Laufende Projekte

Bild 1: HRTEM Aufnahme zweier benachbarter metastabiler Phasen in Al-Matrix

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HRTEM Aufnahme zweier benachbarter metastabiler Phasen in Al-Matrix

Robert Kahlenberg, Projektstart 01/2022

AlMgSi-Aluminiumlegierungen (6xxxer Serie) gehören zu den gängigsten Leichtmetalllegierungen in der Automobil- und Luftfahrtindustrie. Die mikrostrukturellen Vorgänge bei der Herstellung sind in vielerlei Hinsicht sehr kompliziert und teilweise immer noch unerklärt. Das Projekt zielt daher einerseits darauf ab, die Produktionskette von Halbzeugen ausgewählter Legierungen experimentell zu durchleuchten und Schlüsselbausteine zum besseren Verständnis der Mikrostrukturentwicklung zu identifizieren. Andererseits behandelt das Projekt die Erweiterung und Verknüpfung bestehender Mean-Field Modelle der Software MatCalc, um mehrere aufeinanderfolgende Fertigungsschritte und deren Wechselwirkungen abzubilden und letztendlich Prozessketten zu simulieren. In letzter Konsequenz sollen Materialeigenschaften auf Basis von Prozessparametern berechnet und optimiert werden können.

Robert Kahlenberg, Projektstart 08/2020

Al-Mg-Cu-Legierungen (Serie 2xxx) sind aufgrund ihres hohen Festigkeits-Gewichts-Verhältnisses in Kombination mit einer anständigen Duktilität (Ermüdungsbeständigkeit) gut etablierte Materialien in der Luftfahrtindustrie. Der interessierende Hauptprozess in diesem Projekt ist das Umformen von Rohrteilen durch Rundkneten, wodurch eine hohe Maßhaltigkeit erreicht wird. Viele der heute verwendeten Prozessparameter basieren jedoch hauptsächlich auf Erfahrungswerten, und es bleiben einige Lücken in Bezug auf die detaillierte mikrostrukturelle Entwicklung während der Verarbeitung.

Schematische Darstellung des Runddknetprozesses (Quelle: FELSS Group GmbH).

Abbildung 1: Schematische Darstellung des Rundknetprozesses (Quelle: FELSS Group GmbH).

Daher konzentriert sich das Projekt auf die Untersuchung und Simulation einer 2024 Aluminiumlegierung während der Produktion mit SimpleMSE (MatCalc). Insbesondere der Einfluss der Deformation auf die Ausscheidungskinetik sowie Rekristallisationsphänomene und die daraus resultierenden mechanischen Eigenschaften stehen im Mittelpunkt.

Paul Estermann, Projekt Start: 07/2019

TU Wien / K1-Met / voestalpine Linz / Primetals

Das Problem von Oberflächenrissen, die auf Stahlbrammen entstehen, ist seit der Erfindung des kontinuierlichen Gießens von Stählen vor mehr als 50 Jahren ein Problem. Dieses Problem wird üblicherweise als zweites Duktilitätsminimum oder Zwischentemperaturversprödung bezeichnet. Für diese Versprödung zwischen 700 und 900 °C sind mehrere Mechanismen verantwortlich, darunter Ausscheidungen, Ferritbildung und Segregation. Ziel dieses Projektes ist es, diese Einflüsse sowohl experimentell als auch simulativ zu identifizieren und zu charakterisieren.

Das zweite Duktilitätsminimum und einige seiner Ursachen

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Abbildung 1: Das zweite Duktilitätsminimum und einige seiner Ursachen

Die Versuche werden mit einer thermisch-mechanischen Prüfmaschine von Gleeble sowie einem Dilatometer durchgeführt und die Proben mit Licht- und Elektronenmikroskopen analysiert. Die Simulationen werden das Materialberechnungsprogramm MatCalc sowie JMat Pro verwenden. Durch den Vergleich der Messungen mit den vorhergesagten Werten können wir die Simulationsparameter optimieren und herausfinden, wo und bei welchen Temperaturen der jeweilige Stahl sprödes Verhalten zeigt.

Einer der Mechanismen, der für dieses Projekt von besonderem Interesse sein wird, ist die Segregation. Von den beiden Arten der Seigerung, nämlich Gleichgewichts- und Nichtgleichgewichtsseigerung, ist nur die zweite bei den während des Gießvorgangs vorliegenden erhöhten Temperaturen und relativ kurzen Zeiten relevant. Der Prozess hinter der Nichtgleichgewichtssegregation ist die Anreicherung von gelösten Stoffen an Korngrenzen über einen Fluss von Komplexen aus gelösten Stoffen und Leerstellen. Diese Komplexe bilden sich innerhalb der Körner, da es für diese Defekte energetisch günstig ist, sich für einige gelöste Stoffe zu kombinieren. Sobald das Material abgeschreckt ist, werden überschüssige Leerstellen an den Korngrenzen vernichtet und die Komplexe aus gelösten Stoffen und Leerstellen brechen auf, um diesen Verlust zu kompensieren. Als Folge bildet sich ein komplexer Konzentrationsgradient aus und die mitgebrachten gelösten Atome können sich an Korngrenzen und anderen Leerstellensenken anreichern. Ein ähnlicher Effekt zeigt sich beim Verformen des Materials, da bestimmte Mikrostrukturstrukturen bei der mechanischen Bearbeitung zu Fehlstellen führen können.

Ein Beispiel für Korngrenzenseigerung

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Abbildung 2: Ein Beispiel für Korngrenzenseigerung

Da der Mechanismus auf einem Nichtgleichgewichtseffekt beruht, kann die Korngrenzenkonzentration die maximale Gleichgewichtskonzentration überschreiten. Sobald diese Schwelle erreicht ist, werden die gelösten Atome wieder desegregiert, aber ihre Bewegung wird durch die Geschwindigkeit begrenzt, mit der sie diffundieren können. Folglich steigt die Konzentration stark an und nimmt dann mit der Zeit langsam wieder ab. Dieser Mechanismus kann in manchen Fällen bei kurzen Haltezeiten und bei erhöhten Temperaturen zu einer schnellen Versprödung führen, was für das Duktilitätsverhalten einiger Stähle entscheidend sein kann.

 

[1] Caliskanoglu, O., 2016, Hot ductility investigations of continuously cast steels, Dissertation, TU Wien, Vienna

[2] Li Y.J., Ponge D., Choi P. and Raabe D., 2015, Atomic scale investigation of non-equilibrium segregation of boron in a quenched Mo-free martensitic steel. Ultramicroscopy 159, 240–247. doi:10.1016/j.ultramic.2015.03.009

Yao Shan, Projektstart 01/2017

Mit zunehmender Effizienz der Rechnerressourcen wird die Möglichkeit, komplexe Prozesse in der Materialwissenschaft durch Simulationen zu lösen, immer relevanter.

Entwicklung verschiedener Ausscheidungen unter Berücksichtigung lokaler Vergröberungen

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Abbildung 1: Entwicklung verschiedener Ausscheidungen unter Berücksichtigung lokaler Vergröberungen [1]

Abbildung 1 zeigt ein Beispiel für verschiedene Vergröberungsprozesse, bei denen größere Ausscheidungen zugunsten kleinerer anwachsen. In der Studie wird die lokale Anordnung von Niederschlägen betont, die Aufschluss über Populationsgrößen in bestimmten Gebieten gibt.

Mechanische Spannungsrelaxation zwischen Präzipitat und Loch in der Matrix während des Wachstums

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Abbildung 2: Mechanische Spannungsrelaxation zwischen Präzipitat und Loch in der Matrix während des Wachstums [2]

Das Wachstum von Niederschlägen wird durch chemische Triebkräfte angetrieben, die von der chemischen Zusammensetzung abhängen. Allerdings gibt es mechanische Belastungen, die den Prozess verlangsamen. Abbildung 2 zeigt eine Studie, bei der das Loch für die Ausscheidung in der Matrix durch Kriechen wächst, aber angepasst werden muss, damit die Ausscheidung weiter wächst.

Bake-Hardening-Modellierung in Dualphasenstahl

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Abbildung 3: Bake-Hardening-Modellierung in Dualphasenstahl [3]

Bake-Hardening ist ein Verfahren, das in der Automobilindustrie verwendet wird, um Karosseriebleche während des Lackierprozesses zu härten. Bild 3 zeigt die Festigkeitszunahme durch Kohlenstoffseigerung in Versetzungen und Karbidausscheidung.

Austenit-Kornwachstum beeinflusst durch gelösten Stoffwiderstand

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Abbildung 4: Austenit-Kornwachstum beeinflusst durch gelösten Stoffwiderstand [4,5]

Neben Ausscheidungen ist auch die Korngröße in der Matrix von Bedeutung. Gelöste Stoffe in der Matrix können sich in Korngrenzen absondern und den Prozess des Kornwachstums verlangsamen. Abbildung 4 zeigt das Kornwachstum, das aufgrund des Schleppens von gelösten Stoffen angehalten wurde.

[1] J. Svoboda, Y.V. Shan, G.A. Zickler, E. Kozeschnik, F.D. Fischer, Local approach for coarsening of precipitates, Scripta Materialia 178 (2020) 232-235.
[2] J. Svoboda, Y.V. Shan, E. Kozeschnik, F.D. Fischer, Influence ofmisfit stress relaxation by power-law creep and plasticity on kinetics of coarsening of precipitates, Scripta Materialia 168 (2019) 81-85.
[3] Y.V. Shan, M. Soliman, H. Palkowski, E. Kozeschnik, Modeling of Bake Hardening Kinetics and Carbon Redistribution in Dual‐Phase Steels, Steel Research International (2020) 2000307.
[4] N. Fuchs, P. Krajewski, C. Bernhard, In-situ Observation of Austenite Grain Growth in Plain Carbon Steels by Means of High-temperature Laser Scanning Confocal Microscopy, BHM Berg- und Hüttenmännische Monatshefte 160 (2015) 214-220.
[5] J. Svoboda, F.D. Fischer, E. Gamsjaeger, Influence of solute segregation and drag on properties of migrating interfaces, Acta Materialia 50 (2002) 967-977.

Andreas Niederer

Basierend auf einer Literaturrecherche soll eine MatCalc-Datenbank kalibriert werden, welche das System Al-Mg-Si-Cu-Zn ausreichend genau erfasst. Die Kalibrierung erfolgt über die zugrundeliegenden, Al-reichen (pseudo-)binären, ternären und quaternären Subsysteme.

Ausgehend von dieser Datenbank sollen Phasengleichgewichte und Phasenkinetik einer breiten Palette unterschiedlichster Kompositionen des quinären Systems numerisch beschrieben und jene identifiziert werden, die bestimmten Kriterien genügen, wie bspw. eine Mindestspreizung von Solidus des Systems und Solvus einer Ausscheidungsphase oder ein maximaler Anteil an duktilitätsreduzierenden Phasen im System. Ein weiter führender Schritt kann die Integrierung typischer Begleitelemente wie Eisen oder Mangan in die numerischen Betrachtungen sein um die Umlegung in die Industrie zu vereinfachen.

Simulativ ausgewählte Legierungen sollen im Labormaßstab hergestellt und der kompletten Prozessroute des Strangpressens (Homogenisierung, Warmumformung, Quench und Warmauslagerung) unterworfen werden. Prozessparameter für die Laborroute werden wiederum mit Unterstützung der Software MatCalc ausgewählt. Durch Dilatometerversuche sollen Fließkurven bei Warmumformungstemperaturen ermittelt werden und dadurch die Basis für Umformsimulationen geschaffen werden, mittels derer die entsprechende Legierung näher auf „Strangpressbarkeit“ untersucht werden soll.

Ziel dieser Arbeit ist es,

(1) das Festigkeitsspektrum von Al-Mg-Si-Legierungen weiter in Richtung der 2xxx bzw. 7xxx Systeme zu erweitern und gleichzeitig ausreichend Umformbarkeit zu behalten,

(2) Kompositionen/Kompositionsgrenzen für neue Werkstoffe mit legierungsgruppenüberschreitenden Eigenschaften zu finden,

(3) Möglichkeiten für die Wiederverwendung von Post-Consumer-Schrotten als Knetwerkstoffe aufzuzeigen und damit dem heutzutage üblichen Downgrading von Aluminiumschrotten Alternativen aufzuzeigen – Stichwort „wie viel Gehalt an Element XY verträgt eine EN AW-6082, ohne dass ihre typischen Eigenschaften verloren gehen?“

Phasendiagramm von Al-Mg-Legierungen

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Bild 1: Phasendiagramm von Al-Mg-Legierungen mit 1wt%Si, 4wt.-%Cu und 8wt.-%Zn Ausscheidungsphasen unterschiedlicher Legierungssysteme [2xxx (THETA_AL2CU, S-PHASE) /6xxx (MG2SI_B) /7xxx (MGALCUZN_T, LC14_ZN2MG)] stehen im Gleichgewicht

Effekt von unterschiedlichen Gehalten an Kupfer auf die Ausdehnung des FCC_A1 Einphasengebiets in Al-Mg Legierungen

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Bild 2: Effekt von unterschiedlichen Gehalten an Kupfer auf die Ausdehnung des FCC_A1 Einphasengebiets in Al-Mg Legierungen Löslichkeit von Magnesium in Aluminium sinkt mit steigendem Gehalt an Kupfer Soliduslinie sinkt zu tieferen Temperaturen mit steigendem Gehalt an Kupfer

 

Abguss einer AlMgSiCuZn Versuchslegierung in einer Kupferkokille Gussformat ist optimiert für die Umformung auf der Versuchs-Strangpresse

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Bild 3: Abguss einer AlMgSiCuZn Versuchslegierung in einer Kupferkokille Gussformat ist optimiert für die Umformung auf der Versuchs-Strangpresse

Abgeschlossene Projekte

Bernhard Viernstein, Start 01/2018

Für die Konstruktion von Automobilkomponenten sind recht aufwendige Temperatur- und Verformungsschritte notwendig. Um das Verhalten des Materials zu verstehen, wird neben experimentellen Techniken wie mechanischen Tests oder mikroskopischen Charakterisierungen mikrostrukturelle Simulationen verwendet. Ziel dieser Arbeit ist die Entwicklung eines physikalisch basierten Modells, das in der Lage ist, Eigenspannungsantworten komplexer Bauteile in beliebigen Materialzuständen zu berechnen. Daher müssen Verfestigungsmechanismen wie Mischkristallverfestigung, Ausscheidungsverfestigung und Kaltverfestigung einbezogen werden. Zur Kalibrierung des Modells werden Kompressionstests bei unterschiedlichen Temperaturen verwendet. Abbildung 1 zeigt beispielhaft Simulationen von Fließkurven bei verschiedenen Temperaturen.

 

Fließkurvensimulationen bei verschiedenen Temperaturen und Simulation von Mises-Spannungen nach einem Abschreckprozess

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Abbildung 1: Fließkurvensimulationen bei                                Abbildung 2: Simulation von Mises-Spannungen
verschiedenen Temperaturen                                                    nach einem Abschreckprozess (rechts)

Eine neue Abaqus User Hardening (UHARD)-Unterroutine wird entwickelt und verwendet, um die Mises-Spannungen der Komponente für jeden Materialzustand zu berechnen. Daher sind die Temperatur, die Dehnung und die Dehnungsrate die erforderlichen Eingabeparameter. Abbildung 2 zeigt simulierte Mises-Spannungen nach einem Abschreckprozess. Die Simulationen werden an vier ausgewählten Integrationspunkten experimentell verifiziert.

