Teilprojekt B2: Kaltumformung und Werkstoffanwendung

Prof. Dr.-Ing. G. Hirt (Institut für Bildsame Formgebung, RWTH Aachen University)

B2
B2 Warm- und Kaltumformung
Als wichtiges Ziel der zweiten Antragsphase wurde die bereits entwickelte Herstellungsroute (Blockgießen, Homogenisieren, Schmieden, Warm- und Kaltwalzen, Schlussglühung) an die neuen aluminiumhaltigen hochmanganhaltigen Stähle angepasst und der Nachweis erbracht, dass diese Stähle mit der angepassten Prozessstrategie hergestellt werden können. Die hergestellten Bleche wurden gemeinsam mit den Projektpartnern im Bereich C umfassend charakterisiert und mit dem durch Bandgießen in TP B6 herge­stellten Bandmaterial verglichen. Da durch Bandgießen ähnliche Eigenschaften bei einer deutlich verkürzten Prozesskette erreicht wurden, wird sich die Materialherstellung in der dritten Phase auf das Bandgießen (B6) konzentrieren, während sich das vorliegende Projekt der Kaltumformung und Werkstoffanwendung widmen wird. Als Vorarbeiten für die dritte Antragsphase und zur Bewertung der Leistungsfähigkeit der im SFB entwickelten hochmanganhaltigen Stähle wurde eine Crashbox als Anwendungsbeispiel ausgewählt.

 

 

 

 

 

 

 

B2 Werkstoffanwendung
B2 Werkstoffanwendung
Durch die Entwicklung einer Herstellroute basierend auf Walzen, Glühen, Biegen und Laserschweißen, war es möglich, Crashboxen herzustellen, ihr Energieabsorptionsvermögen zu beurteilen sowie nachzuweisen, dass eine prädiktive Modellierung des Crashverhaltens möglich ist. Vorarbeiten zur lokalen Wärmebehandlung zeigen zudem, dass sich Deformationsmechanismen in hochmanganhaltigen Stählen gezielt einstellen lassen, so dass sich die Möglichkeit eröffnet, beim Crash die Verformung und Energieabsorption zu steuern. Im nächsten Förderzeitraum soll der Schwerpunkt weiter auf die Anwendung, d.h. auf die Blechumformung und die Gestaltung von dünnwandigen, crashrelevanten Strukturen gerichtet werden. Neue Stähle können in der Anwendung, beispielsweise in der Automobilindustrie nur dann eingesetzt werden, wenn Ihre Umform- und Crasheigenschaften in der Simulation vorhergesagt werden können. Zu diesem Zweck werden die Umformbarkeit, die Rückfederung und das Crashverhalten untersucht. Zur Modellierung werden die physikalisch-basierten Materialmodelle aus Projekt A7 eingesetzt und nach Bedarf weiterentwickelt. Hiermit soll eine Vorhersage des Verhaltens bei Blechumformung und Crash ermöglicht werden.

 

 

 

 

 

 

 

Ziele der 3. Projektphase

Rückfederungsverhalten

Bleche aus hoch Mangan Stählen zeigen eine starke Rückfederung im Anschluss an Umformoperationen (Abbildung 4). Dieses Verhalten soll anhand von Hutprofil- und V-Biegeversuchen unter Berücksichtigung des Einflusses von Legierungsdesign, Halbzeugeigenschaften und technologischen Maßnahmen, wie z.B. der Niederhalterkraft und dem Überbiegen, analysiert werden. Als zusätzliche Einflussgröße haben die komplexen mikrostrukturellen Änderungen von manganreichen Stählen bei der Umformung Auswirkungen auf das Rückfederungsverhalten. Zur Aufklärung der Kompensation der Rückfederung werden daher zusätzlich zu den Grundversuchen hochauflösende Mikroskopieverfahren

 

Auffederung von HMnS im Vergleich zu Tiefziehstahl bei gezogenen Hutprofilen
Auffederung von HMnS im Vergleich zu Tiefziehstahl bei gezogenen Hutprofilen

Umformbarkeit

Manganreiche Stähle weisen bei mehrachsiger Beanspruchung eine schlechtere Umformbarkeit auf, als bei einachsiger Beanspruchung im Zugversuch. Da industriell eingesetzte Umformverfahren aber vor allem durch mehrachsige Beanspruchung und sich ändernde Belastungspfade gekennzeichnet sind, erschwert das komplexe Verformungsverhalten manganreicher Stähle die Auslegung solcher Blechumformprozesse.

