Teilprojekt C6: Schädigung und Versagen - Mehrskalige Analyse und Modellierung von Schädigung und Versagen auf der Grundlage von Schädigungs- und Versprödungsmechanismen

Dr.-Ing. U. Prahl (Institut für Eisenhüttenkunde, RWTH Aachen University)

Schädigung und Versagen

 

Projektbeschreibung

Fe-Mn-Legierungen mit einem Mn-Gehalt >15 Massen-% stellen eine neue Klasse kalt um­formbarer Strukturwerkstoffe dar, deren mehrphasige Mikrostruktur im Vergleich zu herkömmlichen austenitischen Stählen überragende mechanische Eigenschaften sowohl in Bezug auf die Festigkeit als auch auf die Umformbarkeit ermöglicht. Es zeigt sich, dass vor allem in kubisch-flächen­zentrierten Metallen die hohen Festigkeiten durch die Verformungs­mechanismen Versetzungsgleitung, mechanische Zwillingsbildung oder verformungsinduzierte Marten­sit­bildung eingestellt werden.

Für die hier betrachteten austenitischen hoch Mangan Stähle (HMnS) wird in erster Linie Gleitbruch erwartet, wobei temperaturunabhängige Charpy-Zähigkeitswerte von etwa 100 J/cm² gemessen werden. Insbesondere bei Anwendungen, bei denen keine martensitische Umwandlung stattfindet, sind nur unter extremen Randbedingungen wie z.B. besonders tiefen Temperaturen Spaltbruchanteile zu finden .
Grundsätzlich ist eine (lokale) Versprödung bei einer Kombination von hoher Triaxialität, hoher Dehnrate und tiefer Temperatur möglich. Diese Randbedingungen treten beim Kerbschlagbiegeversuch bei tiefer Temperatur auf. Insbesondere für mittel Mangan Stähle (MMnS)  ist hierbei eine starke Abhängigkeit der Übergangstemperatur des Kerbschlagbiegeversuchs als Funktion der Glühparameter dokumentiert worden, was durch einen Segregationseffekt an Korngrenzen erklärt werden kann. Eine umfassende Analyse, unter welchen Randbedingungen dieser Versprödungseffekt auftreten kann, die dann auch eine qualitative Modellbildung dieses Phänomens erlaubt, ist aber nicht vorhanden.
Im Zusammenhang mit Wasserstoff zeigen AHSS (Advanced High Strength Steels) allerdings eine verzögerte Rissbildung. Mit diesem Phänomen wird eine Versprödung des Werkstoffes bezeichnet, die nach einer im Allgemeinen unbestimmten Zeit zum spontanen Versagen führt. Als notwendige Randbedingungen gelten hohe Festigkeit, hohe Eigenspannungen aufgrund einer Vorverformung und die Gegenwart von Wasserstoff.

Schädigung und Versagen

Üblicherweise sind austenitische Gefüge im Vergleich zu ferritischen Gefügen aufgrund der reduzierten Diffusionsgeschwindigkeit von Wasserstoff, der höheren Anzahl an Gleitsystemen sowie der meist niedrigeren Festigkeit gegenüber diesem Phänomen resistent, was allerdings für die HMnS so nicht grundsätzlich gilt. Als besonders anfällig für Wasserstoffversprödung haben sich Werkstoffzustände mit ε- und α‘-Martensitanteilen und Zwillingsgrenzen herausgestellt. Weiterhin wurde unerwartete verzögerte Rissbildung im Kontext mechanischer Zwillingsbildung und planaren Gleitens dokumentiert. Für das hier untersuchte System führt die hohe Zwillingsdichte im Zusammenhang mit hohen Festigkeiten in kaltverformtem Material zu einem für verzögerte Rissbildung anfälligen Werkstoffzustand. In der technologischen Anwendung kann eine Beigabe von >1% Al dieses Phänomen verhindern, wobei hier allerdings die zugrundliegenden Ursachen noch nicht geklärt sind. Als Hypothesen werden verschiedene Mechanismen diskutiert: die veränderte Verfestigung, die reduzierte Zwillingsdichte, eine schützende Al-Oxidschicht sowie Al-Nitrid-Einschlüsse als Wasserstofffallen. Eine abschließende Bewertung des Beitrags der einzelnen Mechanismen steht aber noch aus.In der Anwendung unterliegen die meisten Bauteile keiner monotonen, sondern vielmehr einer zyklischen Belastung, bei der andere Schädigungsmechanismen auftreten können. Für HMnS sind sowohl im Bereich des Low Cyclic Fatigue (LCF) als auch des High Cycle Fatigue (HCF) Lebensdauerergebnisse weit über den Werten von TRIP780 oder HSLA-Stählen dokumentiert . Insgesamt korreliert aber auch für HMnS in gewohnter Weise die Lebensdauer mit der Fließgrenze und der Verfestigung, welche wiederum durch die Stapelfehlerenergie (SFE) gesteuert wird.Infolge der zyklischen Belastung bilden sich im Material Ermüdungsstrukturen wie z.B. persistente Gleitbänder, entlang derer die Versetzungsbewegung erfolgt. Die Korngröße hat hierbei einen signifikanten Einfluss auf die Lebensdauer unter zyklischer Belastung, wobei gerade in kleinen Körnern eine ausgesprochene Zwillings-Versetzungs-Interaktion beobachtet wird, was eine signifikante Verfestigung bewirkt. Unter zyklischer Belastung können zu einem frühen Stadium von 25% der Lebensdauer schon Ermüdungsanrisse an Stellen detektiert werden, an denen Scherbänder und Korngrenzen aufeinander stoßen, sowie an Zwillingsgrenzen. Risswachstum verläuft dann entlang von Scherbändern oder Korn- und Zwillingsgrenzen, wobei der Risspfad primär transgranular ist. Weiterhin bilden sich duktile Streifen auf der Bruchfläche. Eine detaillierte Modellbildung und Quantifizierung dieser Phänomene steht aber noch aus.Einleitung

