Teilprojekt C2: Werkstofftechnisch relevante Eigenschaften des Systems Fe-Mn-C

C2 mechanische Eigenschaften
C2 mechanische Eigenschaften

Prof. Dr.-Ing. Bleck (Institut für Eisenhüttenkunde, RWTH Aachen)

Die Hauptziele des Teilprojekts C2 sind (i) die Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften, (ii) Entwicklung und Anwendung neuer Prüfmethoden sowie (iii) Simulation der Materialeigenschaften. Diese Zielsetzung bestand bereits in den ersten beiden Förderperioden des SFB 761. Während der zweiten Phase wurden die Eigenschaften von hoch­mangan­halti­gen austenitischen Stählen im Zugversuch bei unterschiedlichen Temperaturen und Verformungs­geschwindig­keiten untersucht und mit konventionellen Stählen verglichen. Es hat sich gezeigt, dass hoch­mangan­haltige Stähle aufgrund von hohen Verfestigungsraten ihre ausgezeichnete Kombination aus Festigkeit und Duktilität über einen weiten Bereich von Temperaturen und applizierten Dehnraten beibehalten. Diese Eigenschaften resultieren aus der gezielten Ausnutzung des TRIP- und TWIP-Effekts (TRansformation Induced Plasticity/TWinning Induced Plasticity) als dominierende Verformungs­mechanismen. Diese werden primär durch die materialspezifische Stapelfehlerenergie (SFE) gesteuert. Diese kann über die Legierungszusammensetzung und die Temperatur eingestellt und so die Verfestigungsrate beeinflusst werden. Jedoch zeigen einige Materialen mit gleicher SFE aber variierenden Legierungsgehalten unterschiedliches Werkstoffverhalten, sodass die SFE nicht den einzigen relevanten Parameter darstellen kann. Aufgrund der hohen Festigkeit und Duktilität besitzen hochmanganhaltiger Stähle zudem ein hohes Energieabsorptionsvermögen. Dementsprechend ist die Temperaturerhöhung durch den adiabatischen Effekt während der Verformung signifikant und verursacht eine kontinuierliche Veränderung der SFE und damit des Verformungsverhaltens.

 

 

C2 mechanische Eigenschaften 2
C2 mechanische Eigenschaften 1

Ein weiteres besonderes Merkmal stellt zudem der sägezahnartige Verlauf der Spannung-Dehnung-Kurve bereits bei Raumtemperatur als Folge lokaler Verformung dar. Um das lokale Materialverhalten zu charakterisieren, wurden lokale Dehnungsmessung sowie Infrarot-Thermografie eingesetzt. Dank dieser Methoden können die Verformungsgeschwindigkeit und -temperatur in einem lokalen Bereich genau quantifiziert und die Auswirkungen von Zu­sammen­setzung sowie Prüf­be­dingungen systematisch klassifiziert werden. Bekanntermaßen wird die lokalisierte Verformung durch die dynamische Reckalterung ausgelöst und bereits bei niedrigen Temperaturen beobachtet, sodass die Ver­setzungs­blockierung in hochmanganhaltigen Stählen mit der kristallographischen Nahordnung (Short-Range Ordering, SRO) korre­liert werden kann. Auf Basis von ab initio Berechnungen aus dem TP A1 war es möglich, den Effekt von SRO auf die Streckgrenze erfolgreich vorherzusagen. Darüber hinaus wird angenommen, dass SRO durch C-Platzwechsel mit kurzer Reichweite wiederhergestellt werden kann und die Ver­setzungsbewegung während der Verformung so kontinuierlich gehindert wird. Darüber hinaus konnte gezeigt werden, dass bisherige Ansätze zur Erstellung von Grenzformänderungskurven nicht geeignet sind, das Verhalten unter mehrachsiger Beanspruchung zuverlässig zu beschreiben Das besondere Verfestigungsverhalten beeinflusst die Rissbildung während der Nakajima-Tests dahingehend, dass das derzeit positionsabhängige Auswerteverfahren nach DIN EN ISO 12004-2 keine plausiblen Ergebnisse liefert. Durch die Anwendung von momentan diskutierten zeitabhängigen Methoden ist es erstmals gelungen, das Verformungsverhalten hochmanganhaltiger Stähle hinsichtlich ihres Verhaltens unter mehrachsiger Beanspruchung sinnvoll zu beschreiben. Die prinzipielle Zielstellung des Teilprojekts wird auch in der dritten Förderperiode verfolgt. Die mechanischen Eigenschaften für verschiedene Temperaturen und Dehnraten sowie Spannungszustände für neue Werkstoffe, einschließlich MBIP (MicroBand Induced Plasticity) und Mittel-Mangan-Stählen werden bestimmt. Die Ergebnisse werden mit denen der zweiten Förderperiode verglichen. Es werden Messungen der lokalen Verformungen an Mittel-Mangan-Stählen mittels Formänderungsanalyse und Infrarotthermografie zur Identifikation von Fließphänomenen durchgeführt. Die im Teilprojekt entwickelten Methoden werden hierbei an die entsprechenden Gegebenheiten angepasst bzw. neue entwickelt. Im Rahmen der Modellierung des Werkstoffverhaltens erfolgt zudem eine Fokussierung auf die Identifizierung von Schlüsselparametern für die Beschreibung des Verfestigungsverhaltens. Nachdem die Evolution der Versetzungsdichte durch die Modellierungen vorhergesagt werden kann, werden die Auswirkungen der Nahordnung und der dynamischen Reckalterung auf die Kaltverfestigung adressiert.

