Post on 16-Mar-2020
transcript
Skalierte Spindichte von kubisch-raumzentriertem Eisen mit Majoritätselektronen in rot und Minoritätselektronen in blau
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Evaluation der verschiedenen quantenchem. Verfahren• Untersuchung der chem. Bindungssituation• Abschätzung des (strukturellen) Zusammenhangs Fe-Mn-C und der chem.-physikal. Eigenschaften
• Optimierung der Strukturmodelle• halbquantitative Eigenschaftsanalyse als Funktion vonBindungsstärke und Magnetismus
• Extraktion makroskop.-thermochem. Größen unter Einschluß von Substitutionseffekten
• exakter Einfluß der elektronischen Korrelation
• Chemisches Verständnis der chemisch-physikalischen Eigenschaften als Funktionder Elektronenstruktur
• Quantitative Beschreibung der chemischenBindungssituation
• Halbquantitative Vorhersage unbekannterSysteme und ihrer Eigenschaften ohnedetaillierte Berechung der elektronischenStruktur
Quantenchemieab initio-Quantenchemie des Systems Fe–Mn–C
Univ.-Prof. Dr. rer. nat. Richard Dronskowski
A1
A2: strukturelle Modelle, chem. Eingrenzung der Systeme, Defekt-energien
A3/A4/A6/A7: ab initio-Enthalpien für T = 0 K und Bindungsanalyse
A6: interatomare Potentiale
B2/B3: atomistische Deutung makros-kopischer Daten
C1/C3/C4: atomist. Strukturmodelle inkl.Enthalpien
A2: strukturelle Modelle, chemischeEingrenzung der Systeme
Strukturdaten-banken/A5: kristallographische Parameter der Legierungen
B1: Strukturdaten und Phasen-zusammensetzung
C1: experimentelle Stapelfehlerenergie,Strukturmodelle
Quantenchemie: Pseudopotentiale, Allelektronenver-fahren, Basissätze, DichtefunktionaleGruppenexpertise: spezielle Auswahl der relevanten Systeme
Met
hode
n
• DFT-Gesamtenergierechnungen (Pseudopotentiale und besser)
• Umrechnung in makroskopische Enthalpien (Phasengrenzen, Stapelfehler, etc.)
• COHP-basierende Bindungsanalysen • teilweise Car–Parrinello-Molekulardynamik• hochgradig korrelierte (wellenfunktionen-
basiert, jenseits DFT) Modellrechnungen fürausgewählte Modellsysteme
Inha
lt
• Voraussetzungsfreie Analyse des Zusammen-hangs zwischen der chem. Zusammensetzungund den chem.-physikal. Eigenschaften von(hypothetischen) Fe–Mn–C-Stählen.
• Schwerpunkt der Aktivitäten liegt auf der chemischen Konstitution bzw. Konfigurationund zunächst temperaturunabhängigenPhänomenen zur Entwicklung eines spinabhängigen atomaren Bindungsmodells.
In Out
Voraussetzungsfreie Elektronenstruktur und chemische Bindung vonkubisch-raumzentriertem Eisen in nichtspinpolarisierter Darstellung
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Temperaturabhängige Gleichgewichtsphasen für ternäres Bulk-System Fe-Mn-C sowie Aktivierungs-energien von Phasenumwandlungen
• Stapelfehlerenergien für Fe-Mn-C mit schrittweiserBerücksichtigung von Magnetismus, anharmonischenSchwingungsbeiträgen und Legierungsunordnung
• Atompositionen und chem. Zusammensetzung von Grenzflächen, Grenzflächenenergien zwischen festen Phasen
• Anisotropie der fest-flüssig Grenzflächen-energie (empirische Potentiale und ab initioMethoden)
• Bildungsenergien ausgedehnter Defekte (Versetzungen, Korngrenzen, Stapelfehler)
• Berechnung der Kinetik von Defekten
• Berücksichtigung zusätzlicher Fremdatome
Ab-initio Thermodynamik und KinetikAb-initio Berechnung freier Enthalpien, Stapelfehler- und
Grenzflächenenergien bei endlichen Temperaturen
Prof. Dr. J. Neugebauer / Dr. T. Hickel
A2
Allg.: Hinweise auf kritische und/oderexp. schwer zugängliche Effekte und Mechanismen, die ein Verständnis auf atomarer Skala erforderlich machen
A1: Strukturdaten für Fe-C für T = 0KB1: chem. Zusamm-setzung der ProbenC1: HR-TEM-Bilder von Stapelfolgen und Korngrenzen (inkl.Defokussierung)
Met
hode
n
• Dichtefunktionaltheorie mit Pseudopoten-tialen, ebenen Wellen und projector augemented Wellen• Quasiharmonische Näherung (Schwingungs-entropie) + Cluster expansion (Konfigurations-entropie) zur Berechnung von freien Energien • Konzept der verallgemeinerten Stapelfehler-energie → Reaktionspfade und –barrieren
Inha
lt
• Ab-initio Berechnung ausgewählter / durch Experimente vorgegebener Schlüsselprobleme zum System Fe-Mn-C• Multiskalenansatz zur thermodynamischen Beschreibung aller relevanten Phasen• Paramterfreie Ermittlung von Struktur, Energetik und Kinetik augedehnter Defekte (Stapelfehler, Grenzflächen, Versetzungen)
In
(temp.-abh.) ab-initio Daten:
A3, A4: freieEnthalpie für (meta)
stabile Phasen A4: Energie und
Anistropie von Kleinwinkelkorn-
grenzenA5,A6,A7:Stapel-
fehlerenergienA6:Gitterstrukturen, Grenzflächen- und,
Defektenergien C1:Atompositionen
und chemischeZusammensetzg. an Grenzflächen
<112>
<001
>
400 600 800 T[K]
F [m
Ryd
/ato
m]
-5
-10
-15
-20
-25Exp. (CALPHAD)
GGALDA
0 200 400 T[K] 800
100
101
a/a e
q,T
=0
,p=
0[%
]
F [mRyd/atom]1.5
1.0
0.5
0.0
Verallgemeinerte Stapelfehlerenergie:
Energiedifferenz bei relativer Verschiebung zweier Volumennetzebenen
Aluminium ab initio:Temperaturabhängigkeit
der freien Energie [→] und der Gitterausdehnung [↓]
0
Schematische Darstellung
Out
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Entwicklung einer vollständigen, hochwertigen, thermodynamischen Beschreibung des SystemsFe–Mn–C, basierend auf ab initio-Berechnungen
• Die Beschreibung soll sowohl stabile als auch metastabile Zustände beinhalten
• Die Beschreibung wird u.a. für Berechnungen zu diffusionskontrollierten Festphasenumwandlungen benutzt
• Entwicklung einer hochwertigen thermodynamischen Beschreibung für hoch- und niedriglegierte Stähle mit mehreren Legierungs- und Spurenelementen auf Grundlage von ab initio-Berechnungen
• Berechnungen zu Festphasen-umwandlungen für ausgewählte Zusammensetzungen (Stähle)
Thermodynamik Thermodynamik im System Fe–Mn–C
Bengt Hallstedt (Ph.D.) und Prof. Jochen M. Schneider (Ph.D.)