Hochmanganhaltige austenitische Stähle (HMnS) haben hohe Festigkeitswerte (bis >1.000 MPa) in Kombination mit hohen Umformbarkeitskennwerten (Dehnung >40%) und sehr guten Zähigkeitseigenschaften. Dank ihrer feinkörnigen austenitischen Matrix zeigen diese Werkstoffe ein duktiles Bruchverhalten für eine Vielzahl von Prüfbedingungen. Allerdings können unter besonders kritischen Umständen, beispielsweise bei mehrachsiger Beanspruchung und insbesondere, wenn keine rein austenitische, sondern eine mehrphasige Matrix vorliegt oder aber im Kontext mit dem TRIP-Effekt, auch lokale spröde Brucherscheinungen beobachtet werden. Dies hängt häufig mit der Gegenwart von Wasserstoff zusammen.

Dieses Teilprojekt zielt auf die Identifikation der Randbedingungen für (lokales) sprödes Versagen sowie der zugrundeliegenden Mechanismen. Es werden motonone oder zyklische Beanspruchungen bei unterschiedlichen Temperaturen und Triaxialitäten sowie bei variierendem Wasserstoffgehalt analysiert. Es kommen sowohl auf diese Werkstoffklasse abgestimmte experimentelle Untersuchungen als auch numerische Untersuchungen mit Hilfe von Repräsentativen Volumenelementen (RVE) zum Einsatz. Die Untersuchungen werden für HMnS-Konzepte auf der Basis Fe-Mn-C und Fe-Mn-C-Al und darüber hinaus für mittel Mangan Stähle (MMnS) mit mehrphasiger Matrix durchgeführt.
Die Anreicherung von atomarem Wasserstoff in der Nähe von Rissspitzen verändert das plastische Verhalten der Stähle drastisch. Neben einem Wechsel des Bruchmechanismus von Zähbruch zu Spaltbruch werden hier auch eigenspannungs- und zeitabhängige Vorgänge beobachtet, die mit der Diffusion des Wasserstoffs korreliert werden können. Ein besonderer Fokus liegt deshalb auf der verzögerten Rissbildung an zuvor kaltumgeformten Proben und deren Einflussgrößen. Die empirische Beobachtung, dass durch eine Aluminiumzugabe das Phänomen der verzögerten Rissbildung vollständig unterdrückt werden kann, soll in teilprojektübergreifende Kooperation im Rahmen der Cloud III intensiv untersucht und gedeutet werden.
Rissnukleation und -wachstum wird mit gekoppelten multiskalen Diffusions- und Kristal-Plastizitäts-Modellen modelliert, wobei die verschiedenen Verformungsmechanismen TWIP und TRIP in Zusammenhang mit externen Einflussgrößen quantitativ beschrieben werden. Die Methode der Repräsentativen Volumenelemente (RVE) wird in numerischen Studien zur Beschreibung des Versprödungsverhaltens eingesetzt und abgeglichen mit wasserstoffbeladenen Näpfchentiefziehversuchen, mit in situ-Zugversuchen in Rahmen einer 3D X-Ray Mikro-Computer-Tomographie (µCT) Analyse, mit zyklischen in situ-Biegeversuchen im REM, mit Tieftemperaturzugversuchen an gekerbten Proben und mit Kerbschlagbiegeversuchen.


Bericht – Numerische Simulation
Konstitutives Materialmodell und Validierung
Die theoretischen Grundlagen für die Berechnung der SFE, die Verfestigung aufgrund von TWIP, TRIP oder einfacher Versetzungsbildung und das Versagen von HMnS wurden umfassend modelliert und in ABAQUS als UHARD Routine implementiert. Als konstitutives Werkstoffgesetz wurde ein Modell genutzt, welches zur Betrachtung von TWIP- und TRIP-Effekten die Zwillings- und -Martensitanteile in einem Kocks-Mecking-Modell berücksichtigt. Diese wirken sich auf die mittlere freie Weglänge der Versetzungen aus und führen zu einer erhöhten Verfestigungsfähigkeit des Werkstoffs. Die Parameteridentifikation und die Validierung erfolgten in Kooperation mit TP C2 durch Zugversuche verschiedener Legierungen (die Berechnung der SFE erfolgt mit dem thermodynamischen Modell aus TP A5) unter verschiedenen Temperaturen und Korngrößen, wobei die Gefügeinterpretation in Kooperation mit TP C1 umgesetzt wurde.