 

Abb 1 lokale Verformungsanalyse
Abbildung 1: Durch lokale Verformungsanalyse bestimmte globale und lokale (a) Fließkurve und (b) Dehnrate mit beispielhafter momentaner Dehnratenverteilung. (c) Durch Infrarotthermographie bestimmte lokale sowie minimale Probentemperatur sowie momentaner Temperaturverteilung. Alles Tests wurden an einem X80Mn23 mit einer globalen Dehnrate von 0.0025 s-1 durchgeführt.

 

 

C2 Verformung
C2 Verformung

 

Bisherige Phase


Die etablierten Prüfverfahren für Stahl-Feinblech wurden für einphasige Stähle und deren charakteristisches Verfestigungsverhalten entwickelt. Neue hochfeste mehrphasige Stähle sowie austenitische Stähle können mechanisch instabile Phasen aufweisen, die während einer Umformung umwandeln. Dies gilt ebenfalls für das Werkstoffsystem Fe-Mn-C, welches in dem vorliegenden Antrag untersucht werden soll. Die in klassischen Prüfverfahren, wie z.B. dem quasistatischen Zugversuch, ermittelten Kennwerte müssen als integrale Größen interpretiert werden und geben nur unzureichend Aufschluss über die existierenden Zusammenhänge zwischen ablaufenden metallphysikalischen Vorgängen und den resultierenden mechanischen Eigenschaften. So gibt der Verlauf der Fließkurve bzw. die daraus ermittelte Verfestigung als Funktion der wahren Dehnung Aufschluss über mögliche ablaufende Umwandlungen wie dem TRIP-Effekt; dies jedoch nur qualitativ. Die bessere Interpretation dieser Daten und die Quantifizierung der Zusammenhänge zwischen Mikrostruktur und mechanischen Eigenschaften werden im Teilprojekt C2 vorgenommen. Dabei geht es nicht um die Ermittlung geeigneter Legierungs- oder Prozessgrößen, wie es in A5 betrieben wird, sondern um die Charakterisierung des aus dem SFB entstehenden Produkts „Feinblech“.

Durch das gewählte Legierungssystem entsteht die Notwendigkeit, sowohl das Verfestigungsverhalten als auch die mechanischen Eigenschaften dieser Stähle durch neue oder angepasste Prüfverfahren zu beschreiben. Diese müssen in der Lage sein, eine korrekte und lokal hoch auflösende Beschreibung der relevanten metallphysikalischen Vorgänge (plastisches Gleiten, TRIP, TWIP), die während des Umformens von Fe-Mn-C-Legierungen auftreten, zu geben und darüber hinaus eine Verbindung zwischen diesen und den makroskopischen Eigenschaften zu schaffen.

Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften:

Die im Teilprojekt B1 erschmolzenen und im Teilprojekt B2 warm- und kaltgewalzten Legierungen werden im Teilprojekt C2 hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften untersucht. Hierzu stehen neben klassischen Werkstoffprüfungsmethoden wie dem einfachen Zugversuch weitere Charakteri-sierungsmöglichkeiten zur Verfügung. Diese werden im Folgenden kurz vorgestellt.