Zur Charakterisierung des Umformverhaltens manganreicher Stähle unter mehrachsigen Umformbedingungen sind daher Tiefziehziehversuche mit Kreuznapfwerkzeugen und begleitende numerische Simulationen geplant.

Der Tiefziehversuch mit dem Kreuznapfwerkzeug ermöglicht es, die Umformbarkeit von Tiefzieh­werkstoffen anhand der erreichten Umformtiefe zu untersuchen. Kann die Geometrie bis zu einer Ziehtiefe von 60mm fehlerfrei hergestellt werden, wird die Kantenlänge der quadratischen Ausgangsplatine stufen­weise erhöht, bis ein Versagen auftritt. Besonders bei hochfesten Stählen erlaubt der Kreuznapf-Tiefziehversuch die anwendungsnahe Charakterisierung der Umformbarkeit, die sich aus einachsigen Zugversuchen nicht bestimmen lässt.

(a) Kreuznapf-Werkzeug des IBF (b) Gezogener Napf (c) FEM-Simulation
(a) Kreuznapf-Werkzeug des IBF (b) Gezogener Napf (c) FEM-Simulation

Crashverhalten

Fallturmversuch
a) Fallturmversuch mit hexagonaler Crashbox, (b) Gestauchte Crashbox aus X30MnAl23-1 nach dynamischem Fallturmversuch, (c) Simulation des Crashs mit dem Johnson-Cook Materialmodell

Manganreiche Stähle besitzen aufgrund ihrer außergewöhnlichen Kombination von Zugfestigkeit und Bruchdehnung nominell ein hohes Energieabsorptionspotenzial, welches sie als potentiellen Werkstoff für crashrelevante Bauteile im Automobil qualifiziert. Allerdings werden die verfügbaren Bruchdehnungen von bis zu 70% beim Crash dünn­wandiger Strukturen nicht ausgeschöpft. Im Falle von hexagonalen Crashboxen im Fallturmversuch erfährt das Blech lokal nur relativ geringe Biege­dehnungen, so dass ein DP800 Stahl die gleiche eingebrachte kinetische Energie mit geringerem Ver­formungs­weg aufnehmen kann. Um manganreiche Stähle für crashrelevante Leichtbaustrukturen vorteil­haft anwenden zu können, müssen Maßnahmen wie ein angepasstes Legierungsdesign, die Einstellung einer maßge­schnei­derten Mikrostruktur mit erhöhter Streckgrenze oder auch eine Optimierung des Designs der Crashbox ergriffen werden, so dass ein definiertes Verformungsverhalten mit maximaler Energie­aufnahme erreicht wird. Begleitend zu der experimentellen Untersuchung des Crashverhaltens wird der Crash-Versuch unter Zuhilfenahme des physikalisch-basierten Modells aus TP A7 sowie unter Berücksichtigung der Stapelfehlerenergie simulativ abgebildet (Abbildung 6).

 

Ergebnisse der 2. Projektphase

Bereitstellung von Warm- und Kaltband

Die Erweiterung der Prozesskette Warmwalzen durch die Inbetriebnahme eines Inertgasofens und die Installation von Rollgängen zwischen Ofen und Walzwerk führte zu einer Steigerung der Gussblockgröße und somit zu einem höheren Durchsatz bei gleichzeitig gleichbleibender Halbzeugqualität. Die Charakterisierung der Oxidationsschicht des Warmbandes mithilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse (ESMA) zeigte, dass durch die Verwendung des Inertgasofens sowie die Einstellung optimaler Homogenisierungsbedingungen, die Seigerungen und Randentkohlung auf ein Minimum reduziert werden konnten.