Georg Siroky, Projektstart 01/2018

Mikroelektronische Baugruppen bestehen aus Lötverbindungen, um Unterbaugruppen zu verbinden und elektrische und mechanische Konnektivität bereitzustellen. Schadensresistente Lotmaterialien werden benötigt, um den fortschreitenden Miniaturisierungsbemühungen gerecht zu werden [1]. Das Ausheilen von Lotlegierungen ist ein innovativer Ansatz, um ihre Widerstandsfähigkeit gegen Beschädigungen zu erhöhen. Mehrere Materialtransportmechanismen wurden in Bezug auf die Heilung in Metallen untersucht, wie z. B. Ausfällung [2], elektrochemische [2] oder flüssigkeitsunterstützte Heilung [3,4]. Die flüssigkeitsunterstützte Heilung wird thermisch aktiviert, indem das Material über seine Solidustemperatur erhitzt wird, wo es in einer halbfesten Konfiguration gehalten wird, um den Transport von viskosem Material zu fördern.

Dieses Projekt zielt darauf ab, die Zusammensetzungsabhängigkeit der flüssigkeitsunterstützten Ausheilung in Sn-Bi-Legierungen durch numerische Simulation und Experimente zu untersuchen.

Experimente

Strömungsexperimente veranschaulichen die mikrostrukturelle Abhängigkeit des Stofftransports und liefern Input für kontinuumsmechanische Modelle. Zur Bewertung des Fließverhaltens im halbfesten Zustand werden verschiedene Ansätze getestet, wie z. B. das In-situ-Erhitzen von Mikroeindrücken oder das Füllen zylindrischer Defekte. Diese Experimente liefern ein Maß für die mikrostrukturelle Mobilität und Heilungseffizienz.

Viskoser Fluss in einer kugelförmigen Vertiefung während der flüssigkeitsunterstützten Einheilung

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Abbildung 1: Viskoser Fluss in einer kugelförmigen Vertiefung während der flüssigkeitsunterstützten Einheilung

Die Wiedererlangung der Festigkeit wird durch ein Zugschadensheilungsexperiment bewertet. Ein anfänglicher Belastungszyklus induziert durch zyklische Verformung mechanische Defekte wie Lunker oder Risse. Die Zugprobe wird in einer Ex-situ-Wärmebehandlung geheilt, bei der Temperatur und Zeit variiert werden. In einem Nachheilbelastungszyklus wird die Wiedererlangung der elastischen Steifigkeit und Endfestigkeit bestimmt, die die Ausheileffizienz der Lotlegierung quantifiziert.

Versuch zur Heilung von Zugschäden zur Beurteilung der Wiedererlangung elastischer Steifheit und Festigkeit

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Abbildung 2: Experiment zur Heilung von Zugschäden zur Beurteilung der Wiedererlangung der elastischen Steifheit und Festigkeit

Simulation

Theoretische Modelle werden entwickelt, um die Heilung und ihren Zusammenhang mit Materialeigenschaften (Oberflächenspannung, Viskosität) und äußeren Belastungen zu formulieren [5]. Das mikromechanische Modell liefert eine detaillierte Beschreibung der Heilung auf Materialebene, erfordert jedoch einen höheren Rechenaufwand. Daher wird ein vereinfachtes Modell mit weniger Parametern entwickelt, um die wesentlichen Heilungseigenschaften zu erfassen, was Simulationen von heilenden Loten in einer mikroelektronischen Baugruppe ermöglicht [6]. Das Montagedesign spielt eine wesentliche Rolle im flüssigkeitsunterstützten Einheilkonzept, da thermoelastische Verformungen der Substrate die Ausheileffizienz im Lot verhindern oder verstärken können. Der Spannungszustand in der Lötstelle während der Heilung spielt eine entscheidende Rolle für die Heilungsentwicklung und ist ein Ergebnis der Reaktion der Baugruppe auf Temperaturänderungen.

Finite-Elemente-Modell einer Lotanordnung, bei der Temperaturschwankungen Druck- und Zugspannungszustände induzieren

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Abbildung 3: Finite-Elemente-Modell einer Lotanordnung, bei der Temperaturänderungen Druck- und Zugspannungszustände induzieren [7].

[1]            S. Cheng, C. Huang, M. Pecht, Microelectronics Reliability Review paper A review of lead-free solders for electronics applications, Microelectron. Reliab. 75 (2017) 77–95. doi:10.1016/j.microrel.2017.06.016.

[2]            S. Zhang, N. van Dijk, S. van der Zwaag, A Review of Self-healing Metals: Fundamentals, Design Principles and Performance, Acta Metall. Sin. (English Lett. (2020). doi:10.1007/s40195-020-01102-3.

[3]            C.R. Fisher, H.B. Henderson, M.S. Kesler, P. Zhu, G.E. Bean, M.C. Wright, J.A. Newman, L.C. Brinson, O. Figueroa, M. V Manuel, Repairing large cracks and reversing fatigue damage in structural metals, Appl. Mater. Today. 13 (2018) 64–68. doi:10.1016/j.apmt.2018.07.003.

[4]            S. Danzi, V. Schnabel, J. Gabl, A. Sologubenko, H. Galinski, R. Spolenak, Rapid On-Chip Healing of Metal Thin Films, Adv. Mater. Technol. 1800468 (2019) 1–6. doi:10.1002/admt.201800468.

[5]            G. Siroky, E. Kraker, D. Kieslinger, E. Kozeschnik, W. Ecker, Micromechanics-based damage model for liquid-assisted healing, Int. J. Damage Mech. 0 (2020) 1–22. doi:10.1177/1056789520948561.

[6]            G. Siroky, D. Melinc, J. Magnien, E. Kozeschnik, D. Kieslinger, E. Kraker, W. Ecker, Healing solders: A numerical investigation of damage-healing experimentse, in: 2020 21st Int. Conf. Therm. Mech. Multi-Physics Simul. Exp. Microelectron. Microsystems, 2020: pp. 1–7.

[7]              G. Siroky, E. Kraker, J. Magnien, E. Kozeschnik, D. Kieslinger, W. Ecker, Numerical study on local effects of composition and geometry in self-healing solders, 20th Int. Conf. Therm. Mech. Multi-Physics Simul. Exp. Microelectron. Microsystems. (2019). doi:10.1109/EuroSimE.2019.8724583.

Alice Redermeier, Projektstart: 04/2017

TU Wien / MCL / AMAG 

Die Al 6xxx-Legierungen sind eine wichtige Gruppe aushärtbarer Werkstoffe, die in einem breiten Anwendungsfeld, wie Automobil-, Marine- und Baubereichen, eingesetzt werden. Die Hauptlegierungselemente in der 6xxx-Reihe sind Magnesium und Silizium.

Im ternären Al-Mg-Si-System ist die Ausscheidungsfolge zum stabilen Mg2Si (b) allgemein akzeptiert

ternäres Al-Mg-Si-System

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Der Ausscheidungspfad in der kommerziellen 6xxx-Serie wird noch komplizierter und wird von vielen Faktoren beeinflusst, wie z. B. der Wärmebehandlung (Abbildung 1) und der chemischen Zusammensetzung.

Atomprobenanalysediagramm

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Abbildung 1: Atomsondenanalyse für (a) langfristige natürliche Alterung, (b) 3,6-ks- und (c) 28,8-ks-Alterung gemäß Wärmebehandlungsverfahren B2 bzw. (d) 28,8-ks-Alterung gemäß Wärmebehandlungsverfahren A bei 170 °C [1].

In diesem Projekt konzentrieren wir uns auf die Clusterbildung und -entwicklung in der Al-6xxx-Reihe. Durch die Kombination experimenteller und atomistischer Simulationsmethoden werden wir ein grundlegendes Verständnis der frühen Stadien der Clusterbildung in 6xxx-Serien erhalten. Darüber hinaus werden diese Erkenntnisse als Input für die thermokinetische Modellierungssoftware MatCalc dienen, um den gesamten Produktionsprozess in der Al-6xxx-Serie zu simulieren.

[1]  S. Pogatscher, H. Antrekowitsch, H. Leitner, T. Ebner, P.J. Uggowitzer, Acta Mater. 59 (2011) 3352–3363. DOI: 10.1016/j.actamat.2011.02.010

Philipp Retzl, Projektstart: 01.01.2017

Der TRIP-Effekt

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TRIP-Stähle weisen die höchste Kombination aus Festigkeit und Umformbarkeit auf, die aus der dehnungsinduzierten Umwandlung von Restaustenit in Martensit resultiert, die als TRIP-Effekt bezeichnet wird.1

 

Abbildung 1: Der TRIP-Effekt

Schema einer ESP-Anlage

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Abbildung 2: Schema einer ESP-Anlage

In diesem Projekt werden bestehende experimentelle Methoden zum Finden geeigneter Stahlzusammensetzungen und thermomechanischer Behandlungen, die auf einer ESP-Anlage anwendbar sind, durchgeführt. Um unser Verständnis wichtiger mikrostruktureller Mechanismen zu verbessern, die die Eigenschaften des Endprodukts bestimmen, werden theoretische Modelle entwickelt. Diese Modelle sind in der Lage, wichtige Merkmale der komplexen Mikrostrukturen zu beschreiben, die in TRIP-Stählen auftreten. Abbildung 3 zeigt eine SEM (Rasterelektronenmikroskopie)-Aufnahme einer typischen TRIP-Mikrostruktur bestehend aus Ferrit, Bainit, Austenit und/oder Martensit.

David Melinc, 03/2018 - 02/2021 

Ziel dieses Projektes ist es, die Selbstheilungseigenschaften eines bleifreien Lotes bei typischen Anwendungstemperaturen zu untersuchen. Die unterschiedliche Umgebung in mikroelektronischen Bauelementen mit unterschiedlichen Temperaturen sollte hierbei den Auslöser und die treibende Kraft für die flüssigkeitsunterstützte Heilung darstellen. Eine verlängerte Lebensdauer von Lötverbindungen in realen Strukturen wird angestrebt, indem von der mechanischen und thermischen Belastungsumgebung profitiert wird.

Ein Riss in der Probe breitet sich hauptsächlich in der Bi-reichen RHOMBO_A7-Phase aus

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Abbildung 1: Ein Riss in der Probe breitet sich hauptsächlich in der Bi-reichen RHOMBO_A7-Phase aus

Im Rahmen dieses Projekts werden die Einflüsse der thermischen Behandlung und Zusammensetzung auf die Mikrostrukturentwicklung und mechanische Eigenschaften, wie E-Modul, gleichmäßige Dehnung und UTS, bewertet. Durch mechanische Ermüdung beschädigte hundeknochenförmige Bulk-, Überlappungsscher-Lötproben und die Wiedererlangung der mechanischen Beständigkeit gegen gleichmäßige Zugspannung der letzteren, verursacht durch Unterschiede in der Heilungstemperatur, werden bewertet.

Zugversuch an Proben im Gusszustand und unter zyklischer Belastung

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Abbildung 2: Zugversuch von „wie gegossen“ und „zyklisch belasteten“ Proben im Vergleich zu unterschiedlichen Ausheilzuständen (120°C, 130°C und 140°C)

Christoph Etzlstorfer, 07/2016 - 06/2019

Im Rahmen des Projekts werden durch Warmwalzplattieren hergestellte Stahlverbundwerkstoffe untersucht. Der Schichtaufbau verändert mechanische und chemische Eigenschaften im Vergleich zu den einzelnen monolithischen Materialien.

Metallverbunde mit unterschiedlichen Dicken und Materialkombinationen werden plattiert und hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften charakterisiert. Die unterschiedliche Zusammensetzung der verschiedenen Schichten führt zu einer C-Diffusion. Folglich beeinflusst der verschobene C-Gehalt die Eigenschaften des Stahls erheblich und kann dem ursprünglichen Ziel des Plattierens entgegenwirken. So werden die Diffusion während des Produktionsprozesses und Wärmebehandlungen mit dem Softwaretool MatCalc simuliert und mit realen Testergebnissen verglichen.

Ziel des Projekts ist es, das Potenzial von Stahlverbundwerkstoffen zu evaluieren. Ein weiteres Problem ist die Machbarkeit des Produktionsprozesses.

Aurelie Jacob, 04/2016 - 12/2017

Thermodynamische Datenbanken sind ein wesentlicher Input für die Simulation von Materialeigenschaften, insbesondere von Phasengleichgewichten. Abhängig von den Materialien sind die thermodynamischen Datenbanken nicht immer genau und müssen korrigiert oder entwickelt werden, um experimentelle Beweise zu reproduzieren.

Thermodynamische Datenbanken basieren auf der Calphad-Methode. Diese Methode erlaubt es, die Phasengleichgewichte und Thermodynamik von Mehrkomponentensystemen zu beschreiben. Jede in einem System vorhandene Phase wird durch ihre Gibbs-Energie als Funktion von Zusammensetzung, Temperatur und Druck beschrieben. Die Gibbs-Energiefunktion wird erhalten, indem sie an experimentelle Phasendiagramme und Thermodynamik betrachteter Teilsysteme angepasst wird.

Die thermodynamischen Datenbanken werden dann in Matcalc verwendet, um das langfristige Alterungs- und Ausscheidungsverhalten zu simulieren, was die Vorhersage der Lebensdauer der Materialien ermöglicht.

Harald Radlwimmer, 12/2014 - 11/2018

Stranggießen ist seit vielen Jahrzehnten das am häufigsten eingesetzte Verfahren in der Stahlerzeugung. Ein Hauptaugenmerk der Untersuchungen liegt auf dem Richtvorgang, der üblicherweise in einem Bereich reduzierter Duktilität (typischerweise zwischen 1200 °C und 600 °C) stattfindet. Daher ist das Richten ein heikler Vorgang, der häufig zur Zurückweisung und/oder Reparatur der Bramme führt.

Typischerweise wurde die Versagensanfälligkeit bei einer bestimmten Temperatur unter Verwendung von Heißzugversuchen im Labormaßstab und metallographischen Untersuchungsmethoden bestimmt. Allerdings ist der Laboransatz – verglichen mit einem rechnerischen – nicht nur zeitaufwändig, sondern auch teuer, da er hohe Kosten (Geräte, Proben, Personal) verursacht. Diese Fakten sind unsere treibende Kraft für die Entwicklung einer Berechnungslösung innerhalb des Softwarepakets MatCalc.

In Zukunft werden wir prognostizieren können, ob eine Stahlsorte rissanfällig ist oder nicht. Ingenieure werden in der Lage sein, ein thermisches Profil für erfolgreiche Richtvorgänge bestimmter Stahlsorten und umgekehrt zu entwickeln.

Wen Wen Wei, 10/2014 - 09/2018

Derzeit besteht ein wachsender Bedarf an effektiven und praktischen Industriemodellen zur Vorhersage der Verformungsfähigkeit von Mg-Legierungen. Im Gegensatz zu den BCC- und FCC-Metallen haben die Mg-Legierungen eine HCP-Struktur, die die Verformungseigenschaften von Mg-Legierungen stark beeinflusst. Die Zwillingsbildung tritt häufig in Mg auf und spielt eine wichtige Rolle bei der Verformungsleistung von Mg. Aufgrund des schlechten Verständnisses des Zwillingsmechanismus in Mg können die bestehenden Industriemodelle das Verformungsverhalten von Mg nicht genau vorhersagen. Um ein zuverlässigeres industrielles Modell zu entwickeln, muss daher die zugrunde liegende Physik wie die Entwicklung der Zwillingsmikrostruktur und der Härtungsprozess auf atomarer Ebene verstanden werden, was zu einer mehrskaligen Modellierung in Mg-Legierungen führt.

Insgesamt ist das Ziel dieses Projekts, ein zuverlässiges industrielles Modell im Mesonenmaßstab für die Verformung in Mg-Legierungen zu erhalten, das die Fließkurve oder ein anderes Verformungsverhalten von Mg-Legierungen erfolgreich vorhersagen wird. Außerdem wird die Physik des Zwillingsmechanismus gründlich auf atomarer Ebene untersucht.