A3
A4: Schmelz-enthalpien, Steigung Liq., Sol.
A5: Thermodyn. Daten, Phasen-stab., TCurie, TNeel
A7: SFE
B1: Schmelz-enthalpien, Steigung Liq., Sol.
B4: C-Löslichkeit in kfz
C4: Phasenstab.
C5: Phasenstab., SFE
A1: Enthalpien (ab initio, T=0)
A2: GibbsEnergien für stabile und metastabilePhasen (T>0), SFE
B1: Chemische Zusammensetzung der Phasen
C1: Phasen und deren Zusammen-setzung, SFE
C5: Phasenanteile, SFE
Met
hode
n
• Die thermodynamische Auswertung erfolgt nach der Calphad-Methode, basierend auf ab initio-Berechnungen der Phasenstabilitäten
• Phasendiagramme, thermodynamische Daten und Phasenstabilitäten werden mit Thermo-Calc aus der neu entwickelten Beschreibung berechnet
• Diffusionskontrollierte Phasenumwandlungen werden ansatzweise mit DICTRA simuliert
Inha
lt
• Entwicklung einer vollständigen thermodynamischen Beschreibung des Systems Fe–Mn–C
• Ein besonderes Augenmerk liegt auf den relativen Stabilitäten der krz-, kfz- und hexagonalen Phasen
• Berechnung von T0, TNeel, TCurie und Stapelfehlerenergien (SFE)
In OutDas Phasen-diagramm Fe–Mn
Das Phasendiagramm Fe–Mn–C bei 1100°C
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
Das kurzfristige Ziel (1-4 Jahre) in Teilprojekt A4 besteht in der Entwicklung eines Phasenfeldansatzes für ternäre Legierungen, der erlaubt, simulationsgestützt vorher-zusagen, unter welchen prozessführenden Parametern welche primäre Mikrostruktur erstarren wird sowie wie stabil diese gegenüber Parametervariationen ist. Damit werden sich auch Aussagen über die Position der Seigerungsfront treffen lassen. Diese Untersuchungen werden durch makroskopische Rechnungen mit einem einfachen VAT Ansatz unterstützt werden.
Das langfristige Ziel (5-12 Jahre) im Teil-projekt A4 besteht in der Entwicklung eines systematischen Mehrskalenansatzes, der Nukleationskinetik und Wachstumskinetik im Materialsystem Fe-Mn-C physikalisch kon-sistent erfasst, ebenso wie die sekundäre Gefügeumwandlung, so dass sukzessive auch Aussagen über zu erwartende Austenit-korngrößen getroffen werden können.
PhasenfeldsimulationPhasenfeldsimulation der mikroskopischen Erstarrungsstruktur
am System Fe-Mn-C
Univ.-Prof. Dr.-Ing. Heike Emmerich
A4
A5: Existenzbereiche Carbid-ausscheidungen
A6 und B4: Phasenverteilungen und Lösungsgehalt an den Korngrenzen
B1: Position der Seigerungsfront
C6: potentielle Ausscheidung
A1: Freie Enthal-pien (Gi) bei T=0 K
A2: Temperaturab-hängigkeiten von Gi‘s, Anisotropien der fest-flüssig Grenzflächen-energien
A3: thermodyn. Daten, Steigung relevanter Liquidus-und Soliduslinien, globale Partitionierungs-koeffizienten
B1: Nennkonzen-trationen, Grenz-flächenenergien
C1: Dendritenarm-abstand, Konzentrations-profile
Met
hode
n
• Phasenfeldsimulation – für die Vorhersageder primären Erstarrungstruktur in Abhängig-keit der Prozessparameter auf einer mikro-skopischen Skala.
• Volume Averaging - für die Vorhersage derLage der Seigerungsfront. In
halt
• In diesem Teilprojekt soll ein quantitativerPhasenfeld Modellansatz für die Erstarrungbinärer Legierungen unter Berücksichtigungvon Schmelzkonvektion auf ternäre Legierun-gen erweitert und an das Materialsystem Fe-Mn-C angepasst werden.
• Sukzessive wird dieser Ansatz auch aufsekundäre Gefügeumwandlungen erweitertwerden.