ESMA line scans an (links) X30MnAl23-1 und (rechts) X60MnAl17-1 Proben (Dicke: 1,5 mm). Nach 25 µm Tiefe sind beide chemischen Zusammensetzungen homogen.
ESMA line scans an (links) X30MnAl23-1 und (rechts) X60MnAl17-1 Proben (Dicke: 1,5 mm). Nach 25 µm Tiefe sind beide chemischen Zusammensetzungen homogen.

Die Dickenreduktion auf 0,8 mm beim Kaltwalzen konnte bei bandgegossenen Bändern aus TP B6 aufgrund ihrer dendritischen Mikrostruktur nicht im gleichen Verfahren realisiert werden wie beim konventionell hergestellten Band. Um äquivalente Eigenschaften des Katbandes aus der Bandguss-Prozessroute zu erhalten, sind die Einhaltung der Umformgrenzen (ca. 60%) und eine Nachbehandlung notwendig.

 

Eingangsdaten für die Simulationen

Mithilfe von Zylinderstauchversuchen und Spannungsrelaxationsversuchen wurden die Fließeigenschaften sowie die dynamische und statische Rekristallisation untersucht und die Modelle zur Beschreibung der Gefügeentwicklung während des Warmwalzprozesses kalibriert. Durch die Entwicklung einer neuen mathematischen Methode zur Kompensation der adiabatischen Erwärmung während des Stauchens konnten Artefakte in den Fließkurven vermieden werden, die bisher bei der Interpolation der Fließkurve aus Daten von Stauchversuchen bei zwei unterschiedlichen Temperaturen entstanden. Neben den experimentell bestimmten Materialkennwerten mehrerer hoch Mangan Stähle für die genaue numerische Simulation und Modellentwicklungen zur Beschreibung des Warmwalzprozesses, wurden die aus ab initio Berechnungen und thermodynamischen Datenbänken (TP A2 und A3) verfügbaren Stoffwerte eingesetzt.

 

Modellbildung entlang der Prozesskette Halbzeugherstellung

Zur Auslegung von Warmumformprozessen wurden Gefügemodelle eingesetzt, die die dynamische und statische Rekristallisation (DRX, SRX) sowie das Kornwachstum nach einer Warmumformung berücksichtigen. So konnte die Gefügemodellierung für eine Laborwalzung mit drei Warmwalzstichen erfolgreich zur Vorhersage von Walzkräften und der finalen Korngröße angewendet werden.

ESMA line scans an (links) X30MnAl23-1 und (rechts) X60MnAl17-1 Proben (Dicke: 1,5 mm). Nach 25 µm Tiefe sind beide chemischen Zusammensetzungen homogen.
ESMA line scans an (links) X30MnAl23-1 und (rechts) X60MnAl17-1 Proben (Dicke: 1,5 mm). Nach 25 µm Tiefe sind beide chemischen Zusammensetzungen homogen.

Um eine konsistente Kopplung des Modells der Gefügeentwicklung und der Modelle aus TP A7 zu ermöglichen sind semi-empirische Modelle zur Beschreibung der Gefügeentwicklung durch physikalisch basierte Modelle ersetzt worden. Die gängigen Fließspannungsmodelle führten zu Fehlern bei der Ermittlung des Beginns der dynamischen Rekristallisation, mittels des Poliak-Jonas-Kriteriums. Aus diesem Grund musste eine konsistente Modellformulierung zur Beschreibung der Fließspannung entwickelt werden.

Untersuchungen ergaben, dass auf der Avrami-Kinetik basierende Gefügemodelle zur Beschreibung der statischen Rekristallisation Instabilitäten bei der Vorhersage mehrstufiger Warmumformprozesse (Umformstufen >5) verursachen, bei denen teilrekristallisierte Zustände auftreten. Zur Beseitigung dieser Instabilitäten ist eine ortsaufgelöste Modellierung der statischen Rekristallisation mit der Phasenfeldmethode nötig, bei der rekristallisierte und nicht rekristallisierte Körner separat behandelt werden. Als Ausgangszustand für die Modellierung der SRX mit der Phasenfeldmethode diente ein repräsentatives Volumenelement auf Kornebene, für welches die beim Walzen eingebrachte Deformation mit dem Kristallplastizitätz-FEM Modell aus TP A7 berechnet wurde. Mit dem resultierenden 2D Modell konnte die Korngröße nach der SRX bereits gut abgebildet werden, während zur quantitativ richtigen Beschreibung der Rekristallisationskinetik mit der Phasenfeldmethode ein 3D Modell notwendig ist.