Im Zugversuch wird eine knochenförmige Zugprobe bei konstanter Maschinengeschwindigkeit in die Länge gezogen. Dabei werden konstant die Verlängerung der Probe sowie die dafür benötigte Kraft ermittelt. Zur Ermittlung der Verlängerung wird ein Videoextensometer eingesetzt, um ausschließlich die Verlängerung im Bereich der parallelen Probenlänge ermitteln zu können. Weiterhin ermittelt das Videoextensometer kontinuierlich die aktuelle Breite der Probe. Dadurch ist eine Bestimmung des aktuellen Probenquerschnittes möglich und so können bis zur Gleichmaßdehnung die wahre Spannung sowie die wahre Dehnung berechnet werden. Die Wahre Spannung - Wahre Dehnung - Kurve für zwei der im SFB 761 erzeugten Materialien ist in Bild 1a gezeigt. Es wird deutlich, dass die Materialien deren Unterschied in der Legierungszusammensetzung in einer Halbierung des Kohlenstoffgehaltes von 0,6 auf 0,3% von V15 gegenüber V16 deutliche Unterschiede im Verfestigungsverhalten zeigen. V16 zeigt eine stärkere Verfestigung zu Beginn des Versuchs, die im Verlaufe des Versuchs kontinuierlich schwächer wird. V15 hingegen zeigt eine nahezu lineare Steigung der Fließkurve mit durch dynamische Reckalterung (DSA, oder auch Portevin-le Chatelier-Effekt) ausgelöste Spannungsspitzen bei höheren Dehnungen. Das deutlich unterschiedliche Verfestigungsverhalten wird auch bei der Auftragung der Verfestigung über die wahre plastische Dehnung sichtbar. Der TRIP-Stahl V16, also der Stahl in dem während der Umformung das austenitische Gefüge in Martensit umwandelt, zeigt eine starke Verfestigung zu Beginn, einen starken Abfall im Bereich kleiner Dehnungen und eine stetige Abnahme der Verfestigung bis zum Bruch. Der TWIP-Stahl V15, also der Stahl, der im Verlauf der Umformung Zwillinge ausbildet, zeigt eine deutlich geringere Anfangsverfestigung, einen geringen Abfall und dann eine über einen großen Dehnungsbereich nahezu konstante Verfestigung (Bild 1b).

Bild 1: a) Fließkurven der Versuchsschmelzen V15 (TWIP) und V16 (TRIP) b) Verfestigungskurven (geglättet)
Bild 1: a) Fließkurven der Versuchsschmelzen V15 (TWIP) und V16 (TRIP) b) Verfestigungskurven (geglättet)

 

 
 
 
Bild 2: Beobachtung eines Zugversuchs mittels Infrarotthermographie, wandernde Dehnungsbänder des Portevin – Le Chatelier-Effekts in der letzten Sekunde vor dem Riss der Probe. Die Temperatur im heißesten Bereich liegt weit oberhalb der oberen Grenze des Messbereichs (>90°C)
Bild 2: Beobachtung eines Zugversuchs mittels Infrarotthermographie, wandernde Dehnungsbänder des Portevin – Le Chatelier-Effekts in der letzten Sekunde vor dem Riss der Probe. Die Temperatur im heißesten Bereich liegt weit oberhalb der oberen Grenze des Messbereichs (>90°C)

Vorhergehende Untersuchungen haben gezeigt, dass austenitische Werkstoffe, zu denen auch die Fe-Mn-C-Legierungen des Projektes gehören, bei der Umformung zu starker Temperaturentwicklung durch innere Reibung neigen. Aufgrund dieser Beobachtung werden Versuche an den Projektwerkstoffen teilweise mittels Infrarotthermographie überwacht um auftretende thermische Effekte zu charakterisieren und beurteilen zu können. In derart überwachten Versuchen wurden Temperaturerhöhungen im Bereich der größten Verformung von über 100 K gegenüber Raumtemperatur beobachtet. Weiterhin konnte beobachtet werden, dass eine Temperaturerhöhung bei Werkstoffen, die einen Portevin - le Chatelier-Effekt zeigen, nicht homogen über die Probe erfolgt, sondern lokal im Bereich der für diesen Effekt typischen lokalisierten Dehnungsbänder (Bild 2). Diese Lokalisierung der Dehnung lässt sich mittels photogrammetrischer Methoden ebenfalls beobachten und quantifizieren.