Abbildung 3.3-1
Abb. 3.3-1: Experimentelle ermittelte und theoretisch berechnete (a) wahre Spannungs- und (b) wahre Verfestigungskurven für X60Mn22 bei 293 K für verschiedene Korngrößen (A: 3.4 µm, B: 4.5 µm, C: 7.5 µm, D: 50 µm). In (c) ist für B bis D der Phasenanteil der mechanischen Zwillinge und für A der ϵ-Martensitanteil dargestellt.

 


Für den einachsigen Zugversuch können die Spannungs- und Verfestigungskurven gut vorhergesagt werden (Abb. 3.3-1). In einer weiteren Arbeit wurde das Modell auch für rostfreie Edelstähle erfolgreich eingesetzt. Die Qualität der Vorhersage hängt in erster Linie von den berechneten Anteilen mechanischer Zwillinge und ϵ-Martensit ab. Die lokale Berechnung der SFE erlaubt es dem Modell, alle relevanten Verformungsmechanismen gleichermaßen zu berücksichtigen. Entscheidend für die Verfestigung auf Mikroebene ist die kristallographische Orientierung der Einzelkörner. Durch die Variation des Taylor-Faktors innerhalb des RVE wird die statistische Orientierungsverteilung im Gefüge berücksichtigt. Die Vorhersagequalität des Modells ist somit für einachsige Deformation gut geeignet. Jedoch muss davon ausgegangen werden, dass die Lastunabhängigkeit des Taylor-Faktors bzw. die Isotropie des Materialmodells für mehrachsige Belastungszustände nur bedingt geeignet ist.


Empirisches GISSMO Schädigungsmodell


Für die phänomenologische Simulation der Umformbarkeitsgrenzen unter den untersuchten Triaxialitäten wurde das Schädigungsmodell GISSMO (Generalized Incremental Stress-State
dependent damage Model) genutzt, das als UMAT Subroutine in Abaqus implementiert wurde . Basierend auf den triaxilitätsabhängigen Umformgrenzen der untersuchten Stähle wurde ein Versagensort im Spannungsraum als Funktion der Triaxialität und des Lodewinkels identifiziert. Weiterhin wurde ein automatisiertes Verfahren zur Kalibrierung der Modellparameter implementiert, so dass nun Schädigung und Versagen für verschiedene Lastfälle wie Nakazima-Tests, Cupping-Tests und Lochaufweitversuche sowie zur Berechnung von Forming-Limit-Diagrammen, Eigenspannungen und Lochaufweitverhältnissen vorhergesagt werden können. Dieses empirische Modell kann das Versagen auch unter komplexen Verformungszuständen für die hier untersuchte Werkstoffklasse der HMnS beschreiben und steht nun für die numerische Analyse der Crashbox-Versuche aus TP B2 und zur Designoptimierung zur Verfügung.


Gefügebasierte numerische Modellierung mittels repräsentativer Volumenelemente (RVE)


Für die Darstellung metallischer Werkstoffe auf mikroskopischer Ebene wird das RVE in einzelne Körner und Einschlüsse unterteilt. Diese kleinsten Bausteine stellen die Basis für weitere Merkmale, wie Zeilen oder unterschiedliche Phasen dar. Für die RVE Generierung wurde das Programm RVEgen entwickelt, welches statistische Geometrien für ein- oder zweiphasige Gefüge mit vorgegebenen Normalverteilungen der Korngröße mit Hilfe der Voronoi-Zerlegung erstellt. Das konstitutive Werkstoffgesetz basiert auf dem in TP A7 entwickelten TRIP/TWIP-Modell und nutzt die SFE-Berechnung aus TP A5 zur Bestimmung des lokal aktivierten Verformungsmechanismus als Funktion der chemischen Zusammensetzung. Zur Berücksichtigung der Orientierungsverteilung im Gefüge ist ein lokaler Taylor-Faktor implementiert (Abb. 3.3-2).
Die Schädigung und das Versagen werden unter Berücksichtigung der Mehrachsigkeit mittels einer lokalen Kriterienfunktion beschrieben, die von einer kritischen Zwillingsdichte als Schädigungsinitiierungsmechanismus ausgeht. Die Wirkung von Einschlüssen und Mikroporen findet im Schädigungsmodell keinen Eingang. Es wird davon ausgegangen, dass es aufgrund der fehlenden Lokalisierung zu keinem signifikanten Porenwachstum kommt. Vielmehr wird das Versagen des RVE mit der Zunahme derjenigen Netzelemente korreliert, welche das beschriebene Versagenskriterium erreicht haben. Das Versagen wird für industrielle Stahlgüten mit TWIP-Effekt mit einer geringen Abweichung gut vorhergesagt.
Aus der numerischen Betrachtung auf Mikroebene wurden kritische Bereiche identifiziert (Abb. 3.3-3) und mittels in situ-Zugversuchen im Großkammer-REM verglichen. Die Methodik zu dieser Vorgehensweise wird in detailliert beschrieben und wurde hier auf TWIP-HMnS angewandt. Im Wesentlichen tritt ein übermäßiges Versagen in Bereichen mit maximaler Verfestigung auf. Hier erreicht der Zwillings- und ϵ-Martensitphasenanteil den berechneten Sättigungswert (Abb. 3.3-4).

