Quantenchemie. ab initio-quantenchemie des Systems Fe Mn C. Univ.-Prof. Dr. rer. nat. Richard Dronskowski

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1 Quantenchemie ab initio-quantenchemie des Systems Fe Mn C A1 Univ.-Prof. Dr. rer. nat. Richard Dronskowski Voraussetzungsfreie Analyse des Zusammenhangs zwischen der chem. Zusammensetzung und den chem.-physikal. von (hypothetischen) Fe Mn C-Stählen. Schwerpunkt der Aktivitäten liegt auf der chemischen Konstitution bzw. Konfiguration und zunächst temperaturunabhängigen Phänomenen zur Entwicklung eines spinabhängigen atomaren Bindungsmodells. DFT-Gesamtenergierechnungen (Pseudopotentiale und besser) Umrechnung in makroskopische Enthalpien (Phasengrenzen, Stapelfehler, etc.) COHP-basierende Bindungsanalysen teilweise Car Parrinello-Molekulardynamik hochgradig korrelierte (wellenfunktionenbasiert, jenseits DFT) Modellrechnungen für ausgewählte Modellsysteme A2: strukturelle Modelle, chemische Eingrenzung der Systeme Strukturdatenbanken/A5: kristallographische Parameter der Legierungen B1: Strukturdaten und Phasenzusammensetzung C1: experimentelle Stapelfehlerenergie, Strukturmodelle Quantenchemie: Pseudopotentiale, Allelektronenverfahren, Basissätze, Dichtefunktionale Gruppenexpertise: spezielle Auswahl der relevanten Systeme Skalierte Spindichte von kubischraumzentriertem Eisen mit Majoritätselektronen in rot und Minoritätselektronen in blau Voraussetzungsfreie Elektronenstruktur und chemische Bindung von kubisch-raumzentriertem Eisen in nichtspinpolarisierter Darstellung A2: strukturelle Modelle, chem. Eingrenzung der Systeme, Defektenergien A3/A4/A6/A7: ab initio-enthalpien für T = 0 K und Bindungsanalyse A6: interatomare Potentiale B2/B3: atomistische Deutung makroskopischer Daten C1/C3/C4: atomist. Strukturmodelle inkl. Enthalpien Evaluation der verschiedenen quantenchem. Verfahren Untersuchung der chem. Bindungssituation Abschätzung des (strukturellen) Zusammenhangs Fe-Mn-C und der chem.-physikal. Optimierung der Strukturmodelle halbquantitative Eigenschaftsanalyse als Funktion von Bindungsstärke und Magnetismus Extraktion makroskop.-thermochem. Größen unter Einschluß von Substitutionseffekten exakter Einfluß der elektronischen Korrelation Chemisches Verständnis der chemischphysikalischen als Funktion der Elektronenstruktur Quantitative Beschreibung der chemischen Bindungssituation Halbquantitative Vorhersage unbekannter Systeme und ihrer ohne detaillierte Berechung der elektronischen Struktur

