben sich aus experimentell ermittelten Daten, die nach der ersten erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, das heißt nach dem Rekristallisationsglühen aufgenommern wurden. Man sieht, dass die Zugfestigkeit mit zunehmendem rekristallisiertem Anteil RX sinkt, wobei jedoch bei RX zwischen etwa 20% und etwa 40 % noch ausreichend niedrige Werte im Bereich von etwa 620 N/mm2 und 740 N/mm2 erzielt werden. Die Bruchdehnung steigt hingegen mit zunehmendem rekristallisierten Anteil RX, wobei man erkennt, dass bereits bei RX 20% bis 40% gute Werte erreicht werden und diese dann bei weiter zunehmendem RX nur noch wenig weiter ansteigen. Es ist die Bruchdehnung A50 in % wiedergegeben.
Anhand von Schliffbildern lässt sich sehr gut erkennen, dass nach der ersten Wärmebehandlung Anteile der feinkörnigen längsgestreckten Deformationsstruktur aus dem reduzierenden Kaltwalzen teilweise erhalten bleiben. Nach der weiteren erfindungsgemäßen Wärmebehandlung (Formhärten) erhält man bei gleichen Austenitisierungsbedingungen mit einer Korngröße von ca. 5μm sogar ein feineres Gefüge als bei herkömmlicher Prozessroute mit 100 %iger Rekristallisation (Korngröße ca. 8...10μm) in der ersten Wärmebehandlung.
Fig. 3 zeigt die mechanischen Eigenschaften nach dem Formhärten in Abhängigkeit vom rekristallisierten Anteil RX vor dem Austenitisieren. Links ist auf der y-Achse wieder die Zugfestigkeit in N/mm2 angegeben und auf der rechten y-Achse die Bruchdehnung A50 in %. Auf der x-Achse ist der rekristallisierte Anteil RX in % angegeben von links nach rechts zunehmend. Man erkennt, dass im Hinblick auf eine optimale Kombination aus hohen Festigkeiten und hohen Dehnwerten ein optimaler Bereich für RX bei etwa 20% bis etwa 40% liegt. Durch die erfindungsgemäße modifizierte Wärmebehandlung kann eine Verbesserung der Dehnung um mindestens 20% erzielt werden. Die Fig. 4a und 4b verdeutlichen den Einfluss der Austenitisierungszeit, d. h. der Zeitdauer der zweiten Wärmebehandlung auf die mechanischen Eigenschaften nach dem Formhärten. In Fig. 4a ist die Zugfestigkeit in N/mm2 aufgetragen gegen den rekristallisierten Anteil RX in %, wobei zwei Kurven für jeweils unterschiedliche Glühzeiten dargestellt sind. Die Glühzeit betrug 200 s bzw. 300 s bei gleicher Glühtemperatur von jeweils 900° C. Man erkennt, dass die Zugfestigkeitswerte bei der Glühzeit von 200 s über den gesamten Kurvenverlauf höher liegen als bei der längeren Glühzeit von 300 s. Die Differenz in den Zugfestigkeitswerten nimmt mit zunehmendem rekristallisierten Anteil RX nur noch leicht zu. Die in Fig. 4b wiederum für die beiden angegebenen Glühzeiten bei gleicher Glühtemperatur von 900° C ermittelten Kurvenverläufe für die Bruchdehnung in % zeigen, dass die Werte mit zunehmendem rekristallisierten Anteil RX zunächst wiederum ein Maximum im Bereich zwischen 20 und 40% erreichen und danach wieder abnehmen. Erstaunlich ist die Tatsache, dass die Bruchfestigkeitswerte trotz der kürzeren Glühzeit von 200 s (untere Kurve) bei einem rekristallisierten Anteil RX von etwa 40% noch immer besser sind, als die Werte bei längerer Glühzeit, wenn zuvor eine 100 %ige Rekristallisierung vorgenommen wurde. Dies bedeutet, dass die Glühzeit beim Formhärten verkürzt werden kann, wobei höhere Zugfestigkeitswerte erreicht werden als bei vorheriger 100 %iger Rekristallisation nach der konventionellen Prozessroute. Zudem wird auch beim Rekristallisationsglühen selbst eine Verkürzung der Glühzeit dadurch möglich, dass der Glühprozess früher beendet werden kann, nämlich dann, wenn der gewünschte Rekristallisationsgrad von beispielsweise etwa 20% oder etwa 40% erreicht ist.

Claims

PATENTANS P R ÜCH E
1. Verfahren zur Behandlung von Stahlband nach dem Kaltwalzen mit mindestens einer ersten Wärmebehandlung umfassend ein Rekristallisationsglühen sowie mit mindestens einer weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung umfassend ein Härten, dadurch gekennzeichnet, dass der Zeit-Temperatur-Verlauf bei der ersten Wärmebehandlung derart gewählt wird, dass nur eine teilweise Rekristallisation erfolgt und das durch die vorhergegangene Kaltverfestigung erzeugte längsgestreckte Gefüge teilweise erhalten bleibt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die weitere nachfolgende Wärmebehandlung eine Endwärmebehandlung ist, die ein Formhärten umfasst.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere nachfolgende Wärmebehandlung eine Umformung umfasst.
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere nachfolgende Wärmebehandlung eine Formgebung über ein formabbildendes Werkzeug umfasst.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass auf die weitere nachfolgende Wärmebehandlung ein Abkühlen über ein abkühlendes Medium oder über ein formabbildendes Werkzeug folgt.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die weitere nachfolgende Wärmebehandlung eine Erwärmung auf Austenitisierungstemperatur einschließt.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlband aus einem vergütbaren Stahl wärmebehandelt wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlband aus einem höchstfesten Stahl wärmebehandelt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass ein
Stahlband aus einem Stahl behandelt wird, der Mangan und/oder Bor als Legierungselement enthält.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlband aus 22MnB5 wärmebehandelt wird.
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Fliessverhalten des Werkstoffs bei einer nachfolgenden Umformung über bei der ersten Wärmebehandlung erhaltene richtungsabhängige Strukturanteile gesteuert wird.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass bei der ersten Wärmebehandlung ein Rekristallisationsglühen derart erfolgt, dass ein rekristallisierter Anteil im Gefüge von etwa 15% bis etwa 45%, vorzugsweise von etwa 20% bis etwa 40% erzielt wird.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur, vorzugsweise etwa 1% bis etwa 10%, besonders bevorzugt etwa 2% bis etwa 6% unterhalb der Rekristallisationstemperatur erfolgt.
14. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühzeit beim Rekristallisationsglühen gegenüber herkömmlichen Verfahren verkürzt wird und dadurch eine nur teilweise Rekristallisation erzielt wird.
15. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühzeit bei der weiteren nachfolgenden Wärmebehandlung gegenüber vergleichbaren herkömmlichen Verfahren verkürzt wird.
16. Für eine weitere Verarbeitung vorgesehenes Blechhalbzeug, dadurch gekennzeichnet, dass dieses eine Wärmebehandlung nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 15 erhalten hat.
17. Kraftfahrzeugbauteil, insbesondere Karosseriebauteil, dadurch gekennzeichnet, dass dieses aus einem Blechhalbzeug gemäß Anspruch 16 hergestellt wurde.
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