Abb. 3.3-2
Abb. 3.3-2: EBSD Aufnahmen für 10, 20 und 30 % Dehnung bei einer Temperatur von 293 K. Die oberen Darstellungen zeigen die detektierten Zwillinge und die unteren den berechneten Taylorfaktoren.

 

 

 

Abb. 3.3-3
Abb. 3.3-3: Berechnete lokale Zwillingsanteile für ein RVE mit 50 Körnern und einer mittlere Korngröße von 51 μm für 10, 20 und 30 % Dehnung bei einer Temperatur von 293 K. Die obere Darstellung zeigt die Taylorfaktoren (a) und die untere die Zwillingsanteile (b).

 

 

 

 

Abb. 3.3-4
Abb. 3.3-4: Darstellung der plastischen Dehnung, des Zwillingsanteils, der Versagensorte und des Taylorfaktors für ein gefügebasiertes RVE bei 293 K und einachsiger Belastung. Die Korngröße [μm] (oberer Wert) und die SFE [mJ/m2] (unterer Wert) sind für alle sichtbaren Körner gardestellt.

 

 

Bericht – Experimentelle Untersuchungen


Einfluss der Mehrachsigkeit
 

Abb. 3.3-5
Abb. 3.3-5: Einfluss der Triaxialität auf die Umformbarkeit verschiedener AHSS

 

Um für verschiedene AHSS den Einfluss der Mehrachsigkeit auf die Umformbarkeit zu analysieren, wurden für TWIP1000, TRIP800 und DP780 Zug-, Kerb-Zug- und Scher-Zugversuche durchgeführt (Abb. 3.3-5). Hierbei zeigt sich eine grundsätzliche Überlegenheit des TWIP1000 gegenüber den Vergleichsstählen unter positiven Triaxialitäten, die im Zugversuche maximal ist, nicht jedoch bei reiner Scherung.

 

 

Die Bruchflächenanalyse zeigt abhängig von der Triaxialität entweder Gleit- oder Spaltbruch. Bei positiver Triaxialität findet bei allen Stählen Porenwachstum nahezu sphärisch statt. Insbesondere im einachsigen Zugversuch versagen alle drei Stähle mit Grübchenbildung, wobei TWIP1000 eine exzellente Bruchdehnung (>60%) ohne Einschnürung aufweist. Im Vergleich zeigen DP780 und  TRIP800 ein klassisches Verhalten mit Gleichmaßdehnungund anschließendem Post-Necking-Behaviour, so dass bei Versagen die lokale Bruchdehnung größer ist als die globale. Bei kleiner Triaxialität stellt sich Scherversagen ein, was sich im Bruchflächenbild in Form von Scherlippen darstellt. Unter diesem Versagensmodus ist kein Unterschied zwischen den Stählen erkennbar.

Abb. 3.3-6
Abb. 3.3-6: in situ-Zugversuche im REM zur Detektion von Rissinitiierung und zur Generierung von Eingabegeometrien für die RVE-Simulation

 

Analyse der Schädigungsmechanismen

Um das Schädigungsverhalten von TWIP-HMnS zu analysieren, wurden in situ-Zugversuche in Kooperation mit C1 im REM über einen weiten Temperaturbereich (RT – 500 °C) durchgeführt (Abb. 3.3-6). Mittels kombinierter EBSD-EDX-Analyse wurde ein Bereich von 500 µm2 vor der Verformung und direkt vor Versagen analysiert. Der in situ-Zugversuch wurde zu definierten Zuständen zur erneuten lokalen REM-Analyse unterbrochen.

 

Es stellte sich heraus, dass die Risse sowohl an Zwillingsgrenzen als auch an nichtkohärenten Korngrenzen initiieren. Die Rissausbreitung findet abhängig von der relativen Orientierung der Zwillingsgrenzen zur Belastungsrichtung entlang dieser Grenzflächen statt. Zusätzlich zeigte sich, dass Rissnukleation für intergranulare Brüche an Tripelpunkten und an solchen Stellen stattfindet, wo Korngrenzen auf einen Deformationszwilling treffen. Auch bei intergranularer Rissbildung spielen die Deformationszwillinge eine wichtige Rolle, da an ihrer Spitze hohe Spannungen konzentriert sind. Dagegen wurde gezeigt, dass Brüche entlang von Deformationszwillingen durch die Zwillings-Zwillings-Wechselwirkung hervorgerufen werden, beispielsweise durch das Abfangen der Zwillingsbildung an einer bereits existierenden Zwillingsgrenze. Diese Risse breiten sich dann typischerweise in einer Zickzack-Form entlang primärer und sekundärer Zwillinge aus.

Zum Vergleich mit Simulationen wurden EBSD-Bilder verwendet, um RVEs zu erzeugen. Mit dem in A7 entwickelten CP-Modell wurde zum Vergleich mit den Experimenten die Mikrostrukturentwicklung und Schädigung simuliert. Diese Vorgehensweise erlaubt die numerische Identifikation einer kritischen rissinitiierenden Zwillingsdichte, die im RVE-Modell für die Kalibrierung benötigt wird.


Wasserstoffversprödung


Zur Analyse des Einflusses von Wasserstoff und Korngröße auf das Versagensverhalten wurden „Slow-Strain-Rate-Tests“ (SSRT) mit einer Dehnrate von 10-6/s an wasserstoffbeladenen Proben durchgeführt. Die Wasserstoffbeladungen wurden mittels Heißextraktionsverfahren bestimmt. Wie in Abb. 3.3-7 dargestellt, zeigt der Werkstoff X60Mn22 (warmgewalzt) eine zunehmende Sensitivität gegen verzögerte Rissbildung. Dieser Effekt verstärkt sich mit zunehmender Korngröße. Als Ursache wurde intergranulare Rissbildung infolge Wasserstoffdegradation detektiert. Die verbesserte Resistenz gegen Wasserstoffversprödung mit reduzierter Korngröße kann durch zwei Mechanismen erklärt werden. Einerseits wird durch Kornfeinung die freie Weglänge von Versetzung und dadurch auch die Vakanzdichte infolge der Versetzungsdynamik reduziert. Darüber hinaus ist die spezifische Wasserstoffdichte an den Korngrenzen geringer bei kleinerer Korngröße. Als Konsequenz folgt aus beiden Mechanismen eine Schwächung der Korngrenzen und damit eine stärkere Tendenz zu intergranularen Versagen.


X60Mn22 zeigt einen starken Abfall von Festigkeit und Duktilität bei einer Zunahme der Wasserstoffkonzentration von 1.7 zu 10 ppm hin. Der Dehnungsverlust in der mit 10 ppm beladenen Probe erreicht nur 70% des Wertes für 1.7 ppm Wasserstoff. Im Gegensatz dazu zeigen die mit Aluminium legierten Stähle nur eine geringe Empfindlichkeit gegenüber Wasserstoff. X30MnAl22-1.3 hat Dehnungsverluste von 7.9 - 9.3% in mit 7.4 ppm und 8.2 ppm mit Wasserstoff beladenen Proben. Für X60Mn!l17-1.1 liegt der Dehnungsverlust der wasserstoffangereicherten Proben sogar unterhalb von 1%.

Abb. 3.3-7
Abb. 3.3-7: Verzögerte Rissbildung bei unterschiedlicher Wasserstoffbeladung und Korngröße in X60Mn22, dargestellt ist die Reduktion der Versagensdehnung bei einem Slow Strain Rate Test (SSRT).

Abb. 3.3-8: Einfluss der chemischen Zusammensetzung auf die Wasserstoff-induzierte verzögerte Rissbildung von kaltgewalzten Fe-Mn-C und Fe-Mn-C-Al Legierungen, dargestellt ist die Reduktion der Versagensdehnung bei einem Slow Strain Rate Test (SSRT) .

Die Bruchflächenanalyse der HMnS-Proben zeigt intergranulares Versagen in Kombination mit einer hohen Dichte an Mikrorissen. Dagegen zeigen die HMnS+Al-Proben nur an der äußeren Oberfläche intergranulares Versagen, wo auch eine lokal höhere Wasserstoffdichte angenommen werden kann (Abb. 3.3-9). In der Probenmitte wird duktiles Versagen mit Grübchen dokumentiert und in den Grübchen wurden teilweise Al-Nitride als Porennukleationsorte gefunden.


Einfluss von Segregationen auf das Risswachstum


In Kooperation mit C1 wurden die lokale Gefüge und Elementverteilungen (Mn/C) im Bereich von Risswachstum und Rissstop in wasserstoffbeladenem X60Mn22 durch kombinierte EBSD-EPMA-Analysen quantifiziert (Abb. 3.3-10). Es stellte sich heraus, dass die verzögerte Rissbildung entlang der Grenze von Mn-angereicherten und Mn-abgereicherten Segregationszonen verläuft . Weiterhin wird in den Segregationsprofilen eine Co-Seigerung von C und Mn beobachtet (Abb. 3.3-10).
 

Abb. 3.3-9
Abb. 3.3-9: Bruchflächen für HMnS ohne und mit Al und für verschiedene Wasserstoffgehalte nach Durchführung eines SSRT.

 

 

Abb. 3.3-10
Abb. 3.3-10: EPMA-Elementverteilung von Mn im Rissbereich eines tiefgezogenen X60Mn22.

 

Es kann gefolgert werden, dass Werkstoffe mit verstärkten Seigerungseffekten eine erhöhte Ungleichmäßigkeit der Deformation auf Gefügeebene zeigen, da die Mn/C-angereicherten Zonen eine höhere lokale SFE als die Mn/C-abgereicherten Zonen haben, was neben der veränderten Festigkeit auch zu einem lokal veränderten Verformungsmechanismus führen kann. Insofern steigert die lokale Inhomogenität von Gefüge und Chemie die Inhomogenität der Deformation, was wiederum das Risiko einer Dehnungslokalisation erhöht und damit Versagen unterstützt.


In-situ Biegeversuche im Großkammer-REM


In Kooperation mit C1 wurden in situ-Zugversuche im REM an Proben mit und ohne Wasserstoffbeladung durchgeführt und ausgewertet. Die Last-/Verformungskurven für unterschiedlich stark beladene Proben liegen zunächst sehr dicht beieinander, mit zunehmendem Wasserstoffgehalt setzt aber sehr frühzeitig eine Rissbildung ein (Abb. 3.3-11). Aus anschließend durchgeführten EBSD-Messungen ließ sich schließen, dass die Risse innerhalb von TRIP-induzierten Martensitinseln auftreten und dass im Umfeld deutliche Kornrotationen auftreten, was ein wichtiges Anzeichen für die anisotropen Beiträge zu den Versagensmechanismen ist.
 

Abb 3.3-11
Abb 3.3-11: In situ-Biegeversuche an gekerbten Biegeproben mit unterschiedlicher Wasserstoffbeladung im Großkammer-REM

 

Abb. 3.3-12
Abb. 3.3-12: EBSD-Analyse der Biegeproben nach dem Biegen [P10]

Bisherige Phase

Fe-Mn-Legierungen mit einem Mn-Gehalt >15 Massen-% stellen eine neue Klasse kalt um-formbarer Strukturwerkstoffe dar, deren mehrphasige Mikrostruktur im Vergleich zu herkömmlichen austenitischen Stählen überragende mechanische Eigenschaften sowohl in Bezug auf die Festigkeit als auch auf die Umformbarkeit ermöglicht. Es zeigt sich, dass vor allem in kubisch-flächenzentrierten Metallen die hohen Festigkeiten durch die Verformungsmechanismen Versetzungsgleitung, mechanische Zwillingsbildung oder verformungsinduzierte Martensitbildung eingestellt werden.

Bei zunehmender Umformung tritt in der Mikrostruktur Schädigung in Form von Poren und Mikrorissen auf, deren Entwicklung zum Werkstoffversagen führt und so die Umformbarkeit limitiert. Es ist bekannt, dass diese Gefügeschädigung in Abhängigkeit von dem Gefüge sowie von den Randbedingungen duktil, spröde oder auch eine Kombination von beidem sein kann. Die Ursachen für diese Schädigung können verschiedene Versagensmechanismen auf Gefügeebene wie Grenzflächenversagen infolge von Phasenumwandlungen oder Zwillingsbildung, Versetzungslokalisierung oder auch Einschluss- oder Ausscheidungsversagen aufgrund mikroskopisch inhomogener Dehnungsverteilungen sein. Für die Weiterentwicklung dieser neuen Strukturwerkstoffe insbesondere im Hinblick auf ihre Umformbarkeit wird es daher von großer Bedeutung sein, ihr Schädigungs- und Versagensverhalten bei plastischer Verformung und damit gleichbedeutend die Einflüsse von TRIP- und TWIP-Effekt sowie von Einschlüssen, Ausscheidungen auf die Schädigung quantitativ zu verstehen.

Aus diesen Überlegungen ergibt sich für die weitere Untersuchung von Fe-Mn-C-Stählen un-mittelbar die Frage nach den Zusammenhängen zwischen den Schädigungsmechanismen und der Umformbarkeit der Fe-Mn-C-Stähle. Konkret soll hierbei untersucht werden, wo bei ein- und mehrachsiger Belastung der Schädigungsprozess beginnt und wie er verläuft. Insbesondere die Schädigungsmechanismen sollen hierbei auf die Stapelfehlerenergie sowie die Defektkonfiguration in Fe-Mn-C-Stählen als Funktion von chemischer Zusammensetzung, Gefüge und Umformbedingungen zurückgeführt werden. Dies erfordert eine mikromechanische Modellierung der Entwicklung der Schädigung in Abhängigkeit von den intergranularen und intragranularen Spannungen. Auch muss der Einfluss von Einschlüssen und Ausscheidungen auf die Defektkonfiguration quantitativ beschrieben werden. Die Untersuchungen sollen in den weiteren Antragszeiträumen auf hohe Geschwindigkeiten und tiefe Temperaturen ausgeweitet werden.

Einleitung

Hohe Festigkeiten werden in dem hier betrachteten Werkstoffkonzept in erster Line durch die mechanische Zwillingsbildung (TWIP) und verformungsinduzierte Martensitbildung (TRIP) erreicht. Bei zunehmender Umformung tritt in der Mikrostruktur Schädigung in Form von Poren und Mikrorissen auf, deren Entwicklung zum Werkstoffversagen führt und so die Umformbarkeit limitiert. Es ist bekannt, dass diese Gefügeschädigung in Abhängigkeit von dem Gefüge sowie von den Randbedingungen duktil, spröde oder auch in einer Kombination von beidem verlaufen kann. Die Ursachen für diese Schädigung können verschiedene Versagensmechanismen auf  efügeebene, wie Grenzflächenversagen infolge von Phasenumwandlungen oder Zwillingsbildung, Versetzungslokalisierung oder auch Einschluss- oder Ausscheidungsversagen aufgrund mikroskopisch inhomogener Dehnungsverteilungen  ein. Für die Weiterentwicklung dieser neuen Strukturwerkstoffe insbesondere im Hinblick auf die Grenzen ihrer Umformbarkeit wird es daher von großer Bedeutung sein, ihr Schädigungs- und Versagensverhalten bei plastischer Verformung und damit gleichbedeutend die Einflüsse von TRIP-, TWIP-, SLIP-Effekten sowie von Einschlüssen auf die Schädigungsevolution quantitativ zu verstehen.

Aus diesen Überlegungen ergibt sich für die weitere Untersuchung von Fe-Mn-C-Stählen unmittelbar die Frage nach den Zusammenhängen zwischen Gefüge, Verformungsmechanismen und Schädigungsmechanismen. Konkret soll hierbei untersucht werden, wo bei ein- und mehrachsiger Belastung der Schädigungsprozess beginnt und wie er verläuft. Insbesondere sollen die Schädigungsmechanismen auf die Stapelfehlerenergie sowie die Defektkonfiguration in Fe-Mn-CStählen als Funktion von chemischer Zusammensetzung, Gefüge und Umformbedingungen zurückgeführt werden. Dies erfordert eine mikromechanische Modellierung der Entwicklung der Schädigung in Abhängigkeit von den intergranularen und intragranularen Spannungen. Auch muss der Einfluss von Einschlüssen quantitativ beschrieben werden.

Eine weitere Problematik beim Einsatz dieser Stahlsorte ist das Auftreten verzögerter Rissbildung, die mit Wasserstoffgehalt und Eigenspannungen bei hohen Festigkeiten in Verbindung gebracht wird. In Abhängigkeit von den Randbedingungen tritt eine zeitverzögerte Versprödung des Werkstoffes auf, die zu einer unkontrollierten Rissbildung führen kann. Mit Experimenten und Bruchflächenanalysen von mit H-beladenen Proben soll die erarbeitete RVE-Methode zur Versagensmodellierung auf Gefügeebene mittels kontinuumsmechanischer Schädigungsmodellierung um die Anhängigkeit von der lokalen H-Konzentration im Gefüge erweitert werden.

Bisherige Arbeiten und ausgewählte Ergebnisse des TP C6

Im TP C6 wurden experimentelle und numerische Untersuchungen zur Beschreibung der Schädigungsentwicklung und des Versagens in Stählen mit TRIP- und TWIP-Effekt durchgeführt. Die experimentellen Untersuchungen umfassten Zugversuche im Temperaturbereich zwischen –192°C und +250°C sowie detaillierte metallografische und fraktografische Untersuchungen mit dem Ziel TRIP- und TWIP-spezifische Versagensformen zu identifizieren. Die numerischen Arbeiten bezogen sich auf die Entwicklung eines Repräsentativen Volumenelementes (RVE), das in der Lage ist, das Verhalten mehrphasiger Werkstoffe, sowie von Werkstoffen mit Phasenumwandlungen während der Verformung zu beschreiben. Dieses RVE spiegelt zudem das spezifische Verfestigungsverhalten hoch Mn-legierter Stähle wider und weist die Option auf, verschiedene Versagensmechanismen parallel berechnen zu können.

Experimentelle Untersuchungen

Zur Untersuchung des Einflusses von Kohlenstoff und Mangan auf die Eigenschaften wurden gemäß der Mechanismenkarten aus dem Teilprojekt A5 Legierungen hergestellt, welche unterschiedliche Verfestigungsmechanismen aufweisen. So konnten die Mechanismen teilweise isoliert und teilweise in Mischform untersucht werden. Weiterhin wurden verschiedene Prüftemperaturen zur Modifikation der Stapelfehlerenergie und der vorherrschenden Verfestigungsmechanismen genutzt.

Im Folgenden werden Ergebnisse aus Zugversuchen eines hoch Mn-legierten, warmgewalzten Stahls mit 22 % Mn und 0,4 % C bei Temperaturen zwischen -196 °C und 250 °C dargestellt.

Die mechanischen Eigenschaften wurden im Hinblick auf den dominierenden Verformungsmechanismus analysiert und mit der Bruchdehnung korreliert. Die Charakterisierung des Gefüges und Identifikation der einzelnen Phasen erfolgte durch Lichtmikroskopie (LOM), Röntgendiffraktometrie (XRD) und Electron Backscatter Diffraction (EBSD).

Abb. 1
Abb.1: Zwillungsdichte, Austenitanteil und Martensitanteil über Temperatur und Eingrenzung der Verformungsmechanismen (links), Bruchdehnung über Temperatur und Eingrenzung der Verformungsmechanismen (rechts), Werkstoff: Fe22Mn0,4C.

 

Abb.2
Abb.2: Fraktographische REM-Aufnahme einer duktil versagten Zugprobe bei RT (links). Porendichte und durchschnittliche Porengröße aufgetragen über die Prüftemperatur (rechts), Werkstoff 22Mn0,4C.