2 Ab-initio Thermodynamik und Kinetik Ab-initio Berechnung freier Enthalpien, Stapelfehler- und Grenzflächenenergien bei endlichen Temperaturen Prof. Dr. J. Neugebauer / Dr. T. Hickel A2 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) Dichtefunktionaltheorie mit Pseudopotentialen, ebenen Wellen und projector augemented Wellen Quasiharmonische Näherung (Schwingungsentropie) + Cluster expansion (Konfigurationsentropie) zur Berechnung von freien Energien Konzept der verallgemeinerten Stapelfehlerenergie Reaktionspfade und barrieren Allg.: Hinweise auf kritische und/oder exp. schwer zugängliche Effekte und Mechanismen, die ein Verständnis auf atomarer Skala erforderlich machen A1: Strukturdaten für Fe-C für T = 0K B1: chem. Zusammsetzung der Proben C1: HR-TEM-Bilder von Stapelfolgen und Korngrenzen (inkl. Defokussierung) a/a eq,t=0,p=0 [%] Aluminium ab initio: Temperaturabhängigkeit der freien Energie [ ] und der Gitterausdehnung [ ] T[K] 800 Verallgemeinerte Stapelfehlerenergie: Energiedifferenz bei relativer Verschiebung zweier Volumennetzebenen GGA LDA Exp. (CALPHAD) T[K] F [mryd/ atom] <112> Schematische Darstellung F [mryd/atom] <001> (temp.-abh.) ab-initio Daten: A3, A4: freie Enthalpie für (meta) stabile Phasen A4: Energie und Anistropie von Kleinwinkelkorngrenzen A5,A6,A7:Stapelfehlerenergien A6:Gitterstrukturen, Grenzflächen- und, Defektenergien C1:Atompositionen und chemische Zusammensetzg. an Grenzflächen Temperaturabhängige Gleichgewichtsphasen für ternäres Bulk-System Fe-Mn-C sowie Aktivierungsenergien von Phasenumwandlungen Stapelfehlerenergien für Fe-Mn-C mit schrittweiser Berücksichtigung von Magnetismus, anharmonischen Schwingungsbeiträgen und Legierungsunordnung Atompositionen und chem. Zusammensetzung von Grenzflächen, Grenzflächenenergien zwischen festen Phasen Anisotropie der fest-flüssig Grenzflächenenergie (empirische Potentiale und ab initio ) Bildungsenergien ausgedehnter Defekte (Versetzungen, Korngrenzen, Stapelfehler) Berechnung der Kinetik von Defekten Berücksichtigung zusätzlicher Fremdatome

3 Thermodynamik Thermodynamik im System Fe Mn C Bengt Hallstedt (Ph.D.) und Prof. Jochen M. Schneider (Ph.D.) A3 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 T 0, T Neel, T Curie und Stapelfehlerenergien (SFE) 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 Das Phasendiagramm Fe Mn A1: Enthalpien (ab initio, T=0) A2: Gibbs Energien für stabile und metastabile Phasen (T>0), SFE B1: Chemische Zusammensetzung der Phasen C1: Phasen und deren Zusammensetzung, SFE C5: Phasenanteile, SFE A4: Schmelzenthalpien, Steigung Liq., Sol. A5: Thermodyn. Daten, Phasenstab., T Curie, T Neel A7: SFE B1: Schmelzenthalpien, Steigung Liq., Sol. B4: C-Löslichkeit in kfz C4: Phasenstab. C5: Phasenstab., SFE Das Phasendiagramm Fe Mn C bei 1100 C Entwicklung einer vollständigen, hochwertigen, thermodynamischen Beschreibung des Systems Fe 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 Festphasenumwandlungen für ausgewählte Zusammensetzungen (Stähle)

4 Phasenfeldsimulation Phasenfeldsimulation der mikroskopischen Erstarrungsstruktur am System Fe-Mn-C Univ.-Prof. Dr.-g. Heike Emmerich A4 diesem Teilprojekt soll ein quantitativer Phasenfeld Modellansatz für die Erstarrung binärer Legierungen unter Berücksichtigung von Schmelzkonvektion auf ternäre Legierungen erweitert und an das Materialsystem Fe-Mn-C angepasst werden. Sukzessive wird dieser Ansatz auch auf sekundäre Gefügeumwandlungen erweitert werden. Phasenfeldsimulation für die Vorhersage der primären Erstarrungstruktur in Abhängigkeit der Prozessparameter auf einer mikroskopischen Skala. Volume Averaging - für die Vorhersage der Lage der Seigerungsfront. A1: Freie Enthalpien (Gi) bei T=0 K A2: Temperaturabhängigkeiten von Gi s, Anisotropien der fest-flüssig Grenzflächenenergien A3: thermodyn. Daten, Steigung relevanter Liquidusund Soliduslinien, globale Partitionierungskoeffizienten B1: Nennkonzentrationen, Grenzflächenenergien C1: Dendritenarmabstand, Konzentrationsprofile Mehrphasige Erstarrungsmikrostrukturen basierend auf Phasenfeldsimulationen A5: Existenzbereiche Carbidausscheidungen A6 und B4: Phasenverteilungen und Lösungsgehalt an den Korngrenzen B1: Position der Seigerungsfront C6: potentielle Ausscheidung Das kurzfristige Ziel (1-4 Jahre) in Teilprojekt A4 besteht in der Entwicklung eines Phasenfeldansatzes für ternäre Legierungen, der erlaubt, simulationsgestützt vorherzusagen, 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 Teilprojekt A4 besteht in der Entwicklung eines systematischen Mehrskalenansatzes, der Nukleationskinetik und Wachstumskinetik im Materialsystem Fe-Mn-C physikalisch konsistent erfasst, ebenso wie die sekundäre Gefügeumwandlung, so dass sukzessive auch Aussagen über zu erwartende Austenitkorngrößen getroffen werden können.