Ortsaufgelöste Simulation der statischen Rekristallisation nach Warmumformung
Ortsaufgelöste Simulation der statischen Rekristallisation nach Warmumformung

Ziele der 2. Projektphase

B2 Warmumformung
B2 Warmumformung
Die Legierungsentwicklung von hochfesten Stählen für den Leichtbau hat in den letzten Jahren hochfeste Stahlgüten mit hohen Gehalten an Mangan und Zusätzen von Aluminium und Silizium hervorgebracht. Bei diesen Legierungskonzepten werden die mechanischen Eigenschaften in erster Linie durch die Zusammensetzung eingestellt. So wird über die Legierungselemente die Stapelfehlerenergie ein­gestellt, die die Aktivierung von Verformungs­mechanismen wie TRIP (TRansformation Induced Plasticity) und TWIP (TWinning Induced Plasticity) bestimmt und den Stählen gleichzeitig zur hohen Festigkeit ein hohes Umformvermögen verleiht. Die Legierungsentwicklung erfolgt somit zwar bereits unter konsequenter Ausnutzung metallphysikalischer Phänomene, allerdings wird noch immer durch Trial-and-Error die Legierungszusammensetzung solange verändert bis sich verbesserte Eigenschaften einstellen. Im beantragten SFB sollen am Beispiel des Dreistoffsystems Fe-Mn-C neue, modellgestützte Werkzeuge der Legierungsentwicklung geschaffen werden. Durch enge Verzahnung ingenieurwissenschaftlicher Fragestellungen mit ab-initio Methoden sollen anwendungsrelevante Eigenschaften auf metallphysikalische Phänomene zurückgeführt und langfristig auch modellgestützt optimiert werden.

 

Die gesteckten Ziele des Teilprojektes B2 sind die Versorgung der anderen Teilprojekte mit Versuchsmaterial und die Prozessentwicklung für die Warmumformung.

Materialherstellung

Abb.1: Schmieden eines Blocks in der Anlage des IBF
Abb.1: Schmieden eines Blocks in der Anlage des IBF

 

In der Materialverteilung steht B2 in einer Linie mit B1, von dem es die gegossenen Blöcke erhält, umformt (z.B. Schmieden, Warmwalzen, Kaltwalzen) und auf Anfrage verteilt. Zusätzlich zum beantragten Warmwalzen wird das Material zunächst homogenisiert, da sich dieser Schritt aufgrund von Seigerungen im Gusszustand als notwendig erwiesen hat. Die Homogenisierung erfolgt in den Schritten Trennen – Schmieden – Walzen. Das Trennen beinhaltet das Entfernen von Inhomogenitäten im Kopf- und Fußbereich des Gußblockes. Dazu werden am Kopf ca. 30cm und am Fuß 10-15cm abgesägt damit Lunker bzw. Verwirbelungen die Materialqualität nicht beeinflussen können. Der nachfolgende Schmiedeprozess wird durch Anschweißen einer Angel (Rundzylinder), die vom Schmiederoboter gegriffen werden kann, sodass kein Versuchsmaterial verloren geht, vorbereitet. Der etwa 50cm lange Block (14*14*50 cm3) wird im Ofen auf 1150 °C aufgeheizt, vom Roboter an der Angel entnommen und in die Presse gegeben, wo er in drei Überschmiedungen auf eine Größe von ca. 5*16*120 cm3 geschmiedet wird. Die Oberfläche verfärbt sich durch Verzunderung vom silber-grau des Gußblockes zu schwarz-grau beim Schmiedestück. Die Verzunderung (Bildung einer Oxidschicht) ist gerade bei hochmanganhaltigen Stählen sehr ausgeprägt. Diese Schicht platzt beim Schmieden und Abkühlen teilweise schuppenförmig ab.