Aufgrund der beobachteten starken Temperaturerhöhung werden zusätzliche Versuche in einer Temperierkammer durchgeführt, bei denen die Probentemperatur an 3 Positionen kontinuierlich überwacht und bei Überschreitung einer kritischen Temperaturerhöhung durch Einblasen geringer Mengen von flüssigem Stickstoff künstlich konstant gehalten wird. Die hierbei erzielten Fließkurven unterscheiden sich hinsichtlich des Verfestigungsverhaltens kaum vom konventionell durchgeführten Versuch, es werden allerdings um bis zu 100 MPa höhere Festigkeiten ermittelt (Bild 3).

 
 
Bild 3: Konfokalbild einer polierten und geätzten Oberfläche eines austenitisch, rostfreien Edelstahles, Kantenlänge der Fläche 160 μm, unterschiedliche Farben geben unterschiedliche Höhenniveaus wieder.
Bild 3: Konfokalbild einer polierten und geätzten Oberfläche eines austenitisch, rostfreien Edelstahles, Kantenlänge der Fläche 160 μm, unterschiedliche Farben geben unterschiedliche Höhenniveaus wieder.

Charakterisierung der Verfestigungsmechanismen:

Neben der klassischen Charakterisierung mechanischer Kennwerte und der Ermittlung von Fließ- und Verfestigungskurve stehen bei den hochmanganhaltigen Stählen besonders die Verfestigungsmechanismen im Fokus des Interesses. Zeigen konventionelle Stähle zumeist nur das Gleiten und die Wechselwirkung von Versetzungen als einzigen Verfestigungsmechanismus, so finden sich in TRIP-Stählen außerdem noch die Umwandlung von metastabilen austenitischen Gefügeanteilen in Alpha‘- und Epsilon-Martensit, sowie bei TWIP-Stählen außerdem noch die Kornfeinung und Erhöhung der Grenzflächendichte durch das Verzwillingen der Körner. Um diese unterschiedlichen Mechanismen nicht nur phänomenologisch, d.h. durch Beobachtung ihrer Auswirkungen auf die Fließkurve und gegebenenfalls anschließende metallographische Analyse, beschreiben zu können, wird im Teilprojekt C2 untersucht in wie weit eine in Situ-Charakterisierung der Verfestigung mittels konfokaler Mikroskopie möglich ist. Dass eine Gefügedarstellung mittels dieser Methodik möglich ist, zeigen Aufnahmen polierter und geätzter Oberflächen eines rostfreien austenitischen Stahles. Hier sind deutlich unterschiedliche Höhenniveaus der angeätzten Körner erkennbar. Besonders interessant ist hierbei der starke Kontrast zwischen Austenitkörnern und ihren Rekristallisationszwillingen (Bild 3). Die gemessenen Differenzen in diesem Falle liegen bei unter 0.4 μm Höhenunterschied zwischen dem höchsten (weißgelb) und niedrigsten (dunkelblau) Punkt der Messung.

 

 

 

Bild 4: Photorealistische Darstellung der Oberfläche eines ARMCO-Eisens nach einer Verformung von 16%, Kantenlänge der Fläche 320 μm.

Um die Einflüsse der Verfestigung auf die Oberfäche darzustellen, werden Modellwerkstoffe, welche bevorzugt nur Gleitung, einen ausgeprägten TRIP-Effekt oder einen ausgeprägten TWIP-Effekt zeigen, untersucht. Hierzu werden Zugversuche durchgeführt deren Ablauf in diskreten Dehnungsschritten unterbrochen wird. Nach jedem Umformschritt wird eine vorher ausgewählte und markierte Stelle vermessen und hinsichtlich ihrer Topographie charakterisiert. Eine Oberflächenstruktur, die sich in einem vergleichsweise grobkörnigen, ferritischen ARMCO-Eisen nach 16% Umformung auf der vorher polierten Oberfläche einstellt, ist in Bild 4 gezeigt.

Die schuppenartigen Strukturen auf der Oberfläche zeigen das Abgleiten der Gitterebenen durch die Deformation. Größe, Form und Abstand der einzelnen Stufen sowie ihre Ausrichtung zur definiert im Bild liegenden Verformungsrichtung können bestimmt werden.