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