 

Abb.2: Warmwalzen eines Blechs
Abb.2: Warmwalzen eines Blechs
Durch Abtrennen der Angel mitsamt eines kleinen Teils des Materials wird der Block für die Weiterverarbeitung vorbereitet und gleichzeitig mögliche Restlunker entfernt. Des weiteren wird der Block in meist 4 Walzblöcke zerteilt und der Glühbehandlung zugeführt. Dazu werden die Walzblöcke erneut auf 1150 °C aufgeheizt und 5 Stunden lang geglüht. Nach dem Abkühlen an freier Atmosphäre ist die Homogenisierung abgeschlossen. Zum Walzen wird der Walzblock erneut auf 1150 °C erwärmt, wobei die Temperatur für etwa 10 Minuten gehalten wird, um das Material zu durchwärmen (= gleichmäßige Temperatur über das gesamte Volumen). Nun muss der Block mittels Zange von Hand aus dem Ofen entnommen und in das Walzwerk eingelegt werden. Nach jedem Stich (Walzvorgang) wird das Werkstück im Ofen wieder auf Temperatur gebracht. In 10-15 Stichen wird durch das Warmwalzen zwischen zwei Arbeitswalzen (Duo-Anordnung) die Dicke von 50 auf ca. 2 mm reduziert.
Abb.3: Warmwalzen eines Blechs - Blick auf den Walzspalt
Abb.3: Warmwalzen eines Blechs - Blick auf den Walzspalt
Die beabsichtigte Zieldicke des Bleches wird durch eine Wiederholung des Walzens, eines so genannten Stiches, erreicht. Die Anzahl der Stiche wird durch die mögliche Höhenabnahme pro Stich bestimmt. Diese wird im Wesentlichen durch zwei Faktoren limitiert: die Greifbedingung und die maximale Walzkraft. Die Greifbedingung ist nicht erfüllt, wenn das Verhältnis von Walzstück zu Walzspalt zu hoch ist. In diesem Fall können die Walzen das Material aufgrund zu geringer Reibung nicht „greifen“. Die Walzkraft ist durch das Walzgerüst bestimmt. Wenn die Dickenabnahme pro Stich zu hoch ist, kann die Walzkraft zu groß werden.

 

Die warmgewalzten Produkte sind mit einer Oxidhaut aus teilweise eingewalzten Zunderschichten bedeckt. Durch Einsatz eines Zunderwäschers (Wasser mit Hochdruck) vor dem Walzen kann eben dieses Einwalzen minimiert werden. Durch Glasperlstrahlen vor dem Kaltwalzen werden Zunderschichten entfernt, die sich durch das Abkühlen während der einzelnen Stiche bilden.Da beim Kaltwalzen der dünneren Bleche aufgrund der höheren Festigkeiten des Werkstoffes bei Raumtemperatur höhere Spannungen zur Umformung nötig sind, wird die Kontaktfläche zwischen Walze und Walzgut durch den Einsatz kleinerer Walzen minimiert. Mit sinkendem Walzendurchmesser erhöht sich die Walzendurchbiegung aufgrund der sinkenden Steifigkeit der Walzen. Durch die Verwendung so genannter Stützwalzen oberhalb bzw. unterhalb der jeweiligen Arbeitswalzen, also Walzen mit größerem Durchmesser zur Unterstützung der Arbeitswalzen (Quarto-Anordnung), wird der Durchbiegung entgegen gewirkt.