Im Weiteren wurden für alle Proben die Bruchflächen analysiert und die Porendichte und -größenverteilung quantifiziert (Abbildung 2). Es zeigt sich, dass die Porendichte die gleiche Entwicklung über der Temperatur zeigt wie der Martensitanteil. Dies führt zu der Folgerung, dass die Schädigung an den umgewandelten Phasenteilen (Martensit) initiiert, an deren Grenzen sich Mikrorisse bilden, welche sich mit zunehmender Belastung kritisch entwickeln und zum Versagen führen.

Mit steigendem Zwillingsanteil kann eine Verbesserung der Bruchdehnung beobachtet werden. Die verzwillingten Bereiche weisen eine extreme Verformungsfähigkeit auf, ohne vorzeitige Rissbildung.

Die Schädigungsentwicklung erfolgt einerseits durch die Bildung von Mikrohohlräumen, deren Wachstum und Vereinigung und andererseits durch die Dekohäsion von Einschlüssen und austenitischer Matrix.

Numerische Simulation

Für die Simulation wurde ein Voronoizellengenerator erstellt, um die einphasige Gefügestruktur möglichst realitätsnah abbilden zu können. Das Tool ermöglicht die Erstellung von periodischen Netzgeometrien mit unterschiedlichen Gefügeausprägungen. Eingestellt werden können die Kornanzahl, –größe, -orientierung und Netzfeinheit, wodurch sich die Abmessungen des RVE automatisch ergeben. Die Kornmorphologie kann zusätzlich mit definierten Wachstumsgeschwindigkeiten und Verteilung der Keimstellen eingestellt werden. Auf diese Weise lassen sich zusätzlich unterschiedliche Korngrößen und Texturen definieren. In Abbildung 3 ist eine beispielhafte Konfiguration dargestellt.

Das von A7 zur Verfügung gestellte Materialmodell basiert auf dem Taylor-Ansatz zur Fließkurvenbeschreibung und der Kocks-Mecking-Methode zur Berechnung der Versetzungsdichte.

Die Kopplung der Verfestigung aufgrund von Zwillingsbildung erfolgt durch die Berücksichtigung einer spannungsinduzierten Zwillingsdichte. Das Modell wurde in die Simulationsumgebung ABAQUS als UHARD Subroutine implementiert.

Abb 3
Abb.3: Modellaufbau zur Beschreibung von Verfestigung und Schädigung (links), Vergleich experimenteller und berechneter Fließkurven und Visualisierung der Zwillingsdichte (rechts).

Abbildung 3 (rechts) zeigt eine Beispielrechnung für ein RVE mit 1000 Körnern und den Vergleich der homogenisierten mit der experimentellen Fließkurve. Die Übereinstimmung zwischen experimenteller (schwarz) und berechneter Fließkurve (rot) ist sehr gut. Die Zwillingsdichte (blau) steigt auf 22 % Volumenprozent und deckt sich mit den experimentellen Ergebnissen. Die Visualisierung der Spannungsverteilung ist im oberen rechten Bild dargestellt. Die Bereiche mit hoher und geringer Vergleichsspannung sind auf unterschiedliche Zwillingsdichten in den einzelnen Körnern zurückzuführen.

In Parameterstudien wurden der Einfluss von Netzfeinheit, Kornanzahl, Korngröße und Temperatur untersucht. Entsprechend den Zugversuchen, wurden RVE-Geometrien erstellt und in Abaqus CAE berechnet. Abbildung 4 zeigt den Einfluss von Temperatur und Korngröße. Im linken Teil sind die experimentellen und berechneten Fließkurven eines Gefüges mit 150 μm Korngröße dargestellt. Die Prüftemperatur lag bei -40 °C, RT und 100 °C, wobei die Übereinstimmung in allen Fällen gut ist.

Abb. 4
Abb.4: Experimentelle und berechnete Fließkurven bei variierenden Temperaturen für eine mittlere Korngröße von 150 μm (links), Verteilung der Zwillingsdichte bei 0.4 Dehnung (rechts).

Die guten mechanischen Eigenschaften entstehen in Abhängigkeit des dominierenden Verformungsmechanismus. Neben der Kenntnis der einzelnen Verfestigungsmechnismen ist die Vorhersage von Schädigung und Versagen von großer Bedeutung für die Verarbeitung und den Einsatz in sicherheitsrelevanten Bereichen. Das bei experimentellen Untersuchungen beobachtete duktile Versagen wird mit dem Gurson-Tvergaard-Needleman (GTN) Model und das Sprödbruchversagen mit dem Cohesive Zone Model (CZM) in das RVE Modell implementiert. Die Implementierung des CZM erfolgte zunächst für einen niedriglegierten TRIP-Stahl und wird aktuell auf TWIP-Gefüge erweitert (Abbildung 5).

Abb.5
Abb.5: Schädigungssimulation basierend auf dem Kohäsivzonen – Modell, Mikrostruktur A: Martensitstahl, Mikrostruktur D: DP.