5 Mechanismenkarte Legierungs- und Prozessdesign mit Mechanismenkarten Univ. Prof. Dr.-g. Wolfgang Bleck A5 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 Berechnung des Existenzbereiches der Verformungsmechanismen des Fe-Mn-C Systems auf Basis von thermodynamischen Daten und Fließgesetzen Ermittlung von Kenngrößen für Phasenumwandlungen und Ausscheidungen mit Dilatometrieversuchen Heißzugversuche zur Charakterisierung der Rissempfindlichkeit bei hohen Temperaturen A2: Aktivierungsenergien und berechnete SFE A3: Thermodynam. Daten A4: Existenzbereiche Karbidausscheidung B1, B2, B3: Probenmaterial C1: Gefügedaten, exp. ermittelte SFE C2: mech. Eig. C3: Elastizitätsmodulwerte C4: Rekristallisationskinetik C5: röntgenograph. bestimmte Phasenanteile, exp. ermittelte Defektdichte Brucheinschnürung, Z (%) berechnete SFE, J/m Fe-9%Mn-0.9%C Fe-16%Mn-0.8%C Fe-23%Mn-0.6%C Mn, % Temperatur ( C) Zieleigenschaft Z > 60% Berechnete Stapelfehlerenergien SFE = 2ρ(ΔG γ ε )+ 2σ C, % Mechanische bei hohen Temperaturen; Gussstruktur von verschiedenen Fe-Mn-C Legierungen Mechanismus SLIP TWIP TRIP Messapparatur zur Ermittlung der mech. bei hohen Temperaturen zunehmende SFE Änderung des Verformungsmechanismus in Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung im Fe-Mn-C Legierungssystem alle: Definition der chem. Zus. der interessanten Fe-Mn- C Legierungen A1: kristallographische Parameter der Legierungen A3, C4: exp. Daten von Phasenumwandlung, Karbidausscheidung B2: Prozessfenster für Gussblockverarbeitung A7, B2, B3, C1, C2, C4, C6: Mechanismenkarte C1-C6: Wärmebehandelte Blechproben 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 gezielt entwickelt werden

6 Grenzflächen Atomare Struktur und von Korngrenzen Prof. Dr. rer. nat. G. Gottstein PD. Dr. rer. nat. V. Mohles A6 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 Molekulardynamik (MD) Molekularstatik (MS) Monte-Carlo-Simulationen (MC) Modified Embedded Atom Model, Bond Order Potentials u.a. Mobilitäten: mit bekannten Pseudokräften, Arrheniusplot für H, ν 0,V act Grenzenergien: aus Gesamtenergie Kräfte auf Atome (Force Matching) Energien: Leerstellen, Atom- WW, Korngrenzflächen, Versetzungskerne, Triplelinien, Stapelfehler, Segregation als Funktion der Zusammensetzung/ Segregation (A1) und Temperatur (A2) Korngrenzenergie Aktivierungsenthalpie H und Vorfaktor Korngrenzmobilität, Triplelinienmobilität an B4 Korngrenzenergie "interpoliert" an B4, C4 Atomare Korngrenzstruktur an C1 als Funktion der: KG-Geometrie, Temperatur, Mn- / C- Gehalt, Segregation Geschwindigkeit(T) Mobilität(T) entwicklung: Anpassung MD-Simulationen an Fe-Mn-C: Iteratomare Potentiale mit Berücksichtigung kovalenter Bindungsanteile, magnetischer Zustände Anpassung MD an beliebige Korngrenzen MC-MS-Simulation: schnelle Alternative zu MD Ableitung aller Energien und Mobilitäten für realistische, anwendungs-relevante Fälle mit Segregation, Triplelinien Härtung: Peierls-Potential, C-/Mn-Gehalt von fest-fest Phasengrenzen dito, fest-flüssig Phasengrenzen Baukastensystem zur Ermittlung der Parameter in vorgegebenen Bereichen Berechnungen: erste Mobilitäten, Energien, atomare Strukturen

7 Mikrostrukturmechanik Mikrostrukturmechanik und Grundlagen der Zwillingsbildung Dr. rer. nat. F. Roters, PD Dr. rer. nat. M. Winning A7 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 makroskopischen Umformverhaltens herangezogen werden können. Physikalisch-basierte Ratenmodelle als konstitutive Plattform innerhalb einer Kristall- Plastizitäts-FEM bei der auch explizit Grenzflächenmechanik, kristallographische Gradiententerme auf Basis eines Nye-Kröner Ansatzes, planare Gleitlokalisierung, und die lokale Mikromechanik von Zwillingskeimbildung und Zwillingswachstum eingebunden werden können Kristall-Plastizitäts-FEM- Simulation eines Tiefziehversuches A1: ab initio Enthalpien A2, A3: thermodyn. Daten (SFE) B2, B3: homogenisierte globale Fließorte A4: Phasenverteilung C2: Anisotropie A5: Mechanismenkarte C1: SFE, Aufspaltungsweite der Partialversetzungen C3: mechanische, E- Modul C4: Texturdaten C2: mechanische C5: Eigenspannungen C3: lokale mech. C4: Texturdaten C5: Eigenspannungen Kristall-Plastizitäts- FEM-Simulation eines Scherversuches (50 %) unter Berücksichtigung der Korngrenze (Bikristall) Experiment Simulation C6: Fliesskurven, Orte potentieller Schädigung 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

8 Erstarrungssimulation Experimentelle Simulation zur Erstarrung im System Fe-Mn-C B1 Prof. Dr.-g. Dieter Senk Experimentelle Validierung der Modellierung und Simulation Untersuchung hochreiner Fe-Mn-C Stähle Untersuchung realer Fe-Mn-C Stähle mit geringen Mengen an Begleitelementen Ermittlung und Analyse der Erschmelzungsund Erstarrungsparameter Prozessmodell zur schnellen Bestimmung der operativen Schmelz- und Erstarrungsparameter Vakuummetallurgie Gezielte Erstarrungslenkung Analyse von chem. Zusammensetzung, Seigerungszonen, Erstarrungsgefüge, Ausscheidungen Ermittlung von Einflussfaktoren und Wechselwirkungen der Erstarrungs- und Erschmelzungsparameter alle: Definition Legierungszusammensetzung, Probengeometrie, Abkühlgeschwindigkeit A3: Daten zu Schmelzenthalpien, Steigungen der Solidus- und Liquidusflächen A4: zeitliche Entwicklung der Erstarrungsfronten A5: interessante Legierungsbereiche für Vorab-Proben C1: Daten zu Dendritenarmabständen und Konzentrationsprofilen C3: Elastizitätsmodule und Härtewerte Ofen IV des Vakuumstahlzentrums Diskontinuierliche Eintauchanlage mit Probenkörper zur Simulation der Ersterstarrung Kokille zur Erstarrungssimulation mit variablen Wärmeübergangszahlen A1: Daten zu Struktur, Phasenzusammensetzung A2: Daten zu Löslichkeit, Seigerung, Homogenisierung A3: Phasenzusammensetzung, Seigerungskoeffizienten, Diffusionskoeffizienten A4: Nennkonzentrationen, Grenzflächenspannungen, Diffusionskoeffizienten B2: Modellwerkstoffe C1: Modellwerkstoffe C3: Modellwerkstoffe Probenerzeugung für Modellvalidierungen der Erstarrung 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 got Prozessmodell (Ra) Beschreibung des Einflusses von Legierungs- und Fremdelementen, insb. Gase Erweiterung des Mappings auf andere Legierungen Erschmelzung und Versuchsblockerzeugung für erweiterte Legierungskonzepte Erweiterung Rapid got Prozessmodell auf andere Legierungen