Markus Rath, 07/2014 - 06/2018

Das Gesamtziel dieses Projektes ist die Entwicklung verbesserter Materialmodelle für die Prozesskettensimulation zur thermomechanischen Bearbeitung von Nickelbasislegierungen. Dies wird durch ein kombiniertes experimentelles und theoretisches Forschungsprogramm mit den folgenden detaillierten Zielen realisiert:

  • Entwicklung von physikalisch basierten Modellierungsansätzen für die Mikrostrukturentwicklung.
  • Entwicklung eines mikrostrukturbasierten Fließspannungsmodells.
  • Entwicklung eines stabilen thermomechanischen Prozesses für eine neue Nickelbasislegierung unter Berücksichtigung des Schädigungsverhaltens mittels der Methode der inversen Prozesskettensimulation.

Lin Qin, 05/2014 - 04/2018

TU Wien (Teilprojekt von VICOM P13: Multiscale simulations of nucleation in solid and liquid solutions)

In Legierungen auf Fe-Cu-Basis wurde experimentell beobachtet, dass die zusätzlichen Elemente Mn und Ni eine Rolle bei der Erhöhung der Keimbildungsrate von Cu-Ausscheidungen spielen und die Zusammensetzungsverteilung von Prä-Keimbildungsclustern stören [1]. Der detaillierte Mechanismus, wie diese Legierungszusätze die Keimbildungsentwicklung beeinflussen, ist jedoch nicht gut verstanden. Simulationen auf atomarer Ebene wie Molekulardynamik- und Monte-Carlo-Simulationen haben Vorteile, da sie den Mechanismus und die Kinetik von Ausscheidungsprozessen direkt aufdecken. Da die Keimbildung jedoch ein seltenes Ereignis ist, ist aus rechnerischer Sicht ein großer Bereich der Simulationszeitskala erforderlich, um vollständige Keimbildungsprozesse zu beobachten, insbesondere bei geringer Übersättigung, wenn die Energiebarrieren hoch sind und die Keimbildung eines Niederschlags zu dieser Zeit selten ist Skala grundlegender Atombewegungen. Eine weitere Herausforderung für atomare Methoden besteht darin, einen effizienten Weg zur Berechnung der in Simulationen erforderlichen Energien und Kräfte zu finden. Um die Herausforderungen anzugehen, werden kinetische Monte-Carlo-Simulationen und Sampling-Techniken für seltene Ereignisse [2] kombiniert, um Mikrostrukturen und Übergangswege in diesem komplexen Keimbildungsprozess zu untersuchen und dann die Auswirkungen ternärer Elemente auf die Keimbildungsraten quantitativ zu bewerten. Alle Simulationen basieren auf einer rechengünstigen Energiebeschreibung – einfache Paarpotentiale für ternäre Systeme, die die lokale chemische Umgebung (LCE) [3] bei Atom-Leerstellen-Austauschereignissen berücksichtigt.

Experimentelle Beobachtung der Mn,Cu,Ni,Fe-Verteilung im Cu-Cluster nach (a)1h (b) 4h (c)1024h Alterung.

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Bild: Experimentelle Beobachtung der Mn,Cu,Ni,Fe-Verteilung im Cu-Cluster nach (a)1h (b) 4h (c)1024h Alterung.

ZUSAMMENARBEIT:

Wir kooperieren mit der Gruppe von Prof. Christoph Dellago vom Institut für Computational Physics der Universität Wien.

REFERENZ:

[1] Kolli R. P., Seidman D. N. (2008), Die zeitliche Entwicklung der Zersetzung eines konzentrierten Mehrkomponenten-Stahls auf Fe-Cu-Basis. Acta Mater. [

2] Dellago C. Bolhuis P. G. (2008), Transition Path Sampling and other Advanced Simulation Techniques for Rare Events, Advances in Polymer Science 221, 167.

[3] Warczok P., Shan Y., Schober M., Leitner H., Kozeschnik E. (2011), Analysis of Clustering Characteristics during early Stages of Cu Precipitation in bcc-Fe, Solid State Phenomena 172-174,

Thomas Weisz, 05/2014 - 04/2018

AMAG/MCL Leoben

Immer mehr internationale Wettbewerber zwingen aluminiumproduzierende Unternehmen dazu, ihre Produktionswege zu optimieren und qualitativ hochwertige Produkte anzubieten, um auf dem Weltmarkt wettbewerbsfähig zu bleiben. Bei der Herstellung von Aluminiumplatten vom Blockguss bis zum Endprodukt durchläuft das Material eine Reihe von Produktionsschritten, die letztendlich die Eigenschaften des hergestellten Teils bestimmen. Die Anzahl der Einflussfaktoren und Parameter in der gesamten Prozesskette ist enorm. Jede experimentelle Untersuchung der resultierenden Materialeigenschaften zu Optimierungszwecken oder Eigenschaftsvorhersagen ist sehr zeitaufwändig und kostenintensiv bei begrenzter Anwendbarkeit.

Grafik eines Gieß- und Walzprozesses

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Der Zweck dieses Projekts ist die Konzentration auf ein Material (AA6061) und die Anpassung, Optimierung und Kopplung der einzelnen Modelle, die in verschiedenen unterschiedlichen Projekten entwickelt wurden, um eine prädiktive prozessübergreifende Simulation von Mikrostrukturen und Eigenschaften der Aluminiumplatten-Produktionsroute mit der realen Industrie bereitzustellen Parameter. Die Simulationsfähigkeit sollte die recht komplexen Wechselwirkungen verschiedener Prozessschritte in einem integrierten Ablauf abdecken. Das Ergebnis wird eine Folge spezifischer Modelle sein, die vollständig in MatCalc integriert sind, um den Prozessweg der Plattenherstellung von AA6061-Platten zu beschreiben.

Christoph Krüger, 05/2014 - 04/2018

Für die Entwicklung neuer Stahlsorten ist es notwendig zu wissen, welche Mikrostruktur benötigt wird, um die gewünschten mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Neben der chemischen Zusammensetzung ist die Wärmebehandlung einer der wichtigen Prozessschritte dazu. Im Produktionszyklus des Stahlblechs erfolgt die Wärmebehandlung durch eine Glühlinie. Hier werden die Bänder im Ferrit-Austenit-Bereich erwärmt, bei dieser Temperatur eine bestimmte Zeit durchwärmt und dann abgekühlt. Die Kenntnis der gebildeten Phasenanteile und der Korngrößen ist notwendig, um die gewünschten Eigenschaften zu erreichen. Ziel des Projektes ist die Entwicklung von Phasenumwandlungsmodellen, die unter kontinuierlichen Erwärmungs- und Abkühlungsbedingungen anwendbar sind, um die Wärmebehandlung auf einer kontinuierlichen Glühlinie mit der Vorhersage der Korngrößen zu simulieren.

Ziele des vorliegenden Projektes sind:

  • Entwicklung von zwei unterschiedlichen Phasenumwandlungsmodellen für kontinuierliches Heizen und Kühlen
  • Entwicklung und Implementierung eines neuen Phasentransformationsmoduls für MatCalc
  • Entwicklung eines einzigen Programms zur Simulation von Erholung, Rekristallisation und Phasenumwandlung
  • Validierung der entwickelten Modelle mit Dilatometertests für verschiedene Stähle

Heinrich Buken, 03/2014 - 02/2018

Das Wissen über die Auswirkungen auftretender Rekristallisationsphänomene während der Stahlherstellung kann eine Schlüsselfähigkeit zur Verbesserung der Endprodukteigenschaften sein, z. die endgültige Alpha-Korngröße. Beim mehrkalibrigen Blechwalzen kann in der Zwischenstichzeit nach der Umformung (statische Rekristallisation) oder während der Umformung (dynamische Rekristallisation) eine Rekristallisation stattfinden, die das ehemalige Gefüge verändert und das Rekristallisationsergebnis einer weiteren Warmumformung beeinflussen kann.

Die Rekristallisation im austenitischen Bereich von „Einphasenlegierungen“ ist phänomenologisch gut beschrieben durch Stoffgesetze wie JMAK-Gleichungen zur Beschreibung von Temperatur, Zeit, Ausgangskorngröße und umformgradabhängiger Entwicklung des rekristallisierten Anteils. Für den Fall von Einphasenlegierungen, die z.B. C-Mn-Stahl im austenitischen Bereich stehen viele Stoffgesetze zur Verfügung, die mehr oder weniger ausreichende Erkenntnisse über das statische Rekristallisationsverhalten liefern können [1–3].

Bei zwei- oder mehrphasigen Legierungen wie Ti, Nb und V mikrolegierter Stähle kann die Rekristallisationskinetik komplizierter werden und die Stoffgesetze sind möglicherweise nicht mehr angemessen, um die Rekristallisationskinetik richtig zu beschreiben, da eine weitere Dimension in das System eintritt und es beeinflusst. Partikel verursachen einen Pinning-Druck an Korngrenzen. Die Größe dieses Zener-Drag-Effekts wird hauptsächlich durch den ausgeschiedenen Phasenanteil und die Ausscheidungsgröße bestimmt und hat seinen Grundgedanken in der Einsparung von energetisch ungünstiger Gesamtkorngrenzfläche [4]. Die Verformung sorgt für eine höhere Versetzungsdichte im Material und beeinflusst den Ausscheidungsprozess, indem sie für eine höhere Keimbildungsstellendichte und eine höhere Diffusion in der Masse sorgt. Aufgrund dieses Wechselspiels wird die Formulierung von Stoffgesetzen im Rahmen von JMAK-Gleichungen, die weite Bereiche von Zusammensetzungen, Temperaturen und Verformungsgraden beschreiben, erschwert. Dennoch sind diese für mikrolegierten Stahl in der Literatur verfügbar [5] und zeigen in Abhängigkeit vom Mikrolegierungsgehalt langsamere Umwandlungszeiten als bei reinem C-Mn-Stahl. Einer JMAK-Beziehung folgend, sind diese Ansätze nicht in der Lage, Kurven zu erklären, bei denen „Plateaus“ in der rekristallisierten Fraktion gegen Zeitkurven zu finden sind.

In meiner Arbeit versuche ich phänomenologische Ansätze zu vermeiden. Durch die Beschreibung der Rekristallisationskinetik in Bezug auf Keimbildung und Wachstum und die Kombination dieses Ansatzes mit den hervorragenden Niederschlagsberechnungen von MatCalc bin ich in der Lage, die Wechselwirkung von Niederschlag und Rekristallisation während der statischen Rekristallisation zu modellieren. Abbildung 1 zeigt ein Beispiel meiner Modellierungsarbeit. Diese Experimente stammen von Quispe et al. [6], die Double-Hit-Kompressionstests an einem V-mikrolegierten Stahl durchführten. Unten ca. 1000°C V(C, N)-Ausscheidungen werden thermodynamisch stabil und fein dispergiert und dehnungsinduzierte Ausscheidungen belasten die Korngrenzen mit einem Verzögerungsdruck.

Verlauf der Rekristallisation in Abhängigkeit von Temperatur und unterschiedlichen Ausgangskorngrößen.

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Bild: Verlauf der Rekristallisation in Abhängigkeit von Temperatur und unterschiedlichen Ausgangskorngrößen.

Dennoch gibt es in diesem Thema noch viel zu erforschen. Genauere Werte für Antriebskräfte und Beweglichkeiten in Abhängigkeit von Materialzusammensetzungen und Ausgangsmikrostrukturen zu finden, sind mittelfristige Ziele meiner Arbeit.

[1]         M. Sellars and J. A. Whiteman, “Recrystallization and grain growth’in hot rolling,” no. April, 1979.

[2]         J. Beynon and C. M. Sellars, “Modelling Microstructure and its effects during multipass hot rolling,” ISIJ Int., vol. 32, no. 3, pp. 359–367, 1992.

[3]         C. M. Sellars, “Modelling microstructural development during hot rolling,” vol. 6, no. November, pp. 1072–1081, 1990.

[4]         P. A. Manohar, M. Ferry, and T. Chandra, “Five Decades of the Zener Equation,” ISIJ Int., vol. 38, no. 9, pp. 913–924, 1998.

[5]         P. D. Hodgson and R. K. Gibbs, “A mathematical model to predict the mechanical properties of hot rolled C-Mn and microalloyed steels,” ISIJ Int., vol. 32, no. 12, pp. 1329–1338, 1992.

[6]         A. Quispe, S. F. Medina, M. Gómez, and J. I. Chaves, “Influence of austenite grain size on recrystallisation–precipitation interaction in a V-microalloyed steel,” Mater. Sci. Eng. A, vol. 447, no. 1–2, pp. 11–18, Feb. 2007.

Johannes Kreyca, 10/2013 - 09/2017

Die anfängliche Streckgrenze und das Verfestigungsverhalten während der plastischen Verformung, kondensiert in der Temperatur und der dehnratenabhängigen Fließkurve, sind entscheidende Eingaben für die Finite-Elemente-Simulation. Traditionell werden diese Kurven für einen Materialzustand (z. B. T6 für Al-Legierungen) über verschiedene Temperaturen und Dehnungsraten gemessen. Sie gelten nur für diesen bestimmten Zustand. In diesem Projekt verwenden wir zustandsparameterbasierte Modelle, um das Verhalten von Fließkurven für verschiedene Materialzustände vorherzusagen. Es ist die aktuelle Mikrostruktur, die die Spannungsantwort bei einer weiteren Verformung definiert. Daher ist es wichtig, die Entwicklung der Mikrostruktur (Versetzung und Subkornbildung, Ausscheidungswechselwirkung, Rekristallisation) über Verformung, Temperatur und Zeit zu modellieren, um das Verhalten der Fließkurve vorherzusagen. Wir nutzen unsere Laboreinrichtungen, um das Strömungskurvenverhalten auf traditionelle Weise experimentell zu bestimmen und die Daten mit unseren Modellergebnissen zu vergleichen.

Weiterlesen:

[1] Kreyca J., Falahati A., Kozeschnik E., Microstructure and flow stress modeling during plastic deformation of an aluminum alloy type A6061, Elsevier, MEFORM 2015.

[2] Kreyca J., Falahati A., Kozeschnik E., Modelling microstructure evolution in polycrystalline aluminium - Comparison between one- and multi-parameter models with experiment, ESAFORM 2015. 

Siamak Rafiezadeh, 04/2013 - 02/ 2017

Zahlreiche limitierende Faktoren beeinträchtigen bei Walzbarren der Serie 7xxx die Produktivität des Prozesses. Eine optimale Homogenisierung der Barren spielt eine Schlüsselrolle bei der Verringerung der Defekte und der Erhöhung der Bearbeitbarkeit des nachgelagerten Prozesses. Das beinhaltet; Entfernen und/oder Kontrollieren der inhomogenen Verteilung von Legierungselementen im Mikromaßstab, Auflösen von Phasen mit niedrigem Schmelzpunkt, Auflösen oder Sphäroidisieren von harten Eisen enthaltenden Phasen und Bildung von feinen und gut verteilten Dispersoidteilchen. Hauptziele dieser Forschung bestehen aus zwei interaktiv verbundenen Zielen. Die erste besteht darin, die Wirkung der Homogenisierungsbehandlung auf die Entwicklung der Partikel, insbesondere der Korngrenzen und derjenigen mit niedrigem Schmelzpunkt, zu bestimmen und die Korrelationen der Prozessparameter wie Zeit und Temperatur mit den Anteilen dieser Partikel in der Struktur herzustellen . Die zweite besteht darin, geeignete Simulationswerkzeuge und zuverlässige physikalisch basierte Modelle bereitzustellen, um den Homogenisierungsprozess optimieren zu können.

Simulation der Bildung und Entwicklung des Cr-Dispersoids (Al18Mg3Cr2) in der 7075-Legierung während des Homogenisierungsprozesses

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Bild: Simulation der Bildung und Entwicklung des Cr-Dispersoids (Al18Mg3Cr2) in der 7075-Legierung während des Homogenisierungsprozesses

Martin Lückl, 07/2012 - 06/2016

Während des Stranggießprozesses von Stahlbrammen ist die Hautschicht hohen thermischen und thermomechanischen Belastungen ausgesetzt. Diese Spannungen können während dieses Prozesses zur Bildung und zum Wachstum von Rissen führen. Besonders die Verformung bei Temperaturen im Bereich des zweiten Duktilitätsminimums erscheint kritisch. In einem Temperaturbereich von 600 °C bis 1200 °C wird häufig ein niedriges Duktilitätsniveau beobachtet. Das Biegen der stranggegossenen Bramme wird üblicherweise in diesem Temperaturbereich durchgeführt, wodurch die Oberfläche gefährdet wird (Abbildung 1).

Schematische Darstellung des Stranggusses

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Abbildung 1: Schematische Darstellung des Stranggusses

Ein Mechanismus, der für den Duktilitätsverlust verantwortlich ist, ist die Wechselwirkung von Ausscheidungen mit Rekristallisation. Ausscheidungen behindern die Versetzungsbewegung und den Rekristallisationsprozess. Aluminiumnitrid (AlN) wird ein signifikanter Einfluss auf die Abnahme der Duktilität zugeschrieben.

In diesem Projekt werden mehrere Wärmebehandlungen von Proben mit dem thermomechanischen Simulator Gleeble1500 durchgeführt. Die Mikrostruktur sowie die Größe und Verteilung von Präzipitaten werden durch optische Lichtmikroskopie und Transmissionselektronenmikroskopie beschrieben. Gleichzeitig werden thermokinetische Prozesse, die während der Prüfung im Material ablaufen, mit dem Softwaretool MatCalc simuliert. Abschließend werden experimentelle Ergebnisse und numerische Daten verglichen.

Piotr Warczok, 04/2012 - 03/2015

Die Herstellung von Aluminiumfolien aus aushärtbaren Aluminiumlegierungen umfasst Homogenisierung, Warmwalzen, Kaltwalzen und Wärmebehandlungen. Ausgehend vom Gefüge nach dem Homogenisieren mit anschließendem Warmwalzen werden die Entwicklung des Korn- und Subkorngefüges beim Kaltwalzen sowie die Erholung und statische Rekristallisation während der anschließenden kontinuierlichen Wärmebehandlungen für Aluminiumlegierungen (2xxx, 6xxx, 7xxx) anhand von beschrieben sowohl kontinuierliche als auch diskrete Modelle. Ziel dieses Projektes ist die Entwicklung eines Modells zur Simulation der Gefügeentwicklung während des Kaltwalzens und der anschließenden Wärmebehandlung, um es mit den bereits entwickelten Modellen für die vorherigen Schritte entlang der Produktionskette zu koppeln. Die Mikrostruktur handelsüblicher Schmiedematerialien ist das Ergebnis einer mehrstufigen Verarbeitung. Aushärtbare Legierungen werden durch die folgenden Schritte hergestellt: Homogenisierung der diskontinuierlich gegossenen Bramme, Warmwalzen, Kaltwalzen, Rekristallisationswärmebehandlung, weiteres Kaltwalzen und Altern.

Die entwickelte Mikrostruktur ist eine Folge der dynamischen Erholung während der Warmverformung, der statischen Rekristallisation unmittelbar nach der Warmverformung, der Dehnung der Körner während der Kaltverformung und der statischen Rekristallisation nach der Kalt-/Warmverformung während der Wärmebehandlung.

Bei der Kaltverformung steigt die Fließspannung mit der Dehnung an, bis ein Maximalwert erreicht ist, bei dem die Schädigung beginnt und im Bruch endet. Die Körner werden in Walzrichtung verlängert und die Versetzungsdichte nimmt mit der Verformung zu. Die Bildung von Versetzungen während der plastischen Verformung spiegelt sich im Spannungsinkrement wider, da beide in direktem Zusammenhang stehen.

Es gibt grundsätzlich drei Arten von Wärmebehandlungen, die bei der Verarbeitung von knethärtbaren Aluminiumlegierungen verwendet werden: - Lösungsglühen, üblicherweise im Bereich von 480-560°C, um Legierungselemente in Lösung zu bringen. Bei dieser Behandlung kann es zur Rekristallisation sowie zu normalem und auch abnormalem Kornwachstum kommen. Schließlich wird eine schnelle Abkühlung angewendet, um eine übersättigte feste Lösung zu erhalten, die die entwickelte Mikrostruktur einfriert. - Rekristallisationsbehandlung zur Verbesserung der Formbarkeit zwischen Kaltwalzschritten, durchgeführt bei 300-450°C, führt zu einer wiedergewonnenen oder rekristallisierten Struktur. - Die Alterung erfolgt in der Regel zwischen 150-250°C je nach Legierung und Material Haltezeit. Obwohl bei niedrigen Temperaturen keine Änderung der Korn- und Subkornstruktur zu erwarten ist, scheiden sich feine und gut verteilte metastabile Phasen aus, die die Festigkeit erhöhen und die Umformbarkeit verringern. Wenn eine weitere Kaltverformung wie Strecken oder Kaltwalzen erfolgt, um die Wirkung von Ausscheidung und Kaltverfestigung zu kombinieren, sollten diese Änderungen der mechanischen Eigenschaften berücksichtigt werden.

Georg Stechauner,  04/2012 - 03/2016

Ausscheidungshärtende (PH-)Stähle verdanken einen erheblichen Teil ihrer Festigkeit der Bildung fein verteilter Ausscheidungen unterschiedlicher Art. Auch wenn ausscheidungshärtende Stähle in den letzten Jahrzehnten in großem Umfang eingesetzt wurden, bleiben einige grundlegende Fragen offen und sollen in diesem Projekt untersucht werden.

Streckgrenze von 17-4 PH-Edelstahl als Funktion der Alterungszeit bei 400 °C

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Abb. 1 – Streckgrenze von 17-4 PH-Edelstahl als Funktion der Alterungszeit bei 400 °C. [1]

Ziele des vorliegenden Projektes sind:

  • Verständnis der Mechanismen, die für die Härtung in den ausgewählten Stählen verantwortlich sind. Analyse der Beziehung zwischen Verarbeitung – Struktur – Eigenschaften.
  • Bestimmung mechanischer Eigenschaften und Identifizierung von Präzipitaten mit TEM.
  • Implementierung von Legierungen in MatCalc-Computersimulationen basierend auf den gesammelten Informationen.
  • Vorschlag neuer Parameter (T, t), die auf MatCalc-Simulationen festgelegt wurden. Durch die Beantwortung dieser Fragen und die Entwicklung von Modellen soll ein kostengünstiger Weg gefunden werden, neue Materialien in der Zukunft zu entwerfen.
TEM-Hellfeld-Bild der d-Ferrit-Phase in 17-4 PH-Edelstahl nach Lösungsbehandlung

Abb. 2 – TEM-Hellfeldaufnahme der d-Ferrit-Phase in 17-4 PH-Edelstahl nach Lösungsglühen. Es werden feine Cu-Ausscheidungen beobachtet. Einige von ihnen sind offensichtlich mit Luxationen verbunden. [1]

 

 

 

 

 

 

Referenz:

[1] Murayama et al., ‘Microstructural Evolution in a 17-4 PH Stainless Steel after Aging at 400 °C’, Metall. Mater. Trans. A, 30 (1999) 345-353.

Katharina Umlaub, 02/2012 - 01/2015

Im Leichtbau und in der Automobilindustrie kann eine Gewichtsreduzierung durch die Kombination verschiedener hochfester und/oder leichter Materialien, z. B. Aluminium und Stahl, erreicht werden. Stahl und Aluminium sind jedoch nicht leicht zu verbinden, und daher besteht ein starker Bedarf an einer einfach handhabbaren Verbindungstechnologie.

Aufgrund der Ausbildung intermetallischer Phasen an der Grenzfläche ist die Materialkombination aus Fe und Al aufgrund des Auftretens von spröden Phasen, die leicht brechen, besonders schwierig zu erhalten.

Ziel des vorliegenden Projektes ist es, Schweißverbindungen zwischen zwei unterschiedlichen Metallen auf Basis eines Bimetallstreifens herzustellen.

Der Bimetallstreifen, der als vorgefertigte Verbindung zwischen zwei Materialien angesehen werden kann, sollte durch ein Verfahren gefügt werden, bei dem keine oder nur eine geringe intermetallische Phase auftritt. Die Bindung kann beispielsweise durch Kaltwalzbindung erreicht werden. Anschließend wird das Bimetall auf jeder Seite mit gleichartigen Metallen verbunden, d. h. bei einem Aluminium-Stahl-Band wird die Aluminiumseite mit der Aluminium-Bimetallseite und die Stahlseite mit der Stahl-Bimetallseite verschweißt.

Prinzip der Ausbildung von Schweißverbindungen mittels eines Bimetallstreifens aus Aluminium und Stahl

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Bild: Prinzip der Ausbildung von Schweißverbindungen mittels eines Bimetallstreifens aus Aluminium und Stahl

 

Der Fokus des Projekts liegt auf der Herstellung des idealen Bimetallstreifens und der Fügeverbindung verschiedener Materialkombinationen mit dem Ziel, eine Technik zur Herstellung dauerhafter Schweißverbindungen zwischen unterschiedlichen Metallen bereitzustellen, die ein hohes Potenzial für unerwünschte Sprödphasen aufweisen.

Tomasz Wojcik, 07/2011 - 06/2014

Grobbleche sind ein wichtiger Sektor der europäischen Stahlindustrie. Plattenprodukte werden für Leitungsrohre, Offshore-Strukturen, Windkraftanlagen und viele andere wichtige Anwendungen verwendet. Der Brammenguss ist der relevanteste Prozessschritt bei der Herstellung von Platten.

Stranggießen hat sich zu einer ausgereiften Technologie entwickelt. Das Problem der Oberflächenrisse bleibt jedoch bestehen. Oberflächenrisse implizieren eine kostenintensive Brammenkonditionierung oder schließen sogar aussichtsreiche Legierungskonzepte von der Produktion aus. Ausscheidungen sind als Hauptursache für Oberflächenrisse beim Strangguss bekannt. Mikrolegierte Stähle enthalten mehrere chemische Bestandteile, die sich ausscheiden können, wie Ti, Nb, V, Al, Cr oder B. Sie bilden Nitride und Karbide.

Generelles Ziel ist es, den Gießbetrieb und die Legierung so zu gestalten, dass Rissbildung ausgeschlossen oder minimiert wird. Dies erfordert umfassende Kenntnisse über Zeitpunkt und Ort von Ausscheidungen und deren Größenverteilung. Wesentlich ist die Entwicklung numerischer Modelle, die den Ausscheidungsverlauf im Gießer vorhersagen. Sie sollten die Abkühlungsmuster sowie Verformungen durch Biegung oder Entspannung berücksichtigen. Solche Modelle können verwendet werden, um Gieß- und Legierungsschemata anzupassen.

Experimentelle Arbeiten im Labor dienen der Gewinnung empirischer Daten; Es werden verschiedene Charakterisierungs- und Simulationsmethoden angewendet. Die Ergebnisse werden in ein physikalisches Modell übersetzt und die relevanten kinetischen oder mikroskopischen Parameter bestimmt. Ergänzt wird dies durch Studien und Detailuntersuchungen zu Industriematerialien.

Alice Redermeier, 01/2011 - 12/2014

TU Wien (Teilprojekt von VICOM P10 Multi-Scale Simulations of Multi-Component Phases)

Modellierung der Ausscheidungen in Mehrkomponentensystemen durch effiziente Kombination der Ergebnisse von „First-Principles“-Rechnungen (z. B. Vienna ab initio Simulation Package – VASP [1-2]) mit der Cluster-Expansion-Methode (z. B. Universal Cluster Expansion Code UNCLE [3]) um die relevanten effektiven Cluster-Wechselwirkungen (ECI) zu bestimmen.Diese ECIs werden dann auf die atomistische kinetische Monte-Carlo-Methode (AKMC) angewendet, um die zeitliche Entwicklung von Ausscheidungen zu simulieren.

Cluster-Erweiterung in Kürze:

Ein Mehrkomponentensystem kann als Gitter mit spinartiger Besetzungszahl Si(σ) behandelt werden. In einem binären System beispielsweise nimmt diese Zahl die Werte +1 und -1 an, je nachdem, ob die Stelle von einem A- oder einem B-Atom besetzt ist. Die Energie eines solchen Vielteilchensystems E(σ) kann als Summation über 0-Körper-, 1-Körper-, 2-Körper- usw. verstanden werden. Strukturwechselwirkungen (Abbildung 1), die mit den Parametern der effektiven Clusterwechselwirkungen Ji, Jij, ..., gewichtet werden. Daher ist die Clustererweiterung eine Verallgemeinerung des Ising-Hamiltonian

Das Bild zeigt eine Formel

© A. Redermeier

Im Prinzip ist diese Summierung unendlich. Einige J-Parameter werden jedoch sehr klein sein und können in der Berechnung weggelassen werden. Damit ist es möglich, E(σ) für die praktische Anwendung als endliche Summe darzustellen.

Mögliche 3-, 4-, 5- und 6-Körper-Strukturen eines bcc-Gitters

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Abbildung 1: Mögliche 3-, 4-, 5- und 6-Körper-Strukturen eines bcc-Gitters.

NN bezeichnet den nächsten Nachbarn. (Blum et al., Phys. Rev. B 72, 165113 (2005))

AKMC – Motivation und Stand der Technik:

Aus atomistischer Sicht tritt Diffusion auf, wenn ein Atom (X) seinen Gitterplatz mit einer Leerstelle (V) austauscht. Das Atom muss die Sattelpunktenergie (Abbildung 2) überwinden, um seinen Platz erfolgreich zu wechseln. Dieser Austausch – der sogenannte Sprung – wird thermisch aktiviert und seine Frequenz ΓXV kann beschrieben werden durch

das Bild zeigt eine Formel

 

 

 

Die Versuchsfrequenz vx beschreibt die Anzahl der Sprungversuche pro Sekunde. Die „Sprungerfolgsrate“ ist abhängig von der Wanderungsenergie ΔExmig. Letzteres ist eine Differenz zwischen den Energien am Sattelpunkt und am Gleichgewichtsort. Beide werden mit den bei der Clustererweiterung gefundenen ECI-Parametern dargestellt.

Ein Atom wechselt seinen Platz mit einer Leerstelle.

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Abbildung 2: Ein Atom wechselt seinen Platz mit einer Leerstelle. Dazu muss das Atom die Sattelpunktenergie überwinden.

Zusammenarbeit: Diese Ziele streben wir gemeinsam mit den wissenschaftlichen Gruppen des Instituts für Physikalische Chemie (Universität Wien) an. Diese Arbeit wird teilweise von der TU Wien und teilweise vom Projekt P10 des SFB Vienna Materials Laboratory (VICOM) finanziert.

Referenzen:

[1] G Kresse and J. Furthmüller, Phys. Rev. B 54, 11169 (1996)
[2] G Kresse and D Joubert, Phys. Rev. B 59, 1758 (1999)
[3] D Lerch, O Wieckhorst, G L W Hart, R W Forcade and S Müller, Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 17, 055003 (2009)

Jaroslav Zenisek, 07/2011 - 06/2015

Während der Diffusion kann eine bestimmte Menge diffundierender Atome energetisch günstige Positionen in der Matrix erreichen, die wahrscheinlich (aber nicht unmöglich) verlassen werden. Solche Positionen können Atomfallen genannt werden. Die an diesem Projekt beteiligten Personen entwickeln Modelle für Diffusion und Phasenumwandlung in einer Mehrkomponentenmatrix mit vielen Arten von Atomfallen. Meine Aufgabe ist es, diese Modelle durch Experimente zu verifizieren.

Ich untersuche die mit der Phasenumwandlung verbundene Diffusion von Kohlenstoff, indem ich Aufkohlungsversuche und anschließende Analysen durchführe. Phasenumwandlung bedeutet hier entweder Karbidbildung oder Ferrit-Austenit-Umwandlung. Unsere Aufkohlungsvorrichtung ist in Abbildung 1 schematisch dargestellt, einige Auswirkungen der Aufkohlung sind in Abbildung 2 dargestellt, und die Ferrit-Austenit-Umwandlung ist in Abbildung 3 dargestellt.

Ein Schema der Aufkohlungsapparatur

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Abbildung 1. Ein Schema der Aufkohlungsapparatur. Die Probe wird durch eine Aufhängekette (hier nicht gezeichnet) in der Mitte des Heizers gehalten. Wenn das Aufkohlen beendet ist, wird das obere Ende der Kette freigegeben und die Probe fällt über einen offenen Schieber in die kalte Schale.

Lichtmikroskopische Aufnahme des Querschnitts einer aufgekohlten Probe, Kohlenstoffkonzentration als Funktion, Kohlenstoffkarten für drei Aufkohlungsintervalle

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Abbildung 2. (a) Lichtmikroskopische Aufnahme des Querschnitts einer aufgekohlten Probe mit gut sichtbaren unterschiedlichen Strukturen. SEM-Details zeigen Korngrenzenkarbide und Karbide im Oberflächenbereich. (b) Kohlenstoffkonzentration als Funktion des Abstands von der Oberfläche, berechnet für drei Aufkohlungsintervalle. Die Form der Kurven hängt auch von den während des Aufkohlens entwickelten Karbiden ab. (c) Kohlenstoffkarten für drei Aufkohlungsintervalle. Die Regionen mit höchster / niedrigster Kohlenstoffkonzentration erscheinen gelb-rot / dunkelblau.

Ferrit-zu-Austenit-Umwandlung, die über eine bewegliche Grenze verläuft

Abbildung 3. Ferrit-Austenit-Umwandlung, die über eine bewegliche Grenze verläuft. (a) vollständig ferritische Matrix – Anfangsstadium. (b) aus der aufgekohlten Oberfläche wachsendes austenitisches Band, hier (bei Raumtemperatur) als perlitische Struktur sichtbar. (c) stärker entwickeltes Band als in (b) nach längerem Aufkohlungsintervall.

Es werden Aufkohlungsversuche mit verschiedenen Materialien mit unterschiedlich aktiven Atomfallen durchgeführt. Die Atomfallen sollen die Diffusion und damit das Karbidwachstum oder die Bewegung der Austenit-Ferrit-Grenzfläche beeinflussen. Kohlenstoffkonzentrationsprofile werden gemessen und mit denen verglichen, die auf den neuen Modellen basieren. Zusätzliche Informationen werden aus den mikrostrukturellen Untersuchungen gewonnen.

Yao Shan, 11/2011 - 10/2014

Phasenumwandlungen und die Mikrostrukturentwicklung von Festkörpermaterialien werden weitgehend durch die Ferndiffusion von Legierungselementen sowie strukturelle Leerstellen kontrolliert. In Gegenwart von Fallen kann die Diffusionseigenschaft aller Legierungsbestandteile stark verändert werden, wodurch die Eigenschaften und Kinetik aller Diffusionsmikrostrukturprozesse stark beeinflusst werden.

Eines der Ziele des Projekts ist es, den Einfluss von Atomfallen auf langreichweitige Diffusion, Ausscheidung und Phasenumwandlungen zu modellieren und diese Verfahren in die Software MatCalc zu implementieren.

Die erwarteten Ergebnisse des Projekts sind:

  • Eine neue Theorie für interstitielle Diffusion. Das Hauptergebnis wird eine allgemeine Theorie für interstitielle Diffusion in Mehrkomponentensystemen mit vielfältigen Fallen sein.
  • Fortschrittliche Software für die Mikrostrukturentwicklung – MatCalc. Neue Modelle für die Entwicklung von Systemen unter Oberflächenbehandlung (Nitrocarburierung) innerhalb des theoretischen Rahmens für interstitielle Diffusion mit gleichzeitiger Ausscheidung werden entwickelt und in das Softwarepaket MatCalc implementiert.
  • Vertieftes Verständnis der physikalischen Mechanismen, die die Umwandlung von Austenit zu Ferrit in Stahl bestimmen, sowie des Einflusses von Legierungselementen auf diese Umwandlung.
Skizze der Methodik bei der Kopplung von Diffusion und Ausscheidung

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Abb. 1: Schematische Darstellung der Methodik bei der Kopplung von Diffusion und Niederschlag

Zusammenarbeit:

Diese Ziele streben wir zusammen mit den wissenschaftlichen Gruppen des Instituts für Mechanik (Universität Leoben), des Instituts für Physik der Materialien (Akademie der Wissenschaften der Tschechischen Republik), des Instituts für Werkstoffkunde und Schweißtechnik (Technische Universität Graz) und des Materials Center an Leoben. Unsere Arbeit wird vom Österreichischen Wissenschaftsfonds (FWF) im Rahmen des Projekts COMET_A1-9 gefördert.

Simon Großeiber, 08/2011 - 07/2014

Beim Stranggießen von Stahl wird die Bramme mechanischen und thermischen Spannungen ausgesetzt, die aufgrund der verringerten Duktilität typischerweise zwischen 700 und 1000 °C (zweites Duktilitätsminimum, Bild 1) zu interkristalliner Rissbildung führen können. Maßgebend für die Beurteilung der Rissanfälligkeit ist die aus Warmzugversuchen ermittelte Brucheinschnürung. Aus der Bramme entnommene Proben werden austenitisiert und auf die Prüftemperatur zur Verformung abgekühlt.

Der Duktilitätsverlust wird mikrostrukturellen Veränderungen an den Austenitkorngrenzen zugeschrieben. Die Bildung dünner Ferritfilme sowie Ausscheidungen an den Austenitkorngrenzen können die Warmduktilität stark verschlechtern. Ferrit weist bei den betrachteten Temperaturen eine geringere Festigkeit als Austenit auf und begünstigt somit die interkristalline Rissbildung (Bild 2). In Abwesenheit von Ferrit, d. h. bei höheren Temperaturen, kann eine feine Korngrenzenausscheidung die Korngrenzenbewegung behindern, was zu interkristalliner Rissbildung in dem austenitischen Einphasengebiet führt.

Ziel dieses Projektes ist es, die Verformungs- und Schädigungsmechanismen innerhalb des zweiten Duktilitätsminimums von Stahl in Abhängigkeit von Einflussgrößen wie Umformgeschwindigkeit, chemische Zusammensetzung, Seigerungsverhalten und Korngröße zu bewerten.

Duktilität von Stahl in Abhängigkeit von der Temperatur (schematisch)

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Abb. 1: Duktilität von Stahl in Abhängigkeit von der Temperatur (schematisch); B.G. Thomas, J.K. Brimacombe, I.V.Samarasekera The Formation of Panel Cracks in Steel Ingots: A State-of-the-Art Review. ISS Transactions, 1986, Vol. 7,pp 7-19.

REM- und Tomographiebilder von Proben, die mit 3x10-4/s bei der Temperatur der minimalen Duktilität bis zum Versagen belastet wurden

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Abb. 2: REM- und Tomographiebilder von Proben, die mit 3x10-4/s bei der Temperatur minimaler Duktilität bis zum Versagen belastet wurden.

Niko Grosse-Heilmann, 01/2011 - 12/2013

Quenching und Partitioning wurde 2003 als neuartige Wärmebehandlung von J.G. Speer und D.K. Matlock und B.C. De Cooman und J.G. Schroth [1]. Wie in Abbildung 1 gezeigt, erzeugt die Abschreck- und Trennwärmebehandlung eine dreiphasige Mikrostruktur, die aus kohlenstoffarmem Martensit m1, kohlenstoffreichem Martensit m2 und Restaustenit γ besteht.

Die schematische Q&P-Wärmebehandlung

Bild: Die schematische Q&P-Wärmebehandlung [2]

Die Q&P-Wärmebehandlung kann in zwei Schritte unterteilt werden. Während des Abschreckschritts wird der Stahl vollständig austenisiert und dann auf eine Temperatur zwischen dem Martensit-Start- und dem Martensit-Endpunkt abgeschreckt. Aufgrund der unterdrückten Zementitausscheidung durch den hohen Siliziumgehalt diffundiert der Kohlenstoff beim anschließenden Trennschritt vom übersättigten Martensit m1 zum Austenit. Aufgrund der austenitstabilisierenden Wirkung von Kohlenstoff wird die Martensit-Endtemperatur des mit Kohlenstoff angereicherten Austenits unter Raumtemperatur gesenkt. Daher wird nach dem abschließenden Abschrecken auf Raumtemperatur hochkohlenstoffhaltiger Martensit m2 gebildet und kohlenstoffangereicherter Austenit verbleibt.

Ziel des Projekts ist die Analyse der Kohlenstoffdiffusion von Martensit zu Austenit und der Karbidausscheidung während des Trennens, um die damit verbundene Stabilität von Restaustenit in hochfesten niedriglegierten Stählen zu modellieren und zu simulieren.

Referenzen:

[1] Speer, J.; Matlock, D. K.; Cooman, B. D. & Schroth, J. (2003), 'Carbon partitioning into austenite after martensite transformation', Acta Materialia 51(9), 2611-2622.

[2] Speer, J.; Streicher, A.; Matlock, D.; Rizzo, F. & Krauss, G.Damm, E., ed.,  (2003), Austenite Formation and Decomposition, Merwin, M., chapter Quenching and partitioning: a fundamentally new process to create high strength TRIP sheet microstructures, pp. 505-522.

 

Alice Redermeier, 10/2010 - 09/2013

Heutzutage werden feuerfeste Elemente hinzugefügt, um die Leistung von Superlegierungen auf Ni-Basis zu verbessern. Mit zunehmender Menge an refraktären Elementen bilden sich jedoch topologisch dicht gepackte (TCP) Phasen. Die Ausfällung der TCP-Phasen erschöpft die Matrix an festen Verstärkungselementen und beeinflußt daher nachteilig die Kriechbruchlebensdauer der Superlegierungen.

In diesem Projekt beschreiben wir die TCP-Phasen in Mehrkomponenten-Ni-Basis-Superlegierungen im Rahmen des CALPHAD-Ansatzes. Wir bewerten die thermodynamischen Parameter anhand experimenteller Daten und Ab-initio-Rechnungen. In einem weiteren Schritt entwickeln wir Diffusionsmobilitätsdatenbanken, um Informationen über den Einfluss verschiedener Wärmebehandlungen auf die Materialeigenschaften zu erhalten.

In-situ-Beobachtung von TCP-Ausscheidungen

Abb. 1: (In-situ-Beobachtung der TCP-Ausfällung, die bei 950 °C isotherm exponiert wurde, für eine Superlegierung auf Ni-Basis ohne Ruthenium bei (a) 0 min, (b) 15 min, (c) 30 min, (d) 45 min und für diese Legierung mit 3 Gew.-% Ruthenium bei (e) 0 min, (f) 15 min, (g) 30 min und (h) 45 min. Abbildung entnommen aus [REF 1].)

In-situ-Beobachtung von TCP-Ausscheidungen

Abb. 2: (In-situ-Beobachtung der TCP-Ausfällung, die bei 1050 °C isotherm exponiert wurde, für eine Superlegierung auf Ni-Basis ohne Ruthenium bei (a) 0 min, (b) 15 min, (c) 30 min, (d) 45 min und für diese Legierung mit 3 Gew.-% Ruthenium bei (e) 0 min, (f) 15 min, (g) 30 min und (h) 45 min. Abbildung entnommen aus [REF 1].)

Referenzen:

1: Gao S., Zhou Y., Li C., Cui J., Liu Z., Jin T. “In situ investigation on the precipitation of topologically close-packed phase in Ni-base single crystal superalloy”, Journal of Alloys and Compounds 610 (2014) 589-593.

Beatrix Adjassoho, 10/2010 - 09/2013

Das Verfahren der Oberflächenverdichtung mittels maschinellem Hämmern ist eine technologische Option, die neue Möglichkeiten in verschiedenen Aspekten der Oberflächenveredelung und neue Gestaltungsmöglichkeiten für tribologisch relevante Oberflächenfunktionen bietet. Dabei sind zwei funktionelle Effekte zu berücksichtigen. Dies ist nämlich die Verbesserung der Oberflächenqualität und die Optimierung von Grenzflächen in tribologischen Systemen hinsichtlich der mechanischen und dynamischen Eigenschaften der Oberfläche. Das maschinelle Hämmern ist ein Kaltumformverfahren, bei dem ein Schläger des Aktuatorsystems entlang der Oberfläche des Werkstücks geführt wird, wobei die Oberflächeneigenschaften gezielt verändert werden.

Ziel dieses Projektes ist es, den Einfluss des maschinellen Hämmerverfahrens auf die Materialoberflächeneigenschaften zu untersuchen. Dazu wird die mechanische Veränderung der Oberfläche experimentell und mittels Simulationssoftware, also einem Finite-Elemente-Code, analysiert. Die Arbeitspakete dieses Projekts bestehen hauptsächlich aus den folgenden zwei Teilen:

A) Experimentelle Charakterisierung

In diesem Teilprojekt werden die Auswirkungen des maschinellen Hämmerverfahrens auf die Werkstoffstruktur und die mechanisch-technologischen Werkstoffeigenschaften experimentell charakterisiert.

  • Gefügecharakterisierung: Ein sehr wichtiger Punkt in der Gefügecharakterisierung beim maschinellen Hämmern ist die Untersuchung der Gefügeentwicklung. Dies soll zunächst mit der klassischen lichtoptischen Materialographie erfolgen. Dazu gehören Strukturinterpretation, Mikro- und Nano-Härtemessung und eventuell eine zusätzliche Tomographie.
  • Mechanisch-technologische Eigenschaften: Ziel der Verfahren ist die Analyse der Eigenschaftsänderung durch das maschinelle Hämmern. Die hauptsächlich zu untersuchenden Materialeigenschaften sind die Oberflächenhärte, die Streck- und Zugfestigkeit, die Ermüdungsfestigkeit sowie tribologische Eigenschaften.

B) FEM-Simulation

Die FEM (Finite-Elemente-Methode) – Simulation des maschinellen Hämmerprozesses wird mit dem Softwarepaket ANSYS durchgeführt. Ziel der FEM-Simulation ist vor allem die Bestimmung des Eigenspannungszustandes an der plastisch modifizierten Oberfläche. Der Fokus des vorliegenden AP umfasst inhaltlich folgende Punkte:

  • Ermittlung der Materialeigenschaften für das zu untersuchende Materialmodell aus der Literatur oder dem Experiment (mit zusätzlichem Aufwand verbunden). Entwicklung eines Berechnungsmusters mit einem quasistatischen Kunststoff-Materialmodell und Durchführung einer Simulationsstudie. Diese Simulation ist Stand der Technik und sollte als Referenz für weitere Studien betrachtet werden.
  • Entwicklung eines Berechnungsmusters mit einem dynamisch plastischen Materialmodell und Durchführung einer Simulationsstudie. Mit dieser Simulationsstudie soll die Qualität der Berechnungsergebnisse anhand eines dynamischen Materialmodells im Vergleich zu den Ergebnissen des Referenzmodells analysiert werden.
  • Experimentelle Untersuchungen zur Bestimmung des Eigenspannungszustandes an der plastisch modifizierten Oberfläche, um die Simulationsergebnisse zu verifizieren.

Walter Mayer, 09/2010 - 08/2014

Austenit wandelt sich beim schnellen Abkühlen von erhöhten Temperaturen direkt in harten, aber spröden Martensit mit einer enormen Defektdichte um. Die Zähigkeit von frisch abgeschrecktem Martensit muss für industrielle Anwendungen durch Wärmebehandlungen verbessert werden. Ein Modell für die Alterung (0. Stufe des Anlassens) und das Anlassen von Martensit, das das Einfangen von C-Atomen an Versetzungen berücksichtigt, wird eingeführt. Die Wechselwirkung von Zwischengitteratomen mit der Defektunterstruktur ist der Schlüsselfaktor bei der Bestimmung des Ausmaßes und der Morphologie der Ausscheidung während des Anlassens. Während des Abschreckens und Anlassens besteht zwischen diesen Haftstellen und der Karbidausscheidung ein dynamischer Wettbewerb um die C-Atome. Diese metastabilen frühen Stadien von Ausscheidungen werden in der Literatur als Cluster bezeichnet und wandeln sich in der ersten Stufe des Temperns in Übergangskarbide um. Die dritte Stufe des Anlassens beschreibt die Bildung stabiler Karbide (Zementit, M7C3, M23C6…) – siehe Abbildung.

Das Bild zeigt die dritte Stufe des Anlassens und beschreibt die Bildung stabiler Karbide (Zementit, M7C3, M23C6…)

Wir planen die Einführung eines neuen und allgemeinen Modells, das die Löslichkeit von C in Abhängigkeit von der Versetzungsdichte, der Ausscheidung einer Clusterphase und deren Umwandlung in Carbide reproduzieren kann. Eine Anwendung dieses Modells ist die numerische Behandlung des Martensit-Anlassens mit der thermokinetischen Software MatCalc (https://www.matcalc.at/).

Wu Jun, 07/2010 - 06/2013

Die Gefügeentwicklung in aushärtbaren Al-Legierungen ist durch eine komplexe Abfolge von Ausscheidungsprozessen gekennzeichnet. Die einzelnen Peaks, die in einer Differentialscanningkalorimetrie (DSC) und den momentanen Wärmeausdehnungskoeffizienten (CTE) von Dilatometrieexperimenten identifiziert wurden, können mit der Keimbildung, dem Wachstum und der Auflösung bestimmter Arten von Präzipitaten korreliert werden. Gleichzeitig können diese Daten auch durch thermokinetische Simulation auf Basis implementierter Modelle gewonnen und durch Transmissionselektronenmikroskopie-Untersuchungen verifiziert werden.

Meine Hauptaufgabe besteht darin, die Differentialkalorimetrie- und Dilatometriekurven von wärmebehandelbaren Al-Legierungen (2xxx, 6xxx, 7xxx) zu simulieren und experimentelle Technologie (z. B. DSC, TEM) zu verwenden, um die Ergebnisse zu verdeutlichen.

DSC-Simulation und experimentelle Ergebnisse

Bild 1: DSC-Simulation und experimentelle Ergebnisse

Gute Übereinstimmung zwischen CTE- und DSC-Kurven

Bild 2: Gute Übereinstimmung zwischen CTE- und DSC-Kurven

Kerem Ilyas Öksüz, 03/2010 - 02/2014

In technischen 6xxx-Aluminiumlegierungen sind neben absichtlichen Legierungszusätzen immer Übergangsmetalle wie Fe, Mn und Cr etc. vorhanden. Bereits geringe Mengen dieser Verunreinigungen führen zur Bildung neuer Phasen. Beim Gießen von 6xxx-Aluminiumlegierungen bilden sich je nach exakter chemischer Zusammensetzung und Abkühlgeschwindigkeit verschiedenste intermetallische Phasen zwischen den Aluminiumdendriten. Bei der Produktion von großformatigen Barren ist die Makroseigerung eines der Hauptprobleme, die während des Gießprozesses auftreten. Große Partikel oder extreme Seigerungen können Bereiche mit niedriger Schmelztemperatur verursachen, die beim Walzen oder Extrudieren zu Rissen führen können. Die Verteilung feiner und thermisch stabiler Dispersoide hat einen starken Einfluss auf die Erholungs-, Rekristallisations- und Kornwachstumsprozesse. Die Dispersoide können sogar als Keimbildungsstellen für die Ausfällung der festigenden Präzipitate dienen. All diese Fakten implizieren, dass diese Komplexität ein tiefes Verständnis und geeignete Simulationswerkzeuge erfordert, um die Entwicklung von Dispersoiden und intermetallischen Phasen während des Herstellungsprozesses vorherzusagen.

Hauptproduktionsschritte bei der Verarbeitung von Aluminiumlegierungen

Bild: Hauptproduktionsschritte bei der Verarbeitung von Aluminiumlegierungen

Es ist geplant, Simulationsmethoden und -werkzeuge zu entwickeln, um neben der Legierungszusammensetzung auch die Prozessparameter für die Herstellung von 6xxx-, insbesondere 6061-Legierungen optimieren zu können. Eines unserer Hauptziele ist die Gleichmäßigkeit der Verteilung der feinen Dispersoide und die Optimierung der Produktionsparameter in verschiedenen Prozessschritten, um die gewünschten mechanischen Eigenschaften des Endprodukts zu erhalten. Ein großer Teil des Projekts umfasst präzise experimentelle Untersuchungen zur mikrostrukturellen Entwicklung von 6061-Legierungen während der Herstellungsprozessschritte. Die gewonnenen Informationen dienen als Eingangsparameter für die Entwicklung und Parametrisierung des Modells.

Peter Lang, 05/2010 - 09/2014

Aluminiumlegierungen sind eine wichtige Gruppe von Legierungen; insbesondere die Al-Mg-Si-Gruppe (6xxx-Reihe). Diese Art von Legierung bietet ein hohes Maß an Ausscheidungshärtung und wird aufgrund ihres Bake-Hardening-Potenzials häufig als Karosserieblech in der Automobilindustrie verwendet. Zahlreiche Studien zur Ausscheidungssequenz dieser Legierungen begleiten die industrielle Entwicklung und zeigen eine komplexe Abfolge metastabiler Ausscheidungstypen.

Eine Kombination von „State-of-the-Art“-Techniken wird verwendet, um die Struktur und Eigenschaften von Ausscheidungen in einer typischen 6xxx-Aluminiumlegierung von der atomaren bis zur makroskopischen Skala zu beschreiben. First-Principle-Methoden wie die Dichtefunktionaltheorie (DFT) werden mit Cluster-Expansion-Berechnungen (CE) und Monte-Carlo-Simulationen (MC) kombiniert, um Niederschlag im mikroskopischen Maßstab zu untersuchen. Auf der Kontinuumsskala wird mit dem Softwarepaket MatCalc eine makroskopische Beschreibung des Ausscheidungsprozesses durchgeführt, wodurch eine Brücke von Angström zu Mikrometer und von Nanosekunden zu Stunden geschlagen wird.

Das Abschrecken einer festen Lösung einer Al-Mg-Si-Legierung von erhöhten Temperaturen in einen Zweiphasenbereich führt zur Bildung kohärenter Ausscheidungen. Die allerersten Stadien der Clusterbildung und Ausfällung der sogenannten Guinier-Preston-Zonen (GP-Zonen), die sich aus fester Lösung bilden, werden mit First-Principle-Rechnungen untersucht. Basierend auf der Dichtefunktionaltheorie, wie sie im Wiener Ab-initio-Simulationspaket (VASP) implementiert ist, wird die Gesamtenergie verschiedener Atomanordnungen von bis zu 128 Atomen berechnet. Diese Daten werden in die Cluster-Expansion-Methode eingespeist, wie sie im Universial Cluster Expansion-Code UNCLE realisiert ist, wodurch Gesamtenergiebeschreibungen einer größeren Anzahl von Atomen bis zu mehreren zehn Millionen bereitgestellt werden. Mit dem UNCLE-Code sowie dem Monte-Carlo-Framework, das in der MatCalc-Software implementiert ist, wird die Clusterbildung von Atomen in der Al-reichen Matrix auf einem dreidimensionalen FCC-Gitter untersucht.

Die mikroskopischen Untersuchungen werden grundlegende Informationen als Eingangsdaten für die ebenfalls in MatCalc durchgeführte Kontinuumsmodellierung liefern. Abb. 2 zeigt ein Beispiel dieser Simulationen, bei denen die in 6xxx-Legierungen beobachtete Ausscheidungsabfolge zunächst als Abfolge von Keimbildung, Wachstum und Auflösung von Ausscheidungen modelliert wird. Aus diesen Ergebnissen können charakteristische Materialeigenschaften wie die spezifische Wärme abgeleitet und mit Experimenten verglichen werden, wobei wir angesichts der Komplexität der Simulationen eine ermutigende Übereinstimmung feststellen. Sobald die Simulationen auf experimentelle Daten kalibriert sind, können unterschiedliche Zusammensetzungen und unterschiedliche thermomechanische Behandlungen in den Simulationen verwendet werden, was ein großes Potenzial zur Unterstützung der industriellen Legierungs- und Prozessentwicklung bietet.

Sabine Zamberger, 10/2009 - 02/2016

Die Idee, Bor zur Erhöhung der Härtbarkeit von weichen und niedriglegierten Stählen einzusetzen, hat eine lange Geschichte; erste Versuche gehen auf den Beginn des 20. Jahrhunderts zurück. Die Besonderheit dieses Legierungselements besteht darin, dass bereits geringe Mengen ausreichen, um einen signifikanten Härtungseffekt zu zeigen, was die Möglichkeit bietet, die Menge herkömmlicher und teurerer Legierungselemente wie Mo, Cr und Ni usw. zu reduzieren. Es wird davon ausgegangen, dass während der Wärmebehandlung lagern sich Boratome an den Austenit-Korngrenzen ab. Als Folge wird während des Abkühlvorgangs die Keimbildung von Ferrit an den Korngrenzen verzögert. Es bleiben jedoch noch offene Fragen, wie zum Beispiel die Gitterlage von Bor im Ferrit, welcher Mechanismus, Gleichgewichts- oder Nichtgleichgewichtsseigerung, der Härtbarkeitssteigerung zugrunde liegt, oder die Ausscheidungskinetik von borlegierten Stählen. Ein Grund dafür ist, dass aufgrund des geringen Borgehalts in Stahl die Erkennung und Quantifizierung von mit Bor angereicherten Zonen ziemlich schwierig ist.

Daher konzentriert sich ein Teil des Projekts auf die Evaluierung von Charakterisierungsmethoden, um herauszufinden, wo sich Bor befindet und in welchem Zustand, entweder als Segregant oder als Niederschlag. Die angewandten Methoden sind lichtoptische Mikroskopie, Rasterelektronenmikroskopie plus EDX-Analyse, Elektronensonden-Mikroanalyse, Flugzeit-Sekundärionen-Massenspektroskopie, Differential-Scanning-Kalorimetrie, Transmissionselektronenmikroskopie und Atomsonden-Feldionenmikroskopie. Der andere Teil des Projekts befasst sich mit der numerischen Simulation des Verhaltens von Bor als Funktion von Zeit und Temperatur.

ToF-SIMS 3D-Rekonstruktion von MnS (blau) umgeben von BN (rot+grün)

Bild: ToF-SIMS 3D-Rekonstruktion von MnS (blau) umgeben von BN (rot+grün) in einem nicht Ti-stabilisierten borlegierten Stahl.

Mohammad Reza Ahmadi, 11/2009 - 08/2013

Die Ausscheidungshärtung ist einer von vier Mechanismen, die die mechanische Festigkeit von Werkstoffen verbessern. Bei diesem Mechanismus wirken Ausscheidungen als kleine Barrieren, die eine leichte Versetzungsbewegung verhindern, um die Streckgrenze zu erhöhen.

Die Ausscheidungshärtung wird üblicherweise in drei Schritten durchgeführt:

  1. Lösungswärmebehandlung: Erhitzen in den einphasigen Löslichkeitsbereich, um eine homogene feste Lösung herzustellen.
  2. Abschrecken: Abschrecken vom Einphasenbereich in die niedrige Temperatur, um eine übersättigte feste Lösung (SSSS) zu bilden.
  3. Alterung: Erhitzen auf eine erhöhte Temperatur, um den Diffusionsprozess zu erleichtern, bei dem wir optimale Bedingungen für Keimbildung und Wachstum haben.

In der frühen Phase der Alterung sind Ausscheidungen klein und kohärent zum Gitter (kohärente Partikel), aber nach einer Weile wachsen sie immer mehr, bis sie ihre Kohärenz verlieren und zu inkohärenten Partikeln werden.

Versetzungen reagieren auf zwei verschiedene Arten mit kohärenten und nicht kohärenten Präzipitaten:

1) Wenn Versetzungen mit einem kohärenten Präzipitat wechselwirken, können sie das Präzipitat passieren, da die atomare Gitterkontinuität an der Präzipitat-Matrix-Grenzfläche intakt bleibt. Für eine quantitative Beschreibung der Versetzungs-Partikel-Wechselwirkung müssen wir die Energieänderungen in der Versetzung sowie die Eigenschaften des Niederschlags berücksichtigen. Die Art von Präzipitaten, bei denen Versetzungen das Präzipitatvolumen passieren können, werden als weiche oder „schwache Präzipitate“ bezeichnet. Die entsprechenden Verstärkungsmechanismen werden kategorisiert in:

A. Chemische Verstärkung
B. Kohärenz stärken
C. Modulhärtung
D. Ordnungsstärkung
E. Stapelfehlerverstärkung

2) Wenn Versetzungen mit nicht kohärenten Ausscheidungen wechselwirken, können sie diese nicht durchqueren. Weil die atomare Kontinuität an der Präzipitatgrenzfläche fehlt. In diesem Fall werden Präzipitate durch Versetzungen nach dem Orowan-Mechanismus umgangen und bilden eine Schleife um Präzipitate. Aus diesem Grund werden diese Niederschläge als harte oder „starke Ausscheidungen“ bezeichnet.

Ziel des Projekts ist die Berechnung und Vorhersage der Verfestigung durch Ausscheidungshärtung unter Berücksichtigung aller Versetzungsinteraktionsmechanismen in verschiedenen Stadien der Verfestigung.

Peter Lang, 05/2009 - 04/2010

Gesamtziel ist es, den Ausscheidungsverlauf der Aluminiumlegierungsklasse 6xxx (Al-Mg-Si-System) mit dem Softwarepaket MatCalc zu simulieren. Basierend auf thermodynamischen, kinetischen und physikalischen Daten lässt sich der Ablauf nach experimentellen Daten gut reproduzieren.

Verfahrensschritte einer üblichen Wärmebehandlung: Nach dem Lösungsglühen wird die Aluminiumlegierung im zweiten Schritt des Ausscheidungshärtungsprozesses nicht langsam abgekühlt, sondern schnell abgeschreckt.

Wenn dies geschehen ist, werden alle Magnesium- und Siliziumatome in der festen Aluminiumlösung gezwungen, gelöst zu bleiben. Durch die schnelle Abschreckung haben sie keine Zeit für die Diffusionsprozesse, die zur Bildung von Ausscheidungen notwendig wären. Diese beim Abschrecken auftretenden Prozesse können nicht mehr im Zustandsdiagramm Al-Mg-Si beschrieben werden, da sie nicht mehr im Gleichgewicht ablaufen. Im weiteren Verlauf baut der übersättigte Mischkristall metastabile Phasen auf, die als Zwischenstufen bis zum Erreichen der stabilen thermodynamischen Situation betrachtet werden können. Bei der prozessbedingten Lagerung bei Raumtemperatur bilden Cluster den Ausgangszustand für die Bildung von festigkeitssteigernden Partikeln, die je nach nachfolgender Wärmebehandlung unterschiedliche Struktur und Größe aufweisen.

Die Simulation des Ausscheidungsablaufs, ausgehend vom übersättigten Mischkristall, umfasst die metastabile und die stabile Phase Mg2Si, wird berechnet, verglichen und mit Daten aus der Literatur optimiert.

Die Ergebnisse stimmen gut mit experimentellen Ergebnissen und Daten aus der Literatur überein, was für Anzahldichten und Radien sowie für die Temperaturbereiche von Ausscheidungen für kontinuierliche und isotherme Wärmebehandlungen gezeigt werden kann.

Erwin Povoden-Karadeniz, 01/2009 - 12/2013

Christian Doppler Labor Early Stages of Precipitation

Kenntnisse der Thermodynamik von Matrix- und Niederschlagsphasen sind eine Voraussetzung für kinetische Simulationen der Ausscheidungen. Die Änderung der freien Energie des Volumens sowie die Lösungsenthalpie der Ausscheidungen in der Modellierung der Grenzflächenenergie [1] tragen einen wesentlichen Teil der Änderung der freien Energie aufgrund der Keimbildung bei [2]. Diese Eigenschaften können anhand freier Energien vom CALPHAD-Typ [3] bewertet werden. Diese werden durch thermodynamische Bewertung aller verfügbaren thermophysikalischen und Phasendiagrammdaten erhalten.

Im Rahmen des CALPHAD-Ansatzes werden thermodynamische Mehrkomponenten-Datenbanken verschiedener Legierungssysteme (Fe-Basis, Ni-Basis, Al-Basis, Ti-Basis, Mo-Basis) und Diffusionsmobilitätsdatenbanken entwickelt, die für thermokinetische Simulationen mit dem Softwarepaket MatCalc [4-8], um Materialeigenschaften nach verschiedenen Wärmebehandlungen vorherzusagen.

Projektfelder

Im Folgenden werden Beispiele zur Modellierung und Simulation in verschiedenen Projektteilen vorgestellt:

Computerthermodynamische Simulation der Ausscheidungsentwicklung in Fe-Co-Mo mit Si-Verunreinigungen (01/2009-10/2013)

Lösungsgeglühte und abgeschreckte Fe-25 Co-15 Mo-Legierungen (Gew.-%) mit Si-Zusatz zeigen eine bemerkenswerte Zunahme der Härte während des Alterns bei erhöhter Temperatur [9-11]. Das beobachtete Ausscheidungsverstärkungspotential wurde fein dispergierten semikohärenten µ-Phasen-Partikeln mit einer Stöchiometrie von (Co,Fe)7Mo6 zugeschrieben. Eine modulierte Mikrostruktur von Mo-angereicherten und -verarmten Zonen entwickelt sich vor der µ-Phasenbildung während des Alterns [11-13]. Thermokinetische Simulationen legen nahe, dass sich während der Alterung die Mo-reichen Mikrostrukturen durch Keimbildung und Wachstum von metastabilen bcc-Präzipitaten bilden. Für die thermokinetische Analyse bewerten und verwenden wir theoretisch vorhergesagte Keimzusammensetzungen von bcc-Präzipitaten aus dem Konzept der minimalen Keimbildungsbarriere.

Bewertetes Fe-Co-Mo-Phasendiagramm (a) verglichen mit Experimenten [9] (b) bei 1200 °C unter Verwendung der MatCalc-Datenbank mc_fe_v2.011

Abbildung A1. Bewertetes Fe-Co-Mo-Phasendiagramm (a) verglichen mit Experimenten [9] (b) bei 1200 °C unter Verwendung der MatCalc-Datenbank mc_fe_v2.011. Die µ-Phase ist eine wichtige Ausscheidung in C-freien ausscheidungsgehärteten Fe-Co-Mo-Werkzeugstählen. Für das Phasendiagramm-Mapping wird Thermocalc [10] verwendet.

Simulierter Wärmefluss von Fe-25Co-15Mo

Abbildung A2. Simulierter Wärmefluss von Fe-25Co-15Mo (Gew.-%) im Vergleich zu experimentellen Ergebnissen der Differential Scanning Calorimetry (DSC) [11]. Peak I bezieht sich auf die Ausfällung von metastabilem Prä-μ bcc und Peak II bezieht sich auf die Ausfällung der mu-Phase auf Vorstrukturen. Das Verständnis der Ausscheidungsentwicklung unterstützt die Materialoptimierung in Bezug auf Zusammensetzung und Wärmebehandlungen.

 

 

 

Simulation der Ausscheidungskinetik und Ausscheidungsverfestigung von B2-Ausscheidungen in martensitischem PH 13-8 Mo Stahl (01/2009-12/2011)

Die Festigkeit von abgeschrecktem Co-freiem martensitischem PH 13-8 Mo-Stahl nimmt während der isothermen Alterung bei 575 °C aufgrund der Ausscheidung von Partikeln in Nanometergröße signifikant zu [17]. Die Entwicklung dieser geordneten Präzipitate vom B2-Typ wird durch thermokinetische Berechnungen simuliert. Die Zusammensetzung der B2-Kerne wird durch Minimierung der kritischen freien Energie der Keimbildung bestimmt (Konzept der minimalen Keimbildungsbarriere).

Wahrscheinlichste Keimzusammensetzung (mit x markiert) von Al-Ni B2-Ausscheidungen in ausscheidungsgehärtetem Maraging-Stahl PH 13-8 Mo

Abbildung B1. Wahrscheinlichste Keimzusammensetzung (markiert mit x) von Al-Ni B2-Ausscheidungen in ausscheidungsgehärtetem Maraging-Stahl PH 13-8 Mo, simuliert durch Konzept der minimalen Energiebarriere.

Simulierte Ausscheidungseigenschaften von B2 in PH 13-8 Mo während der isothermen Alterung bei 575 °C und experimentelle Ergebnisse (Symbole mit Fehlerbalken) [17]. Es werden kleine B2-Ausscheidungen (a) mit hoher Anzahldichte (b) vorhergesagt, die die Streckgrenze des Materials erhöhen

Abbildung B2. Simulierte Ausscheidungseigenschaften von B2 in PH 13-8 Mo während der isothermen Alterung bei 575 °C und experimentelle Ergebnisse (Symbole mit Fehlerbalken) [17]. Es werden kleine B2-Ausscheidungen (a) mit hoher Anzahldichte (b) vorhergesagt, die die Streckgrenze des Materials erhöhen.

CALPHAD-Modellierung metastabiler Phasen in den Al–Legierungen und Anwendungen auf thermokinetische Ausscheidungssimulationen (01/2010 bis 06/2013)

Metastabile Ausscheidungen bestimmen die mechanischen Eigenschaften von härtbaren Al-Legierungen. Für die rechnerische Ausscheidungssimulation kombinieren wir bewertete thermodynamische Parameter metastabiler Ausscheidungsphasen, zusammengestellte Diffusionsmobilitätsdaten und vorhersagende physikalische Modelle für die Grenzflächenenergie und die Keimbildung und das Wachstum von Ausscheidungen [1,2,5-7]. Die prädiktive Simulation der Ausscheidungskinetik liefert Annäherungen an thermodynamische Eigenschaften, die andernfalls zeitaufwändige Rechentechniken erfordern würden, z. basierend auf der Dichtefunktionaltheorie.

Bildungsenthalpien – Diagramm der Bildungsentropien von metastabilen Phasen und stabilem Mg2Si in einer Al-Mg-Si-Legierung (AA6016) bei Raumtemperatur

Abbildung C1. Bildungsenthalpien – Diagramm der Bildungsentropien von metastabilen Phasen und stabilem Mg2Si in einer Al-Mg-Si-Legierung (AA6016) bei Raumtemperatur. Die Kenntnis der Thermodynamik metastabiler Phasen in Al-Legierungen ist für das Verständnis der Ausscheidungsentwicklung während verschiedener technologischer Wärmebehandlungen unerlässlich.

Simulierte Ausscheidungsfraktionen in einer Al-Mg-Si-Legierung

Abbildung C2. Simulierte Ausscheidungsfraktionen in Al-Mg-Si-Legierung (AA6016) während kontinuierlicher Erwärmung nach Lösungsglühen und Abschrecken.

Thermodynamische Modellierung und Ausscheidungssimulation in feuerfesten Legierungen auf Mo-Basis (ab 01/2010)

Wir testen die Rolle von Ausscheidungen für die Verstärkung von feuerfesten Mo-Hf-C-Legierungen in thermokinetischen Ausscheidungssimulationen basierend auf der CALPHAD-Bewertung von thermodynamischen und Diffusionsmobilitätsparametern.

Bewertetes Mo-Hf-C-Gleichgewichtsphasendiagramm (a) an der Mo-Ecke im Vergleich zu Experimenten [18] (b) unter Verwendung von mc_mo_v1.002

Abbildung D1. Bewertetes Mo-Hf-C-Gleichgewichtsphasendiagramm (a) an der Mo-Ecke im Vergleich zu Experimenten [18] (b) unter Verwendung von mc_mo_v1.002. Dies ist die Grundlage für thermokinetische Ausscheidungssimulationen von MHC-Feuerfestlegierungen. Die Kartierung isothermer Gleichgewichtsabschnitte wird mit Thermocalc berechnet.

Entwicklung einer thermodynamischen Ni-Datenbank für Anwendungen in thermokinetischen Ausscheidungssimulationen in Mehrkomponenten-Ni-Basis-Superlegierungen (Beginn 01/2010)

Eine thermodynamische Ni-Datenbank wird für Anwendungen in einer Vielzahl von Mehrkomponenten-Superlegierungen auf Ni-Basis entwickelt.

Berechnete thermodynamische Solvi von (Ni,Co)3(Al,Ti,X)

Abbildung E1. Berechnete thermodynamische Solvi von (Ni,Co)3(Al,Ti,X) gamma´-Phase in verschiedenen Ni-Basislegierungen (Mehrkomponentensystem Ni-Al-Ti-Co-Cr-Fe-Mo-Nb-W-Ta -Betreff). Die mittlere Differenz zwischen Berechnungs- und Versuchsdaten liegt unter 30°C. Computerthermodynamik unter Verwendung der entwickelten Ni-Datenbank ermöglicht Vorhersagen über Anwendungsbeschränkungen (Stabilität der härtenden Gamma-Phase) neuer Legierungszusammensetzungen.

Gleichgewichtsphasenfraktionen in der einkristallinen Ni-Basis-Superlegierung PWA1480 mit mc_ni_v2.004

Abbildung E2. Gleichgewichtsphasenfraktionen in der einkristallinen Ni-Basis-Superlegierung PWA1480 mit mc_ni_v2.004. Aus den Gleichgewichtsphasenfraktionen kann man vor der Alterung über die richtige Lösungsbehandlung entscheiden.

Simulierte multimodale Niederschlagsverteilung nach dem Abkühlen

Abbildung E3. Simulierte multimodale Ausscheidungsverteilung nach Abkühlung mit 0,1 °C/s in der einkristallinen Ni-Basislegierung PWA1480. Vorhersagen von Ausscheidungsverteilungen unterstützen das Legierungsdesign für Flugzeugtriebwerksanwendungen.

 

 

 

 

Thermodynamische Modellierung und Ausscheidungssimulation in Edelstahl (ab 05/2012)

Ein Schwerpunkt im Rahmen der mc_fe Datenbankentwicklung sind intermetallische topologisch dicht gepackte Strukturen (TCP). Diese Phasen, wie die vielfach erforschte Sigma-Phase, sind für die langfristige Funktionalität von rostfreien Stählen nachteilig. Um die Einsatzgrenzen dieser Materialien vorhersagen zu können, sind zunächst grundlegende Kenntnisse über Stabilitäten von TPC-Strukturen erforderlich. Dann verwenden wir bewertete CALPHAD-Beschreibungen in thermokinetischen Berechnungen von Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagrammen (TTP).

Simuliertes Zeit-Temperatur-Niederschlagsdiagramm

Abbildung F1. Simuliertes Zeit-Temperatur-Ausscheidungsdiagramm (TTP) von Ni-freiem Fe-Cr-Mn-N-Edelstahl. Experimentelle Daten [19] sind als Symbole enthalten. Die Simulation ermöglicht Vorhersagen über schädliche Sigma- und Chi-Phasen von Cr2N und intermetallischen topologisch dicht gepackten (TCP) Phasen.

 

 

 

Thermodynamik von Ti-Ni-Formgedächtnislegierungen (06/2012 bis 05/2013)

Formgedächtnislegierungen sind martensitische Metalle, die sich unter bestimmten Temperatur- und mechanischen Belastungs-/Entlastungsbedingungen an die ursprüngliche Form ihrer Ausgangsmodifikation „erinnern“. Ti-50Ni zu Ti-55Ni (at%) ist der Pionier der Formgedächtnislegierungen (SMA) und ein Schlüsselsystem zur Untersuchung von Phasenumwandlungen und Ausscheidungsentwicklung in Formgedächtnislegierungen. Die Thermodynamik der bcc-strukturierten, geordneten B2-Stammphase und der monoklinen martensitischen B19’-Phase ist gut verstanden. Um das Formgedächtnis und die mechanischen Eigenschaften zu verbessern, werden SMA üblicherweise bei Temperaturen gealtert, bei denen eine Ausfällung von zweiten Phasen aus der übersättigten B2-geordneten Matrix auftritt. Diese Phasen sind Ti3Ni4, Ti2Ni3 und die thermodynamisch stabile TiNi3 (h-)-Phase. Insbesondere Ti3Ni4 spielt eine wichtige Rolle bei der Martensitbildung. Die Martensitstarttemperatur Ms wird stark von Änderungen der plastischen Verformungsgrenzen im Zusammenhang mit der Ausscheidungshärtung und der Änderung der Matrixzusammensetzung aufgrund von Ausscheidungen beeinflusst [20-27]. Die Thermodynamik von metastabilen Ti3Ni4- und Ti2Ni3-Phasen wird anhand von First-Principle-Analysen und metastabilen Phasendiagrammdaten bewertet.

Berechnetes metastabiles Phasendiagramm einer binären Ti-Ni-Formgedächtnislegierung

Abbildung G1. Berechnete metastabile Phasendiagramme des binären Ti-Ni-Formgedächtnislegierungssystems (SMA) unter Verwendung der MatCalc-Datenbank mc_SMA_v1.001. Gleichgewichts-TiNi3 und metastabiles Ti2Ni3 werden von der Berechnung ausgeschlossen, um die Metastabilität von Ti3Ni4, der wichtigsten Härtungsphase in Ti-Ni-SMA, zu zeigen. Für das Phasendiagramm-Mapping wird Thermocalc verwendet.

 

 

 

 

Thermodynamische Datenbankentwicklung für Berechnungen in Ti-Legierungen und Ti-Aluminiden (ab 06/2012)

Dies ist der jüngste Projektteil, in dem besonderes Interesse dem theoretischen Verständnis von Umwandlungsmechanismen zwischen geordneten und ungeordneten Strukturen in Ti-Aluminid-Materialien gilt.

Berechnete Gleichgewichtsphasenanteile (a) in der klassischen Ti3Al-Nb-Legierung Ti-25Al-25Nb (Gew.-%), die thermodynamische Stabilitäten der Ti-Aluminide TiAl und Ti3Al sowie geordnete und ungeordnete Ti-Legierungsphasen (HCP_A3, BCC_B2) zeigen. Fraktionen von Elementen in jedem Untergitter der BCC_B2-Phase (b) zeigen eine Ordnung bis zu 1425 °C

Abbildung H1. Berechnete Gleichgewichtsphasenanteile (a) in der klassischen Ti3Al-Nb-Legierung Ti-25Al-25Nb (Gew.-%), die thermodynamische Stabilitäten der Ti-Aluminide TiAl und Ti3Al sowie geordnete und ungeordnete Ti-Legierungsphasen (HCP_A3, BCC_B2) zeigen. Fraktionen von Elementen in jedem Untergitter der BCC_B2-Phase (b) zeigen eine Ordnung bis zu 1425 °C. Oberhalb dieser Temperatur ist „BCC_B2“ vollständig ungeordnet bcc-strukturiert.

Aktuelle Veröffentlichungen

Simulation der Ausscheidungsentwicklung in Fe-25Co-15Mo mit Si-Zugabe basierend auf computergestützter Thermodynamik
E. Povoden-Karadeniz, E. Eidenberger, P. Lang, G. Stechauner, H. Leitner, E. Kozeschnik
J. Alloys Cmpd.; akzeptiert.

Thermodynamik von Ti-Ni-Formgedächtnislegierungen
E. Povoden-Karadeniz, D.C. Cirstea, P. Lang, T. Wojcik, E. Kozeschnik KALPHAD 2013; 41:128–139. CALPHAD-Modellierung metastabiler Phasen im Al-Mg-Si-System E. Povoden-Karadeniz, P. Lang, P. Warczok, A. Falahati, W. Jun, E. Kozeschnik
CALPHAD; im Druck.

Thermodynamik-integrierte Simulation der Niederschlagsentwicklung in Al-Mg-Si-Legierungen
E. Povoden-Karadeniz, P. Lang, K.I. Öksüz, W. Jun, S. Rafiezadeh, A. Falahati, E. Kozeschnik
Werkstoffwissenschaftliches Forum 2013; 765:476.

Simulation der Ausscheidungskinetik und Ausscheidungsverstärkung von B2-Ausscheidungen in martensitischem PH 13-8 Mo Stahl
E. Povoden-Karadeniz, E. Kozeschnik
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Thermodynamische Modellierung von La2O3-SrO-Mn2O3-Cr2O3 für Festoxid-Brennstoffzellenanwendungen
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Datenbanken

Übersicht Datenbanken

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Jakob Six, 07/2008 - 06/2012

Die temperaturabhängige Duktilität von Stahl hängt unter anderem mit Gefügeänderungen und -modifikationen zusammen. Beim Stranggießen in der Sekundärkühlzone, in der die erstarrte Deckschicht durch intensive Wasserkühlung und Umlenkwalzen hohen thermomechanischen und mechanischen Belastungen ausgesetzt ist (=> Rissbildung, Risswachstum).

Die Duktilitätsvariationen sind in Bild 1 dargestellt: Flüssige und feste Phase koexistieren bei hohen Temperaturen, es können keine mechanischen Belastungen aufgebracht werden. Zwischen 600°C und 1200°C werden zwei verschiedene Effekte unterschieden:

  • Ausscheidungen an Austenitkorngrenzen
  • Ferritfilmbildung an Austenitkorngrenzen
Temperaturabhängige Duktilität (schematisch)

Abbildung 1: Temperaturabhängige Duktilität (schematisch)

Die Ausscheidungen verringern die Versetzungsbewegung und das Gleiten der Austenitkorngrenzen (Bereiche D und B). Dünne Ferritfilme bilden sich an Austenitkorngrenzen bei niedrigeren Temperaturen (unter Ar3, Bereich E). Aufgrund der unterschiedlichen mechanischen Eigenschaften von Austenit und Ferrit konzentriert sich die gesamte Verformung auf den weicheren Ferritfilm. Lokale Verformungen bilden Poren und Risse. Bei sinkenden Temperaturen nimmt das Ferritfilmwachstum und die Deformationskonzentration ab (=> zunehmende Duktilität). Schließlich verringern Ausscheidungen in Ferritfilmen die Duktilität (Bereich F).

Die experimentelle Methode konzentriert sich auf die Beobachtung des II. minimale Duktilität. Der Mechanismus, der für die Schwankung der Duktilität in Bezug auf die Transformationstemperatur Ar3 verantwortlich ist, wird geschlossen. Komplementär werden Methoden wie Heißkompressions-/Zugversuche mit Gleeble (Bild 2), Dilatometer, Metallographie (Bild 3), Simulationen (Verformung, Gefügeentwicklung) eingesetzt.

Thermomechanische Behandlung

Abbildung 2: Thermomechanische Behandlung

Metallographisches Schliffbild einer wärmebehandelten Probe

Abbildung 3: Metallographisches Schliffbild einer wärmebehandelten Probe

Jaroslav Zenisek, 01/2008 - 06/2011

Meine Arbeit lässt sich in Teile gliedern: Simulationen und Experimente. Beide haben etwas mit der Bildung von Karbiden in Stahl zu tun.Das Projekt konzentriert sich auf Prozesse, die an der Oberfläche von Stahl beim Aufkohlen ablaufen. Wenn ein Stahlwerkstück zum Aufkohlen gebracht wird, führen die chemischen Reaktionen an der Oberfläche zur Produktion von freien Kohlenstoffatomen, die in das Werkstück diffundieren können. Während der Diffusion können einige dieser Kohlenstoffatome mit den Matrixatomen vom Stahl reagieren, was zur Bildung von Karbiden führt. Unser Ziel ist es die  Experimente so einzurichten, dass wir simultan einströmenden Kohlenstoff beobachten können Diffusion begleitet von der Bildung von Karbiden. Der folgende (Simulations-)Teil beschreibt kurz meine anderen aktuellen Probleme im Zusammenhang mit der Keimbildung von Karbidausscheidungen.

A) Modellierungsteil

Das Hauptthema ist die Untersuchung von Ausscheidungen im Fe-Cr-C-System mittels Computersimulationen. Das bedeutet, dass ich eine Computerdarstellung des Kristallgitters (BCC) erstelle, jedem Gitterplatz zufällig Fe oder Cr zuweise (wobei die Gesamtzahl von Fe und Cr den definierten Atomkonzentrationen gehorcht) und die lokalen Bedingungen für die Keimbildung auswerte ( Keimbildungsbarriere), die sich aufgrund der zufälligen Schwankungen der Zusammensetzung ändern. Folglich werden die Informationen über die räumliche Verteilung der Nukleationsbarrieren in der Simulation der Nukleation und des Wachstums von Präzipitaten verwendet. Die Ergebnisse werden denen gegenübergestellt, die für vollkommen homogenes Material berechnet wurden (keine zufälligen Schwankungen in der chemischen Zusammensetzung). Derzeit versuche ich die Rolle der Strukturänderung (BCC->CEMENTITE) auf die Nukleationsbarriere zu verstehen. Ich beschäftige mich mit den Details der strukturellen Veränderung – einer Folge von atomaren Übergängen, die notwendig sind, um die neuen Positionen in der ausfallenden Zementitphase aufzunehmen. Als nächstes möchte ich bestimmen, ob eine Mindestgröße für einen Zementit-Cluster erforderlich ist und ob eine zusätzliche Barriere erforderlich ist, um die notwendigen Atomübertragungen während der Transformation zu erreichen.

B) Experimenteller Teil

Wir haben ein Aufkohlungsgerät  gebaut und die Experimente sind im Gange. In der aktuellen Arbeit wollen wir sehen, wie die Einwärtsdiffusion von Kohlenstoff während des Aufkohlens durch die gleichzeitige Bildung von Karbiden beeinflusst wird. Deshalb experimentieren wir mit unterschiedliche Materialzusammensetzungen und Versuchsbedingungen (Temperatur, Eigenschaften des Aufkohlungsgases). Danach analysieren wir das Kohlenstoffkonzentrationsprofil und testen verschiedene Methoden (TOF-SIMS, GD-OES, LA-ICP-MS) und die Materialstruktur (Lichtmikroskopie). Das Vorhandensein von Karbiden wird durch Härtetests überprüft. Wir planen auch fortschrittlichere Techniken für die Karbidanalyse (3D-Atom Sonde). Die experimentellen Ergebnisse sollten Informationen über die Entwicklung der Dichte, Größenverteilung der Karbide usw. liefern. Andererseits soll die Bildung von Karbiden beim Aufkohlen durch unser Softwarepaket MatCalc simuliert werden und schließlich sowohl die experimentellen als auch die Simulationsergebnisse verglichen werden.

Rene Radis, 11/2007 - 10/2011

Berechnetes Zeit-Temperatur-Ausscheidungsdiagramm (TTP) für AlN in einem Stahl mit 0,05 % Al und 0,005 % N

Bild: Berechnetes Zeit-Temperatur-Ausscheidungsdiagramm (TTP) für AlN in einem Stahl mit 0,05 % Al und 0,005 % N

Mikrolegierte hochfeste niedriglegierte Stähle (HSLA) verdanken ihre überlegenen mechanischen Eigenschaften einer hohen Dichte an Zweitphasenausscheidungen, z. Nitride, Carbide oder komplexe Carbonitride. Beispielsweise erhöht die Ausscheidung von fein verteiltem VN während des Abkühlens die Festigkeit der Stähle im Bereich von 80–250 MPa. Andererseits gibt es Mikrolegierungselemente wie Aluminium, von denen bekannt ist, dass sie vorwiegend an Korngrenzen ausscheiden, insbesondere im austenitischen Phasenbereich. Daher werden diese Partikel für die Korngrößensteuerung verantwortlich gemacht, die wichtige mechanische Eigenschaften wie Zähigkeit, Tiefziehbarkeit oder Schweißbarkeit direkt beeinflusst.

Für ein besseres Verständnis des Ausscheidungsverhaltens dieser Karbide und Nitride sowie ihrer Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften von Stahl ist es wichtig, ihre Ausscheidungskinetik zu verstehen. Daher befasst sich das vorliegende Projekt mit der numerischen Simulation des Ausscheidungsprozesses dieser Zweitphasenpartikel sowie ihrer kinetischen Wechselwirkungen. Mit dem Softwarepaket MatCalc ist es möglich, wichtige Mikrostrukturparameter wie Phasenanteil, Partikelgröße und Anzahldichte vorherzusagen. So können neue Wärmebehandlungen und/oder Legierungen entwickelt oder bestehende optimiert werden. Dadurch können Zeit und Kosten hinsichtlich der Entwicklung neuer Legierungen oder der Optimierung des Produktionsprozesses reduziert werden, was zu einer Reihe von Vorteilen führt.

Die Abbildung zeigt beispielhaft ein berechnetes Zeit-Temperatur-Ausscheidungsdiagramm für AlN in einem typischen mikrolegierten Stahl mit 0,05 Al und 0,005 N. Die Linien repräsentieren 5 %, 50 % und 95 % des Gleichgewichtsphasenanteils bei jeder Temperatur.

Farhan Imtiaz, 01/2007 - 12/2013

Dieses Projekt wurde im Rahmen des PhD-Programms „PhD Scholarship for Science, Engineering and Technology, AUSTRIA“ initiiert. Dieses Programm wurde von der Higher Education Commission (HEC) der pakistanischen Regierung finanziert. Dieses Programm wurde in Österreich in Zusammenarbeit mit dem Österreichischen Austauschdienst (OeAD) durchgeführt.

Forscher arbeiten seit vielen Jahrzehnten an Umwandlungen von Austenit (γ) zu Ferrit (α). Dies liegt vor allem an der Vielzahl unterschiedlicher Austenit-Zersetzungsprodukte. In den letzten Jahren gab es ein beträchtliches Interesse, den Kohlenstoffgehalt zu verringern, um die Zähigkeit (d. h. die Übergangstemperatur von duktil zu spröde), Duktilität und Schweißbarkeit zu erhöhen. Aufgrund der enormen technologischen Bedeutung ist die Austenit-Ferrit-Umwandlung eine der am besten untersuchten Phasenumwandlungen, aber es fehlt noch an beträchtlichem Verständnis, was den genauen Umwandlungsmechanismus betrifft. In diesem Zusammenhang zielt ein aktuelles Projekt auf die systematische Untersuchung des Austenit-Ferrit-Umwandlungsmechanismus in Stählen mit ultraniedrigem bis niedrigem Kohlenstoffgehalt.

Das Schema des thermischen Zyklus, der für die Wärmebehandlung von standardmäßigen hohlen und massiven zylindrischen Proben verwendet wird,  besteht aus fünf Segmenten, d. h. dem Segment, das die Aufheizrate definiert (a bis b), dem Austenitisierungssegment (b bis c) und dem Durchwärmen bei der Austenitisierung , die Abschreckrate definierendes Segment (c bis d), das isotherme Haltesegment (d bis e) und das abschließende Abschrecksegment (e bis f). Die isothermen Haltetemperaturen werden zwischen 890 und 660 °C so gewählt, dass die Umwandlung entweder im Austenit/Ferrit-Zweiphasengebiet oder darunter im Ferrit-Einphasengebiet erfolgt.

The resultant dilatation profile is recorded in state of the art high-speed quenching dilatometer by BÄHR (DIL 805A). Figure 2 is showing representative microstructures obtained after these transformations.

Denijel Burzic, 01/2007 - 12/2013

a) Ziel:

Übergeordnetes Ziel des Projektes ist es, die Bildung und Entfernung von Zunder bei der Herstellung / Verarbeitung von Stählen und die Wechselwirkung mit der Oberflächenentkohlung zu untersuchen.

b) Stand der Technik und eigener Ausgangspunkt:

Im Vorgängerprojekt MCL-M9 wurde eine Untersuchung des Standes der Technik der Geräte zur Nacherwärmung durchgeführt, die an den Produktionsstandorten des Industriepartners betrieben werden. Es wurde eine umfangreiche Literaturrecherche zum Zusammenspiel von Oxidation und Entkohlung in allgemeinen Stählen und insbesondere Si-legierten Stählen für die Anwendung in Federn durchgeführt. Zusammen mit ausgewählten Versuchen an Luft sowie unter Gichtgas konnte ein grundlegendes Verständnis der Zunderbildung und Oberflächenentkohlung gewonnen werden. Ergänzend zu den Versuchen hat die begleitende Modellierung dazu beigetragen, Rückschlüsse zur Verbesserung der Produktionsstrategien und Vorkehrungen bei Produktionsproblemen zu ziehen. Im Vorgängerprojekt sind einige neue Fragestellungen aufgetaucht, die in diesem Folgeprojekt bearbeitet werden sollen.

c) Vorgehensweise / Methodik:

Das Projekt wird in zwei Arbeitspaketen durchgeführt:

  • AP1: Experimentelle Untersuchung der Oxidation/Zunderbildung und Entkohlung in Luft und Gichtgas. Die Aktivitäten in diesem Bereich werden hauptsächlich an den Forschungseinrichtungen der wissenschaftlichen Partner in Leoben (DTA in Luft und Gichtgas) und Wien (Gleeble und Hochgeschwindigkeitsabschreckdilatometer Simulation des Walz-/Wärmebehandlungsprozesses. Metallographie und analytische Charakterisierung) durchgeführt .
  • AP2: Verbesserte Modellierung von Oxidation/Zunderbildung und Entkohlung basierend auf rechnergestützter Thermodynamik und lokaler Mikrostrukturentwicklung (Seigerung an Korngrenzen und Zunder-Metall-Grenzfläche, gb-Diffusion und Austenit/Ferrit-Phasenumwandlung)

d) Erwartete Hauptergebnisse des Projekts:

Das Projekt soll weiterhin Wissen und Verständnis für die Mechanismen sammeln, die die Bildung von Zunder, die Entfernung von Zunder und die Entkohlung bestimmen. Dieses Wissen kann direkt in optimierte Fertigungsverfahren bei den Industriepartnern einfließen.