In OutMehrphasige Erstarrungsmikrostrukturenbasierend aufPhasenfeldsimulationen
Mechanismus
SLIP
TRIP
zune
hmen
deSF
E
Mn, % C, %
bere
chne
teS
FE, J
/m2
TWIP
Mechanismus
SLIP
TRIP
zune
hmen
deSF
Ezu
nehm
ende
SFE
Mn, % C, %
bere
chne
teS
FE, J
/m2
TWIP
0
20
40
60
80
100
900 1000 1100 1200 1300 1400 1500
Temperatur (°C)
Bru
chei
nsch
nüru
ng, Z
(%) Fe-9%Mn-0.9%C
Fe-16%Mn-0.8%CFe-23%Mn-0.6%C
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Vorhersage der Verformungsmechanismen von Fe-Mn-C-Legierungen auf Basis von thermodynamischen Daten und magnetischem Übergang
• Empfehlungen für Legierungszusammensetzungen zur experimentellen Überprüfung und zur Prozessentwicklung
• Ermittlung der Prozessparameter für die Weiterverarbeitung von Gussblöcken
• Erweiterung der für das System Fe-Mn-C entwickelten Modellierung auf andere Legierungssysteme
• Neue Legierungskonzepte können in Bezug auf Verformungsmechanismus und mechanische Eigenschaften gezielt entwickeltwerden
Mechanismenkarte Legierungs- und Prozessdesign mit Mechanismenkarten
Univ. Prof. Dr.-Ing. Wolfgang Bleck
A5
alle: Definition der chem. Zus. der interessanten Fe-Mn-C Legierungen
A1: kristallograph-ische Parameter der Legierungen
A3, C4: exp. Daten von Phasen-umwandlung, Karbidausscheidung
B2: Prozessfenster für Gussblock-verarbeitung
A7, B2, B3, C1, C2, C4, C6: Mechanismenkarte
C1-C6: Wärme-behandelte Blechproben
A2: Aktivierungs-energien und berechnete SFE
A3: Thermodynam. Daten
A4: Existenzbereiche Karbidausscheidung
B1, B2, B3: Proben-material
C1: Gefügedaten, exp. ermittelte SFE
C2: mech. Eig.
C3: Elastizitäts-modulwerte
C4: Rekristallisa-tionskinetik
C5: röntgenograph. bestimmte Phasenanteile, exp. ermittelte Defektdichte
Met
hode
n
• Berechnung des Existenzbereiches der Verformungsmechanismen des Fe-Mn-CSystems auf Basis von thermodynamischen Daten und Fließgesetzen
• Ermittlung von Kenngrößen für Phasenum-wandlungen und Ausscheidungen mitDilatometrieversuchen
• Heißzugversuche zur Charakterisierung der Rissempfindlichkeit bei hohen Temperaturen
Inha
lt
• Vorhersage der Verformungsmechanismen wie Phasenumwandlung, Zwillingsbildung und Gleitung als Funktion der Stapelfehlerenergie und Grenzflächendichte im Fe-Mn-C System
• Ermittlung von Mechanismenkarten für die Werkstoff- und Prozessentwicklung
In Out
Änderung des Verformungsmechanismusin Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung im Fe-Mn-CLegierungssystem
Mechanische Eigenschaften bei hohen Temperaturen;Gussstruktur von verschiedenen Fe-Mn-C Legierungen
Berechnete StapelfehlerenergienSFE = 2ρ(ΔGγ ε)+ 2σ
Messapparatur zur Ermittlung der mech.Eigenschaften bei hohen Temperaturen
ZieleigenschaftZ > 60%
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
Methodenentwicklung:
• Anpassung MD-Simulationen an Fe-Mn-C:Iteratomare Potentiale mit Berücksichtigungkovalenter Bindungsanteile, magnetischer Zustände
• Anpassung MD an beliebige Korngrenzen• MC-MS-Simulation: schnelle Alternative zu MD
Berechnungen:
• erste Mobilitäten, Energien, atomare Strukturen
• Ableitung aller Energien und Mobilitäten fürrealistische, anwendungs-relevante Fällemit Segregation, Triplelinien
• Härtung: Peierls-Potential, C-/Mn-Gehalt• Eigenschaften von fest-fest Phasengrenzen• dito, fest-flüssig Phasengrenzen• Baukastensystem zur Ermittlung der
Parameter in vorgegebenen Bereichen
GrenzflächenAtomare Struktur und Eigenschaften von Korngrenzen
Prof. Dr. rer. nat. G. GottsteinPD. Dr. rer. nat. V. Mohles
A6
Korngrenzmobilität,Triplelinienmobilität
an B4
Korngrenzenergie "interpoliert"
an B4, C4
Atomare Korngrenzstruktur
an C1
als Funktion der:
KG-Geometrie,Temperatur,Mn- / C- Gehalt,Segregation
Kräfte auf Atome(Force Matching)
Energien: Leerstellen, Atom-WW, Korngrenz-flächen, Versetzungskerne, Triplelinien, Stapelfehler, Segregation
als Funktion der Zusammensetzung/Segregation (A1) und Temperatur(A2)
Met
hode
n
• Molekulardynamik (MD)• Molekularstatik (MS)• Monte-Carlo-Simulationen (MC)• Modified Embedded Atom Model, Bond Order Potentials u.a.• Mobilitäten: mit bekannten Pseudokräften,Arrheniusplot für H, ν0, Vact• Grenzenergien: aus Gesamtenergie
Inha
lt
• Schaffung von MD-Potentialen für Fe-Mn-C• Aufschlüsselung der höchst vielfältigen Einflüsse (Geometrie, Junctions, Segregation, Partikel, Temperatur, ...) auf die Bewegung von Korngrenzen durch MD und MC-MS• Atomare Struktur und Sprünge• Korngrenzenergie• Korngrenzmobilität, Triplelinienmobilität
In Out
Korngrenzenergie
→ Geschwindigkeit(T)→ Mobilität(T)
Aktivierungsenthalpie Hund Vorfaktor
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Einbindung von Gradiententermen in die Kristall-Plastizitäts-FEM
• Implementierung der Zwillingsbildung
• Entwicklung eines Modells zur Gleitlokalisierung
• Entwicklung eines systematischen skalenüberbrückenden Ansatzes zur Modellierung der Mikromechanik von Mehrphasenwerkstoffen unter gezielter Einbindung von ab initio Daten als Modellparameter
Mikrostrukturmechanik Mikrostrukturmechanik und Grundlagen der Zwillingsbildung
Dr. rer. nat. F. Roters, PD Dr. rer. nat. M. Winning
A7
B2, B3: homogenisierte globale Fließorte
C2: Anisotropie
C3: mechanische Eigenschaften, E-Modul
C4: Texturdaten
C5: Eigen-spannungen
C6: Fliesskurven, Orte potentieller Schädigung
A1: ab initio Enthalpien
A2, A3: thermodyn. Daten (SFE)
A4: Phasenverteilung
A5: Mechanismenkarte
C1: SFE, Aufspaltungsweite der Partialversetzungen
C2: mechanische Eigenschaften
C3: lokale mech. Eigenschaften
C4: Texturdaten
C5: Eigenspannungen
Met
hode
n
• Physikalisch-basierte Ratenmodelle als konstitutive Plattform innerhalb einer Kristall-Plastizitäts-FEM bei der auch explizit Grenzflächenmechanik, kristallographischeGradiententerme auf Basis eines Nye-KrönerAnsatzes, planare Gleitlokalisierung, und die lokale Mikromechanik von Zwillingskeimbildung und Zwillingswachstum eingebunden werden können
Inha
lt
• Entwicklung mikromechanischer Modelle zur Behandlung der lokalen Mechanik im System Fe-Mn-C sowie der Verwendung solcher Modelle als Grundlage für phänomenologische Homogenisierungsmodelle, die auf makroskopischer Skala zur vereinfachten Vorhersage des makroskopischenUmformverhaltens herangezogen werden können.
In OutKristall-Plastizitäts-FEM-Simulation einesTiefziehversuches
Experiment Simulation
Kristall-Plastizitäts-FEM-Simulation einesScherversuches (50 %) unter Berücksichtigung der Korngrenze (Bikristall)
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Probenerzeugung für Modellvalidierungen derErstarrung und Umformung, chemisch reine und technisch reine Proben
• Ermittlung von Erschmelzungs- und Erstarrungsparametern
• Ermittlung von Diffusionskoeffizienten und Grenzflächenspannungen
• Prozessmapping der Erschmelzung und Erstarrung im System Fe-Mn-C
• Rapid Ingot Prozessmodell (RaIn)
• Beschreibung des Einflusses von Legie-rungs- und Fremdelementen, insb. Gase
• Erweiterung des Mappings auf andereLegierungen
• Erschmelzung und Versuchsblockerzeu-gung für erweiterte Legierungskonzepte
• Erweiterung Rapid Ingot Prozessmodell auf andere Legierungen
Erstarrungssimulation Experimentelle Simulation zur Erstarrung im System Fe-Mn-C
Prof. Dr.-Ing. Dieter Senk
B1
A1: Daten zu Struk-tur, Phasenzusam-mensetzung
A2: Daten zu Löslich-keit, Seigerung, Homogenisierung
A3: Phasenzusam-mensetzung, Seige-rungskoeffizienten, Diffusionskoeffi-zienten
A4: Nennkonzentra-tionen, Grenzflächen-spannungen, Diffu-sionskoeffizienten
B2: Modellwerkstoffe
C1: Modellwerkstoffe
C3: Modellwerkstoffe
alle: Definition Legierungszusam-mensetzung, Pro-bengeometrie, Ab-kühlgeschwindigkeit
A3: Daten zu Schmelzenthalpien, Steigungen der Solidus- und Liquidusflächen
A4: zeitliche Entwicklung der Erstarrungsfronten
A5: interessante Legierungsbereiche für Vorab-Proben
C1: Daten zu Dendritenarmab-ständen und Kon-zentrationsprofilen
C3: Elastizitäts-module und Härte-werte
Met
hode
n
• Vakuummetallurgie• Gezielte Erstarrungslenkung • Analyse von chem. Zusammensetzung, Seigerungszonen, Erstarrungsgefüge, Ausscheidungen
• Ermittlung von Einflussfaktoren und Wechselwirkungen der Erstarrungs- und Erschmelzungsparameter
Inha
lt
• Experimentelle Validierung der Modellierungund Simulation
• Untersuchung hochreiner Fe-Mn-C Stähle• Untersuchung realer Fe-Mn-C Stähle mit geringen Mengen an Begleitelementen
• Ermittlung und Analyse der Erschmelzungs-und Erstarrungsparameter
• Prozessmodell zur schnellen Bestimmung der operativen Schmelz- und Erstarrungsparameter
In Out
Ofen IV des Vakuumstahlzentrums
Kokille zur Erstarrungssimulationmit variablen Wärmeübergangszahlen
Diskontinuierliche Eintauch-anlage mit Probenkörper zur Simulation der Ersterstarrung
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Erarbeiten der Umformbedingungen zur Warmband-Herstellung für die betrachteten Modelllegierungen
• Nutzung der Mechanismen-Karten aus Teilprojekt A5 zur Prozessauslegung unter Berücksichtigung der Mikrostruktur-Entwicklung bei der Warmumformung,
• Aufbau von FE-Modellen zur Modellierung der Warmumformung unter Berücksichtigung der Mikrostruktur-Entwicklung
• Übertragung der Umformbedingungen auf neue Legierungskonzepte
• Modellgestützte Prozessauslegung für die Warmumformung
• Gezielte Einstellung von Warmband-eigenschaften durch gekoppelte Entwicklung von Legierungskonzepten (A5) und Umformbedingungen
WarmumformungWarmbandherstellung und Simulation
Prof. Dr.-Ing. G. Hirt B2
B1: Abstimmung hinsichtlich Legierungszusam., Blockform und Abkühlrate
B3: Warmband zurWeiterverarbeitung
B4: Umformpfaden
C1/C2/C5/C6: Material-charakterisierung
C4: Untersuchung der Textur- und Mikrostrukturent-wicklung
A5: Maps der Deformations-Mechanismen
A7: homogenisierte globale Fließorte; CP-FEM an “virtuellen Proben”
B1: Probenmaterial
B4: Kinetik, Mikrostruktur und Textur bei Wärmebehandlung
C1/C4/C5/C6: Gefüge und Textur nach Warmumformung
Met
hode
n
• physikalische Simulation komplexer Umform-und Wärmebehandlungsschritte auf der Versuchsmaschine „Servotest“
• Warmwalzversuche, ggf „Heißeinsatz“• Stauchversuche mit Pausenzeiten zur
Bestimmung der Erholungs- und Rekristallisationskinetiken sowie des Kornwachstums
• FEM-Simulation
Inha
lt
• Erarbeiten der Umformbedingungen zur Warmbandherstellung unter Verwendung der Mechanismenkarten aus A5 zur Beschreibung des Ver- und Entfestigungsverhaltens
• Untersuchung der Kinetiken von Erholung und Rekristallisation
• FEM Modellierung der Warmumformung unter Berücksichtigung der Gefügeentwicklung
• Modellgestützte Prozessauslegung
In Out
Heißeinsatz
Gießen
Direkt-Einsatz
43.5
23.0
4.8
18.613.0
7.5dDRX = 6.6 µm
2
dDRX =12.9 µm
1
dDRX = 18.7 µm
33
RX-Korngröße [µm]
Simulation MikrostrukturentwicklungNi-Basislegierung
Servotest-PrüfmaschineFast Thermal
Treatment UnitFTTU
Bis zu 99 Sequenzen von Umformen + Wärmebehand-lung programmierbar
Roboter
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Erarbeiten der Umformbedingungen zur Herstellung von Blechhalbzeug aus dem Warmband unter Nutzung derVerformungsmechanismenkarte aus A5
• Herstellung von Blechhalbzeug im Labormaßstab
• Erste FEM-Simulationen mit gekoppelter Mikrostruktur-Evolution
• Übertragung der entwickelten Prozesskette auf andere Legierungssysteme
• Herstellung und Charakterisierung von Prinzipbauteilen aus dem Blechhalbzeug
• Weiterentwicklung und Validierung von Simu-lationsmodellen mit gekoppelter Mikrostruktur-Evolution und „ab-initio“-Materialdaten
• Modellgestützte Prozessauslegung und Legierungsentwicklung
KaltumformungHerstellung und Weiterverarbeitung von Blechhalbzeug;
Modellgestützte Prozessauslegung
Prof. Dr.-Ing. G. Hirt
B3
C1:Gefügeunter-suchung nach Kaltumformung
C2: Blech-Halbzeug zur Material-charakterisierung
C3/C5/C6: Probenmaterial
C4: Untersuchung der Texturent-wicklung bei der Kaltumformung und Wärmebehandlung
A5:Maps der Deformations-Mechanismen
A7: homogenisierte globale Fließorte; CP-FEM an “virtuellen Proben”
B4: Kinetik, Mikrostruktur und Textur bei Wärmebehandlung
C1/C4/C5/C6: Gefüge und Textur
C2: mechanische Eigenschaften
C3: lokale elastische Eigenschaften
Met
hode
n
• physikalische Simulation komplexer Umform-und Wärmebehandlungsschritte
• Walzen: kalt- bzw. halbwarm• Tiefziehen: Herstellung von Prinzipbauteilen• FEM-Simulation mit gekoppelten Modellen
zur Erfassung der Mikrostruktur-EntwicklungInha
lt
• Erarbeitung geeigneter Walz- und Glühfolgen zur Kaltbandherstellung im Labormaßstab
• Untersuchung und Modellierung der Gefüge-entwicklung bei Umformung und Glühung
• Weiterverarbeitung von Blechhalbzeug, Untersuchung der Halbzeug- und Bauteileigenschaften
• Modellbasierte Legierungs- und Prozess-entwicklung
In Out
Walz-Simulation mit Entwicklung der Versetzungsdichte
-
Kaltumformung: Walzen + Tiefziehen
538 469
318 282
98 95
538 469
318 282
98 95
Versetzungsdichtein 1012 m-2
Tiefzieh-Simulation mit homogenisiertem
Stoffgesetz
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Allgemeine Formulierung der Korngrenzenergie und –mobilität, zunächst ohne Segregation, Partikel, Tripellinien
• Topologienerweiterung des 3D Vertex-Modells
• erste Simulationen (Vertex, CA) und vergleichende Experimente (EBSD, XRD) zu Kornwachstum und Rekristallisation
• experimentelle Überprüfung simulierter Rekristallisations- und Kornvergrößerungskinetik
• aus mesoskopischen Simulationen: Vorhersage von Mikrostruktur und Textur bei realistischen Vorgaben und Berücksichtigung aller Abhängigkeiten
• Anwendung: Erarbeitung von Prozessfenstern in Produktion und Verarbeitung für vorgegebene Ziel-Eigenschaften
Wärmebehandlung Mikrostruktur und Textur bei Wärmebehandlung
Prof. Dr. rer. nat. D. A. MolodovProf. Dr. rer. nat. G. Gottstein
B4
B2, B3, C2 :
Kinetik, Mikro-struktur und Textur bei allgemeinerWärmebehand-lung T(t)
• simuliert
• experimentell bestimmt
C6: simuliertes Gefüge
A6: Korngrenzen-und Junctionmobilität
A6 (evtl. A1, A2): Korngrenzenergie
A4: Phasenverteilung(Partikelbildung), simulierte KG-Segregation
A3: Lösungsgehalte
B2, B3:Ausgangszustandnach Verformung
C1: gemesseneKG- Segregation
Met
hode
n
• Mesoskopische Simulationen:Vertex-Modell für KornvergrößerungZellulärer Automat für RekristallisationGIA-3IVM für Anfangszustand(evtl. ClaNG für Ausscheidungszustand)
• EBSD zur Morphologiebestimmung• XRD zur Texturbestimmung• Härtemessung zur Bestimmung der Rekristallisationskinetik
Inha
lt
• Rekristallisation, Kornwachstum• Vorhersagen zu Mikrostruktur, Morphologie,Korngrößenverteilung,Orientierungsverteilung/Textur,Korngrenzcharakterverteilung
• als Funktion von Korndesorientierung,räumlicher Lage der Korngrenze,Segregation, Temperatur und Zeit (Kinetik)
In Out
R
Textur, Kinetik
Zellulärer Automat:Rekristallisation
Vertex-Modell: Kornvergrößerung
Ausgangsstruktur:VersetzungsbasierteUmformung (B2, B3)
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele• Erstellung einer strukturellen und analytischen Basis zur Beschreibung des Gefüges, der inneren Grenzflächen und Defekte in den vorliegenden Fe-Mn-C Legierungen.• C1 liefert quantitative Aussagen zu Stapelfehlerenergien und Verformungsmechanismen• C1 ist damit ein zentrales Bindeglied zwischen Theorie und realen Material• Das resultierende Verständnis der Gefüge-/Eigen-schaftskorrelation ist eine wichtige Basis für die gezielte Entwicklung optimierter Stähle.
Das langfristige Ziel im Teilprojekt C1 ist die umfassende Ermittlung quantitativer Informationen auf der atomistischen Skala, einschließlich der elektronischen Struktur, mit deren Hilfe eine direkte Korrelation mit den Ergebnissen aus den atomistischen und mesoskopischen Modellrechnungen möglich ist.
Mikrostrukturanalytik Struktur-, Defekt- und chemische Analyse
Prof. Dr. rer. nat. Joachim Mayer
C1
A1, A2: atomistische Strukturmodelle inkl. Enthalpien, chem. Zusammensetzung der Grenzflächen
A4: Erstarrungsstruktur
A5: Rolle der Grenz-flächen
A6: Tripelpunkt-proben zur Messung der Segregation
B1, B2, B3: Proben Ausgangsmaterialsund nach Umformung
B4: Korngrenzen und Tripellinien-Proben
C3: Dünnschicht-proben
C5: Defekte und innere Spannungen
Met
hode
n
• Gefügecharakterisierung mit REM, ESMA, konventioneller TEM und Elektronenbeugung.• Charakterisierung der Grenzflächen und Defekte mit hochauflösender TEM (HRTEM).• Messung möglicher Segregation und Veränderungen der elektronischen Struktur im Bereich der Defekte mit HR-EELS.Die hochauflösenden Messungen werden am Ernst Ruska-Centrum (ER-C) durchgeführt.
Inha
lt
Die Arbeiten im beantragten Teilprojekt dienen einer hochauflösenden strukturellen und analy-tischen Charakterisierung • des Gefüges, • der inneren Grenzflächen (Korngrenzen,
Phasengrenzen) und • der Defekte (Versetzungen, Stapelfehler,
Zwillinge)in den vorliegenden Fe-Mn-C Legierungen.
In Out
A1, A2: HR-TEM-Bilder von Stapel-fehlern, Korngrenzen
A1, A3, A5, A7: exp. ermittelte SFE
A4,B1:Dendritenarm-abstände, Konzentra-tionsprofile
A6: Atomare Struktur der Korngrenzen und Tripellinien
A7: Aufspaltungs-weite der Partialversetzungen
A5, B3, C2: Gefügedaten, chem. Zusammensetzung
C3, C5: lokale Struktur, Defekte
C6: Einschluss- und Porenverteilung
TRIP-Stahl
Bestimmung des C-Ge-halts im Restaustenit mit CBED
HRTEM, EFTEM der Niob-Karbide
Mikrolegierter Stahl
DSO STO
Konventionelle TEM (Stapelfehlerenergie)
Analytik am ER-C:
STEM und EELS
Ultrahochauflösende TEM am ER-C:
Stapel-fehlerin GaAs
Zhang andAppel, Mat.Sci. Eng. A
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Ermittlung werkstofftechnisch relevanter Eigenschaften
• Anpassung und Weiterentwicklung klassischer Prüfverfahren
• Lokale Betrachtung der auftretenden metallphysikalischen Phänomene (plastisches Gleiten, TRIP, TWIP, SLIP)
• Beschreibung der Übergänge zwischen den einzelnen Phänomenen durch geeignete Kennwerte
• Ausweiten der Eigenschaftsbestimmung auf technologische Prüfverfahren
• Berücksichtigung mehrachsiger Spannungszustände und nicht linearer Formänderungswege
• Formulierung makroskopischer Werkstoffgesetze und Implementation in FEM in Form geeigneter Stoffgesetze
VerfestigungWerkstofftechnisch relevante mechanische Eigenschaften
Univ.-Prof. Dr.-Ing. W. Bleck
C2
A5: Fließkurven zur Validierung der Mechanismenkarten
A7: Fließkurven zurValidierung der Modelle
B3: Fließkurven
C6: Mechanische Eigenschaften
A5: Mechanismen-karten
B2, B3: Blechhalb-zeug, zusätzliche Halbzeuge werden aus eigenen Vor-arbeiten bereit-gestellt
B4:Mikrostrukturdaten nach Wärme-behandlung
C1: Gefügedaten
C3: E-Moduln
C4: Texturdaten
C5: Informationen zu Eigenspan-nungen
Met
hode
n
• Weiterentwicklung klassischer ein- und mehrachsiger Prüfverfahren um lokale thermische und topograohische Daten sowie lokale Formänderungsverteilungen.
• Korrelation der makroskopischenFestigkeits- und Dehnungskennwerte mit den ermittelten lokalen Größen
• Charakterisierung der Alterungskinetik
Inha
lt
In C2 werden die in klassischen Prüfverfahren ermittelten integralen Kennwerte mit den metallphysikalischen Vorgängen verknüpft. Die Zusammenhänge zwischen Mikrostruktur und resultierenden Eigenschaften werden quanti-fiziert. Dabei geht es nicht um die Ermittlung geeigneter Legierungs- oder Prozessgrößen, sondern um die Charakterisierung der aus dem SFB entstehenden Produkte.
In OutAusbreitung von Lüdersbändern während einesdynamischen Zugversuchs, aufgenommen mit Hochgeschwindigkeitsthermokamera
Lokale Analyse der Formänderungen während eines mehrachsigen Bulgetests
Weißlicht-Konfokal-Aufnahme eines ver-zwillingten Gefüges
20 μm
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Erforschung der Korrelation zwischen Struktur und lokalen mechanischen Eigenschaften von Fe-Mn-C-Stählen
• Systematische Untersuchung des Einflusses der Legierungselemente (Al und Si) auf die elastischen Eigenschaften von Fe-Mn-C-Stählen mittels ab initio-Berechnungen und Nanoindentation
• Design von elastischen und plastischen Eigenschaften von TRIP- und TWIP-Stählen
• Ermittlung der Korrelation zwischen Struktur, chemischer Zusammensetzung und elastischen Eigenschaften dieser Stähle, auch unter Berücksichtigungweiterer Legierungselemente bzw. Verunreinigungen
Lokale mechanische EigenschaftenLokale mechanische Eigenschaften von Mn-basierten Stählen
D. Music, Ph. D.Prof. J. M. Schneider, Ph. D.
C3
A5/A6/A7: elastische Konstanten
B1: lokale mechanische Eigenschaften
B3: lokale mechanische Eigenschaften
C1: Proben (Schichten)
C2, C6: lokale mechanische Eigenschaften
C5: elastische Konstanten
A1: Struktur
A5: Proben (Nanoindentation)
A7: Elastizitätsmodul
(Kontinuumsmodell)
B1/B3: Proben (Nanoindentation)
C1: Zusammensetzungund Struktur
C2: globalemechanischeEigenschaften
C4: Mikrostruktur
C5: elastische Konstanten
Met
hode
n
• Lokale mechanische Eigenschaften werden mit theoretischen und experimentellen Methoden bestimmt.
• Der Elastizitätsmodul und die Härtewerte werden durch Nanoindentation festgestellt.
• Abscheidung von Dünnschichten erfolgt durch kombinatorische Materialsynthese.
• Mit VASP und EMTO werden alle elastische Konstanten berechnet.
Inha
lt
• Korrelation zwischen Struktur, chemischer Zusammensetzung und lokalen mechanischen Eigenschaften von Fe-Mn-C- Fe-Mn-C-Al- und Fe-Mn-C-Si-Stählen
• Vergleich zwischen berechneten und durchNanoindentation bestimmten elastischen Eigenschaften
• Kombinatorische Abscheidung von Fe-Mn-C, Fe-Mn-C-Al und Fe-Mn-C-Si
In Out
Cr2AlC (11-20)
Ab initioelektronische Strukturelastische Konstanten
Nanoindentationelastische und plastische Eigenschaften
Vergleich
C
C
CC
C
C
Al
Al
Cr
Cr
Cr
Cr
Sun et al., Appl. Phys. Lett. 83, 899 (2003)Music et al., Phys. Rev. B 73, 134117 (2006)
0 20 40 60 80 1000
200
400
600
800
1000
1200
1400
Cr2AlC
SiO2
Weg (nm)
Kra
ft (
N)
μ
Kombinatorische Abscheidung von Dünnschichten
Schneider et al., Solid StateCommun. 130, 445 (2004)Schneider et al., J. Appl. Phys. 99, 013501 (2006)
Schneider et al., Appl. Phys. Lett. 80, 1144 (2002)Music et al., Phys. Lett. A 326, 473 (2004)
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Verständnis der Mechanismen der Texturentstehung bei Verformung und Rekristallisation von TWIP Stählen (insbesondere Einschätzung der Beiträge planarerGleitung, Scherbandbildung und Zwillingsbildung bei Verformung)
• Optimierung der Mikrostruktur von TWIP Stählen durch gezieltes Einstellen der Stapel-fehlerenergie und Korngröße mit dem Ziel, einen Werkstoff mit optimalen mechanischen Kennwerten zu entwickeln (statische/ Dauer-festigkeit, Duktilität, Zähigkeit).
• Allgemeines Verständnis der Verformungs-und Rekristallisationsvorgänge in kfz Metallen mit niedriger Stapelfehlerenergie
TexturLokale Textur und Anisotropie im System Fe-Mn-C
Dr.-Ing. S. Zaefferer und Prof. Dr.-Ing. D. Raabe
C4
Verständnis der Mechanismen bei Verformung und Rekristallisation
A7, B3: Texturen und Mikrostrukturen für Modellierung, Mechanismen
C6: Orientierungs-mikroskopie an schädigungs-relevanten Grenzflächen
C5: Texturinfor-mation für Eigen-spannungsmessung
A1, A2, A3: Phasenstabilität und Stapelfehler-energie
A5:Mechanismen-karte
A6:Grenzflächen-energie und Anisotropie
Met
hode
n
Charakterisierung der Textur- und Mikro-strukturentwicklung während Verformung und Rekristallisation durch• zweidimensionale hochauflösende Orientierungsmikroskopie in REM und TEM.• dreidimensionale Orientierungsmikroskopie mittels FIB-REM Crossbeam.•makroskopische Texturmessungen•Zielpräparation (FIB+TEM)
Inha
lt
• Verständnis der grundsätzlichen Mechanis-men der Texturentstehung bei Verformung und Rekristallisation in Fe-Mn-C-Legierungen mit unterschiedlichen Stapelfehlerenergien Ermittlung der Deformations- und Rekristallisationsmechanismen• Einfluss thermomechanischer Behandlungen auf Texturentwicklung und mechanische Eigenschaften
In OutFIB-REM Crossbeam für die vollauto-matische 3-dimensionale Gefügecharak-terisierung mittels EBSD, EDX und elektronenmikroskopischer Abbildungen. Für die Zielpräparation von TEM Proben stehen ausserdem ein in-situ lift-out System, sowie ein Transmissionselektronendetektor zur Verfügung.
Orientierungsmikroskopie an 5 % 1-achsig verformtem TWIP-Stahl. Beobachtung der Wechselwirkung von Zwillingssystemen und Ver-setzungen. Orientierungsänderungen weisen auf die Existenz geometrisch notwendiger Versetzungen hin.
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele• Entwicklung der Phasenanteile, der Defektkonfigurationen
und der phasenspezifischen Dehnungen/Spannungen bei ein- und mehrachsiger statischer Beanspruchung.
• Bestimmung der Stapelfehlerenergie in Abhängigkeit von der Temperatur und chemischen Zusammensetzung
• Einfluss der Verformung und der Texturentwicklung auf die inter- und intragranularen Spannungen in unterschiedlich orientierten Kristallitgruppen.
• Übertragbarkeit der Ergebnisse von Modellversuche auf technologische Prozesse.
Entwicklung der Mikrostruktur in Abhängigkeit von der Stapelfehlerenergie bei• einachsiger statischer • mehrachsiger statischer • einachsiger dynamischer Beanspruchung sowie bei• komplexen mechanischen Beanspruchungen
z.B. bei Verschleiß oder Kriechen.
Defekte und SpannungenDefekte und Spannungen in Fe-Mn-C Stählen
Dr.-Ing. Haroldo Pinto und Prof. Dr.-Ing. Anke Rita Pyzalla
C5
B2: Halbzeuge,kaltumgeformt
B3: Halbzeuge,warmumgeformt
C1: lokale TEM Charakterisierung,Phasen und Defekte
C2/C6: Zugverformte Proben mit und ohne Kerben
C3: elastischeEigenschaften
C4: Texturen
Met
hode
n
• Rietveldverfeinerung zur Bestimmung der Defektstrukturen und der Stapelfehlerenergie
• Einkornmessungen zur Bestimmung der intergranularen (Eigen-)spannungen
• in-situ Experimente unter mechanischer Belastung zur Entwicklung der Verformung und der lokalen Spannungen
• Synchrotron Mikrotomographie zur 3D Charakterisierung der Werkstoffschädigung
Inha
lt
Experimentelle Charakterisierung der Kristallstruktur, der Phasenanteile, der Defektenergien, –dichten, der phasenspezfischen (Eigen-)spannungen in verformten Fe-Mn-C-Stählen mit Synchrotron-Röntgen- und Neutronenbeugungsverfahren.
Out
Weiterentwicklung einer Einkristallmessungs- und auswertungsprozedur /Reimers/ zur gleichzeitigen Spannungsanalyse an unterschiedlichen hkl eines Korns und in verschiedenen Körner
50 51 52 58 59 60 610
500
1000
1500
2000
2500
Inte
nsitä
t [a.
u.]
2θ [°]
air, 293K LH2, 20K
γ200
γ111
Δ2θ < 0Δ2θ > 0
X2CrNiMoN17-13-5 (1.4439) LHe, 4.2K
A1,A2,A3,A5: Defektdichten, SFE
A7/B2/B3/C1/C2/C6: Defektdichten, Eigenspannungs-verteilung
C6: 3D Werkstoff-schädigung
In
zy
x
3D tomographischeCharakterisierung der Schädigungsprozesse
Rietveldverfeinerungen zur Bestimmung der Versetzungsdichte, Stapelfehler-, Zwillingswahrscheinlichkeiten und intragranularen Mikrodehnungen
Langfristige Ziele
Kurzfristige Ziele
• Quantifizierung und Modellierung der Schädigungs- und Versagensmechanismen
• Erarbeitung der Methodik an Legierungen mit einem Mechanismus
• Korrelation von Gefügemorphologie, Einschlüssen, Verformungsmechanismus mit Schädigung und Versagen
• Korrelation der Schädigungsmodellparameter mit Gefügekenngrößen und Verformungsmechanismen
• Identifikation und Vorhersage der Schädigungsmechanismen sowie des Versagens und der Umformbarkeit in Fe-Mn-C Legierungen mit Hilfe von schädigungs- und bruchmechanischer Modellierung als Funktion von Chemie und Randbedingungen
• Erweiterung der Methodik auf tiefe Temperaturen (Übergangstemperatur) und hohe Geschwindigkeiten
Schädigung und Versagen Schädigung und Versagen im System Fe-Mn-C
Dr.-Ing. U. Prahl
C6
alle: Identifikation umformtechnisch interessanter Legierungen
B2: optimierte Gefüge-morphologien
B3: Grenzen der Umformbarkeit
A4: Einschluss-analysen
A5: Mechanismen-karte
A7: Fließkurven
B2,B3,B4: Material
C1: Einschluss-und Porenverteilung
C2: mech. Eig.
C3: lokale Eig.
C5: innere Spannungen, Werkstoff-Schädigung
Met
hode
n
• Identifikation der Versagensmechanismen an Legierungen mit einem Verformungsmechanismus.• ein- und mehrachsige unterbrochene, bzw. in-situ-Versuche (LOM/REM),• Identifikation von Modellparametern mit Gleichstrompotentialmethode, Bruchflächen-analyse, Einheitszellenrechnungen,• FE-Gefüge-RVE mit Schädigungsmechanik.
Inha
lt
• Beschreibung und Vorhersage von Schädigung und Versagen im System Fe-Mn-C• Experimentelle Identifikation der relevanten Schädigungsmechanismen und Korrelation mit Verformungsmechanismen TRIP, TWIP, SLIP, DSA und Einschlüssen• Vorhersage der Grenzen der Umformbarkeitals Funktion von chem. Zusammensetzung, Temperatur und Prozessparametern
In OutSchädigungs-analyse
Gleichstrom-PotentialmethodeIdentifikation von Parametern der Schädigungs-initiierung
Gefüge-RVE-FE und Kopplung von Modellen• Kohäsivelemente für Spaltbruch• GTN-Modell für Gleitbruch
Mikrostruktur-analyse an vorgeformtengekerbten Rundzug-proben im REM
FE-RVE auf Gefügeebene mit Schädigungsmechanik