9 Warmumformung Warmbandherstellung und Simulation Prof. Dr.-g. G. Hirt B2 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 physikalische Simulation komplexer Umformund Wärmebehandlungsschritte auf der Versuchsmaschine Servotest Warmwalzversuche, ggf Heißeinsatz Stauchversuche mit Pausenzeiten zur Bestimmung der Erholungs- und Rekristallisationskinetiken sowie des Kornwachstums FEM-Simulation Servotest-Prüfmaschine Fast Thermal Treatment Unit FTTU Roboter Heißeinsatz Gießen 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 Bis zu 99 Sequenzen von Umformen + Wärmebehandlung programmierbar d DRX = 12.9 µm Direkt-Einsatz Simulation Mikrostrukturentwicklung Ni-Basislegierung RX-Korngröße [µm] B1: Abstimmung hinsichtlich Legierungszusam., Blockform und Abkühlrate B3: Warmband zur Weiterverarbeitung B4: Umformpfaden C1/C2/C5/C6: Materialcharakterisierung C4: Untersuchung der Textur- und Mikrostrukturentwicklung d DRX = 18.7 µm d DRX = 6.6 µm 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 Warmbandeigenschaften durch gekoppelte Entwicklung von Legierungskonzepten (A5) und Umformbedingungen

10 Kaltumformung Herstellung und Weiterverarbeitung von Blechhalbzeug; Modellgestützte Prozessauslegung Prof. Dr.-g. G. Hirt B3 Erarbeitung geeigneter Walz- und Glühfolgen zur Kaltbandherstellung im Labormaßstab Untersuchung und Modellierung der Gefügeentwicklung bei Umformung und Glühung Weiterverarbeitung von Blechhalbzeug, Untersuchung der Halbzeug- und Bauteileigenschaften Modellbasierte Legierungs- und Prozessentwicklung physikalische Simulation komplexer Umformund Wärmebehandlungsschritte Walzen: kalt- bzw. halbwarm Tiefziehen: Herstellung von Prinzipbauteilen FEM-Simulation mit gekoppelten Modellen zur Erfassung der Mikrostruktur-Entwicklung Kaltumformung: Walzen + Tiefziehen Tiefzieh-Simulation mit homogenisiertem Stoffgesetz 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 C3: lokale elastische - Walz-Simulation mit Entwicklung der Versetzungsdichte Versetzungsdichte in m C1:Gefügeuntersuchung nach Kaltumformung C2: Blech- Halbzeug zur Materialcharakterisierung C3/C5/C6: Probenmaterial C4: Untersuchung der Texturentwicklung bei der Kaltumformung und Wärmebehandlung Erarbeiten der Umformbedingungen zur Herstellung von Blechhalbzeug aus dem Warmband unter Nutzung der Verformungsmechanismenkarte 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 Simulationsmodellen mit gekoppelter Mikrostruktur- Evolution und ab-initio -Materialdaten Modellgestützte Prozessauslegung und Legierungsentwicklung

11 Wärmebehandlung Mikrostruktur und Textur bei Wärmebehandlung Prof. Dr. rer. nat. D. A. Molodov Prof. Dr. rer. nat. G. Gottstein B4 Rekristallisation, Kornwachstum Vorhersagen zu Mikrostruktur, Morphologie, Korngrößenverteilung, Orientierungsverteilung/Textur, Korngrenzcharakterverteilung als Funktion von Korndesorientierung, räumlicher Lage der Korngrenze, Segregation, Temperatur und Zeit (Kinetik) Mesoskopische Simulationen: Vertex-Modell für Kornvergrößerung Zellulärer Automat für Rekristallisation GIA-3IVM für Anfangszustand (evtl. ClaNG für Ausscheidungszustand) EBSD zur Morphologiebestimmung XRD zur Texturbestimmung Härtemessung zur Bestimmung der Rekristallisationskinetik Zellulärer Automat: Rekristallisation A6: Korngrenzenund Junctionmobilität A6 (evtl. A1, A2): Korngrenzenergie A4: Phasenverteilung (Partikelbildung), simulierte KG- Segregation A3: Lösungsgehalte B2, B3: Ausgangszustand nach Verformung C1: gemessene KG- Segregation R Ausgangsstruktur: Versetzungsbasierte Umformung (B2, B3) Textur, Kinetik B2, B3, C2 : Kinetik, Mikrostruktur und Textur bei allgemeiner Wärmebehandlung T(t) simuliert experimentell bestimmt C6: simuliertes Gefüge Vertex-Modell: Kornvergrößerung 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-

12 Mikrostrukturanalytik Struktur-, Defekt- und chemische Analyse Prof. Dr. rer. nat. Joachim Mayer C1 Die Arbeiten im beantragten Teilprojekt dienen einer hochauflösenden strukturellen und analytischen Charakterisierung des Gefüges, der inneren Grenzflächen (Korngrenzen, Phasengrenzen) und der Defekte (Versetzungen, Stapelfehler, Zwillinge) in den vorliegenden Fe-Mn-C Legierungen. 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. A1, A2: atomistische Strukturmodelle inkl. Enthalpien, chem. Zusammensetzung der Grenzflächen A4: Erstarrungsstruktur A5: Rolle der Grenzflächen A6: Tripelpunktproben zur Messung der Segregation B1, B2, B3: Proben Ausgangsmaterials und nach Umformung B4: Korngrenzen und Tripellinien-Proben Mikrolegierter Stahl HRTEM, EFTEM der Niob-Karbide Konventionelle TEM (Stapelfehlerenergie) Ultrahochauflösende TEM am ER-C: Zhang and Appel, Mat. Sci. Eng. A Stapelfehler in GaAs Analytik am ER-C: STEM und EELS DSO TRIP-Stahl Bestimmung des C-Gehalts im Restaustenit mit CBED STO A1, A2: HR-TEM- Bilder von Stapelfehlern, Korngrenzen A1, A3, A5, A7: exp. ermittelte SFE A4,B1:Dendritenarmabstände, Konzentrationsprofile A6: Atomare Struktur der Korngrenzen und Tripellinien A7: Aufspaltungsweite der Partialversetzungen A5, B3, C2: Gefügedaten, chem. Zusammensetzung C3: Dünnschichtproben C3, C5: lokale Struktur, Defekte C5: Defekte und innere Spannungen C6: Einschluss- und Porenverteilung 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-/Eigenschaftskorrelation ist eine wichtige Basis für die gezielte Entwicklung optimierter Stähle. Das langfristige Ziel im Teilprojekt C1 ist die umfassende Ermittlung quantitativer formationen 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.

13 Verfestigung Werkstofftechnisch relevante mechanische Univ.-Prof. Dr.-g. W. Bleck C2 C2 werden die in klassischen Prüfverfahren ermittelten integralen Kennwerte mit den metallphysikalischen Vorgängen verknüpft. Die Zusammenhänge zwischen Mikrostruktur und resultierenden werden quantifiziert. Dabei geht es nicht um die Ermittlung geeigneter Legierungs- oder Prozessgrößen, sondern um die Charakterisierung der aus dem SFB entstehenden Produkte. Weiterentwicklung klassischer ein- und mehrachsiger Prüfverfahren um lokale thermische und topograohische Daten sowie lokale Formänderungsverteilungen. Korrelation der makroskopischen Festigkeits- und Dehnungskennwerte mit den ermittelten lokalen Größen Charakterisierung der Alterungskinetik Ausbreitung von Lüdersbändern während eines dynamischen Zugversuchs, aufgenommen mit Hochgeschwindigkeitsthermokamera A5: Mechanismenkarten B2, B3: Blechhalbzeug, zusätzliche Halbzeuge werden aus eigenen Vorarbeiten bereitgestellt B4:Mikrostrukturda ten nach Wärmebehandlung C1: Gefügedaten C3: E-Moduln C4: Texturdaten C5: formationen zu Eigenspannungen Lokale Analyse der Formänderungen während eines mehrachsigen Bulgetests Weißlicht-Konfokal- Aufnahme eines verzwillingten Gefüges 20 μm A5: Fließkurven zur Validierung der Mechanismenkarten A7: Fließkurven zur Validierung der Modelle B3: Fließkurven C6: Mechanische Ermittlung werkstofftechnisch relevanter 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

14 Lokale mechanische Lokale mechanische von Mn-basierten Stählen D. Music, Ph. D. Prof. J. M. Schneider, Ph. D. C3 Korrelation zwischen Struktur, chemischer Zusammensetzung und lokalen mechanischen von Fe-Mn-C- Fe-Mn-C-Al- und Fe-Mn-C-Si-Stählen Vergleich zwischen berechneten und durch Nanoindentation bestimmten elastischen Kombinatorische Abscheidung von Fe-Mn-C, Fe-Mn-C-Al und Fe-Mn-C-Si Lokale mechanische werden mit theoretischen und experimentellen 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. A1: Struktur A5: Proben (Nanoindentation) A7: Elastizitätsmodul (Kontinuumsmodell) B1/B3: Proben (Nanoindentation) C1: Zusammensetzung und Struktur C2: globale mechanische C4: Mikrostruktur C5: elastische Konstanten C C C Cr Cr Al Al Cr Cr Cr 2 AlC (11-20) C C C Sun et al., Appl. Phys. Lett. 83, 899 (2003) Music et al., Phys. Rev. B 73, (2006) Ab initio elektronische Struktur elastische Konstanten Vergleich Kraft ( μ N) Nanoindentation elastische und plastische 200 Schneider et al., Appl. Phys. Lett. 80, (2002) Music et al., Phys. Lett. A 326, 473 (2004) Weg (nm) Kombinatorische Abscheidung von Dünnschichten Schneider et al., Solid State Commun. 130, 445 (2004) Schneider et al., J. Appl. Phys. 99, (2006) Cr 2 AlC SiO 2 A5/A6/A7: elastische Konstanten B1: lokale mechanische B3: lokale mechanische C1: Proben (Schichten) C2, C6: lokale mechanische C5: elastische Konstanten Erforschung der Korrelation zwischen Struktur und lokalen mechanischen von Fe-Mn-C- Stählen Systematische Untersuchung des Einflusses der Legierungselemente (Al und Si) auf die elastischen von Fe-Mn-C-Stählen mittels ab initio- Berechnungen und Nanoindentation Design von elastischen und plastischen von TRIP- und TWIP-Stählen Ermittlung der Korrelation zwischen Struktur, chemischer Zusammensetzung und elastischen dieser Stähle, auch unter Berücksichtigung weiterer Legierungselemente bzw. Verunreinigungen

15 Textur Lokale Textur und Anisotropie im System Fe-Mn-C Dr.-g. S. Zaefferer und Prof. Dr.-g. D. Raabe C4 Verständnis der grundsätzlichen Mechanismen 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 Charakterisierung der Textur- und Mikrostrukturentwicklung während Verformung und Rekristallisation durch zweidimensionale hochauflösende Orientierungsmikroskopie in REM und TEM. dreidimensionale Orientierungsmikroskopie mittels FIB-REM Crossbeam. makroskopische Texturmessungen Zielpräparation (FIB+TEM) A1, A2, A3: Phasenstabilität und Stapelfehlerenergie A5:Mechanismenkarte A6:Grenzflächenenergie und Anisotropie FIB-REM Crossbeam für die vollautomatische 3-dimensionale Gefügecharakterisierung 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. Verständnis der Mechanismen bei Verformung und Rekristallisation A7, B3: Texturen und Mikrostrukturen für Modellierung, Mechanismen C6: Orientierungsmikroskopie an schädigungsrelevanten Grenzflächen C5: Texturinformation für Eigenspannungsmessung Orientierungsmikroskopie an 5 % 1-achsig verformtem TWIP-Stahl. Beobachtung der Wechselwirkung von Zwillingssystemen und Versetzungen. Orientierungsänderungen weisen auf die Existenz geometrisch notwendiger Versetzungen hin. Verständnis der Mechanismen der Texturentstehung bei Verformung und Rekristallisation von TWIP Stählen (insbesondere Einschätzung der Beiträge planarer Gleitung, Scherbandbildung und Zwillingsbildung bei Verformung) Optimierung der Mikrostruktur von TWIP Stählen durch gezieltes Einstellen der Stapelfehlerenergie und Korngröße mit dem Ziel, einen Werkstoff mit optimalen mechanischen Kennwerten zu entwickeln (statische/ Dauerfestigkeit, Duktilität, Zähigkeit). Allgemeines Verständnis der Verformungsund Rekristallisationsvorgänge in kfz Metallen mit niedriger Stapelfehlerenergie

16 Defekte und Spannungen Defekte und Spannungen in Fe-Mn-C Stählen Dr.-g. Haroldo Pinto und Prof. Dr.-g. Anke Rita Pyzalla C5 Experimentelle Charakterisierung der Kristallstruktur, der Phasenanteile, der Defektenergien, dichten, der phasenspezfischen (Eigen-)spannungen in verformten Fe-Mn-C-Stählen mit Synchrotron- Röntgen- und Neutronenbeugungsverfahren. 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 B2: Halbzeuge, kaltumgeformt B3: Halbzeuge, warmumgeformt C1: lokale TEM Charakterisierung, Phasen und Defekte C2/C6: Zugverformte Proben mit und ohne Kerben C3: elastische tensität [a.u.] X2CrNiMoN (1.4439) LHe, 4.2K LH 2, 20K γ air, 293K 111 γ 200 Δ2θ > 0 Δ2θ < θ [ ] Rietveldverfeinerungen zur Bestimmung der Versetzungsdichte, Stapelfehler-, Zwillingswahrscheinlichkeiten und intragranularen Mikrodehnungen z y x 3D tomographische Charakterisierung der Schädigungsprozesse A1,A2,A3,A5: Defektdichten, SFE A7/B2/B3/C1/C2/ C6: Defektdichten, Eigenspannungsverteilung C6: 3D Werkstoffschädigung C4: Texturen Weiterentwicklung einer Einkristallmessungs- und auswertungsprozedur /Reimers/ zur gleichzeitigen Spannungsanalyse an unterschiedlichen hkl eines Korns und in verschiedenen Körner 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.

17 Schädigung und Versagen Schädigung und Versagen im System Fe-Mn-C Dr.-g. U. Prahl C6 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 Umformbarkeit als Funktion von chem. Zusammensetzung, Temperatur und Prozessparametern Identifikation der Versagensmechanismen an Legierungen mit einem Verformungsmechanismus. ein- und mehrachsige unterbrochene, bzw. in-situ-versuche (LOM/REM), Identifikation von Modellparametern mit Gleichstrompotentialmethode, Bruchflächenanalyse, Einheitszellenrechnungen, FE-Gefüge-RVE mit Schädigungsmechanik. A4: Einschlussanalysen A5: Mechanismenkarte A7: Fließkurven B2,B3,B4: Material C1: Einschluss-und Porenverteilung C2: mech. Eig. C3: lokale Eig. C5: innere Spannungen, Werkstoff- Schädigung Schädigungsanalyse Mikrostrukturanalyse an vorgeformten gekerbten Rundzugproben im REM Gleichstrom-Potentialmethode Identifikation von Parametern der Schädigungsinitiierung FE-RVE auf Gefügeebene mit Schädigungsmechanik Gefüge-RVE-FE und Kopplung von Modellen Kohäsivelemente für Spaltbruch GTN-Modell für Gleitbruch alle: Identifikation umformtechnisch interessanter Legierungen B2: optimierte Gefügemorphologien B3: Grenzen der Umformbarkeit 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