Prozessentwicklung

Die Prozessentwicklung gliedert sich in zwei Bereiche, die numerische Simulation und die physikalische Simulation. Die numerische Simulation versucht anhand mathematischer Gleichungen einen realen Umformprozess mit möglichst hoher Genauigkeit nachzubilden und zu analysieren. Dadurch soll das Verständnis über den Ablauf des Prozesses und die resultierenden Produkteigenschaften verbessert werden. Um diese Simulation erstellen zu können werden Kennwerte benötigt. Diese erhält B2 teils von Projektpartnern oder aus der Literatur (z.B. Wärmekapazität, Wärmeleitung, Dichte), teils aus selbst durchgeführten Prinzipversuchen.
Solche Prinzipversuche werden zur Ermittlung der Strahlungszahl und des Wärmeübergangs sowie zur Bestimmung der Fließspannung angewandt. Die Fließspannung ist ein zentrales Element zur Beschreibung des Werkstoffverhaltens während der Umformung, da sie die benötigten Spannungen zur plastischen Umformung beschreibt. Sie wird über isotherme Stauchversuche ermittelt. Um die gleiche Temperatur von Materialprobe und Werkzeug (Stempel) zu gewährleisten, wird die Versuchsanordnung im Ofenraum aufgebaut. Die zylindrischen Proben sind mit Schmiertaschen an den Stirnflächen ausgestattet, um Reibungsfreiheit während des Versuchs zu erreichen. Die zur Analyse variierten Parameter sind Temperatur und Umformgeschwindigkeit, gemessen werden Kraft und Weg. Aus diesen Werten werden Spannung (Fließspannung kf) und Dehnung (ε) berechnet.
In der physikalischen Simulation werden Versuche im Labormaßstab durchgeführt, um im Modellmaßstab den Realversuch abzubilden. Die Werkstoffeigenschaften werden durch die chemische Zusammensetzung und die Geschichte des Werkstoffs beeinflusst. Hierzu zählen vor allem die Temperatur- und Zeitverläufe sowie die Art der Umformung. Aus den im Modellversuch gewonnenen Erkenntnissen lassen sich durch Ähnlichkeitsmodelle Werte für den industriellen Maßstab analog bestimmen. Dazu zählt neben dem Einfluss der Parameter auf die Kräfte während der Umformung auch der durch die Umformparameter eingestellte Werkstoffzustand wie z.B. die Mikrostruktur.

Ergebnisse

Die Herausforderungen des Projekts liegen vor allem in der Herstellung und Charakterisierung der hoch legierten Werkstoffe, die eine außergewöhnlich hohe Verfestigung bei mechanischer Beanspruchung zeigen. Zur Ermittlung des Werkstoffverhaltens während der Umformung werden Fließkurven ermittelt. Dazu werden Stauchversuche bei erhöhten Temperaturen, wie sie etwa für die Warmumformung relevant sind, durchgeführt. Ziel ist eine Beschreibung des Werkstoffverhaltens, um physikalische wie numerische Simulation des Warmumformprozesses durchführen zu können.
Die Diagramme zeigen das Werkstoffverhalten von zwei unterschiedlichen Fe-Mn-C Legierungen mit 23% Mangan und 0,3 bzw. 0,6% Kohlenstoff. Bei niedrigen Temperaturen der Warmumformung (700 °C) ähnelt das Fließverhalten dieser Legierungen dem üblichen austenitischen Chrom-Nickelstahl X5CrNi 18-10 (AISI 304 / 1.4301). Ein Einfluss des Kohlenstoffs ist zu erkennen, bei einer Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes steigt die Fließspannung leicht an. Bei einer Temperatur von 1200°C sind die gemessenen Fließspannungen der beiden Fe-Mn-C Legierungen niedriger als diejenigen des Vergleichswerkstoffes und ein Einfluss des Kohlenstoffgehalts nicht mehr erkennbar. Bei höheren Temperaturen steigt die Differenz zwischen den Fließkurven der Fe-Mn-C Legierungen und des Vergleichsstahls 1.4301.

Umformgrad 700°CUmformgrad 1200°C

Dies hat zur Folge, dass in industriellen Warmumformprozessen, wie z.B. Warmwalzen, diese Fe-Mn-C Legierungen trotz ihrer herausragenden Eigenschaften bei Raumtemperatur bei geringeren Kräften als Cr-Ni-Stähle warmgeformt werden können. Dies wird zudem durch ein Absinken der Fließspannung dieser Fe-Mn-C Legierungen um den Faktor 4-6 bei einer Temperaturerhöhung von 700 auf 1200 °C unterstützt.

 

Die Arbeit des TP B2 wurde zu einer kurzen Sequenz als Online-Vorlesung auf YouTube aufbereitet: