Die Eigenschaftsänderungen durch Wärmebehandlung machen metallische Werkstoffe häufig erst zu brauchbaren Konstruktionswerkstoffen. Durch eine Wärmebehandlung im Anschluß an plastische Verformung werden insbesondere die mechanischen Eigenschaften und die Mikrostruktur beeinflußt, weniger dagegen die physikalischen Eigenschaften (elektrischer Widerstand) (Abb. 7.1).

Bei einem fertigen Bauteil fällt zunächst nur seine Funktion oder äußere Erscheinungsform ins Auge, zum Beispiel ein Schmuckstück aus Edelmetall, der Motor eines PKW, das Seil einer Hängebrücke, der Draht eines elektrischen Kabels, die dunklen wärmedämmenden Scheiben eines modernen Bürogebäudes oder die dekorative Gebrauchskeramik und Metallarmatur eines modernen Bades. Die Gebrauchsfähigkeit eines Gegenstandes für eine bestimmte Anwendung wird aber durch die Eigenschaften des Werkstoffs bestimmt, aus dem das Bauteil gefertigt wurde. Wir verlassen uns unbewußt auf die Festigkeit des mächtigen Stahlseiles, das eine Brücke hält, auf die Stoßunempfindlichkeit der keramischen Ofenplatte oder die Zuverlässigkeit der kleinen metallischen Schaufeln, die bei Temperaturen von über 1000°C der Flugturbine ihre mächtige Schubkraft verleihen. Moderne Werkstoffe erhalten ihre speziellen Eigenschaften weniger durch ihre chemische Zusammensetzung als vielmehr durch eine spezielle Anordnung ihrer spezifischen Bauelemente, die sich in der Regel unserer direkten Beobachtung entziehen, und die wir in der Werkstofftechnik unter den Begriffen Gefüge oder Mikrostruktur zusammenfassen.

Die Bausteine der festen Materie sind die Atome, die aus dem Atomkern und der Elektronenhülle bestehen. Die Eigenschaften der Festkörper werden dabei ganz überwiegend von der Elektronenhülle bestimmt. Nach dem Bohrschen Atommodell sind die Elektronen auf Schalen angeordnet (Abb. 2.1), deren Konfiguration, d.h. Elektronenbesetzung und räumliche Anordnung, sich nach den Gesetzen der Quantenmechanik bestimmt. Die für Festkörpereigenschaften wichtigste Schale ist die äußere Schale, die noch Elektronen besitzt, denn sie bestimmt die Wechselwirkung mit anderen gleichartigen oder ungleichartigen Atomen. Dabei dominiert das Prinzip, daß ein Atom in Kontakt mit anderen Atomen sich so verhält, daß seine äußere Schale mit acht Elektronen gefüllt wird. Dieses einfache Prinzip ist die Grundlage der chemischen Bindung. Hat ein Atom bereits eine vollständige äußere Achterschale, wie die Edelgase (daher auch Edelgaskonfiguration genannt), dann ist die Tendenz zur Wechselwirkung, d.h. zur chemischen Bindung oder auch zur Erstarrung als Festkörper, sehr gering. Bei Helium muß man bis 0,1K abkühlen, damit die Wechselwirkungskräfte zur Bildung eines Festkörpers ausreichen. Bei allen Atomsorten, die keine Edelgaskonfiguration besitzen, besteht die Tendenz, d.h. ist mit Energiegewinn verbunden, in Kontakt mit anderen Atomen die äußeren Elektronen, die auch als Valenzelektronen bezeichnet werden, aufzunehmen, abzugeben oder zu teilen.

Anders als Gase oder Flüssigkeiten setzen Festkörper einer äußeren Krafteinwirkung einen Formänderungswiderstand entgegen; der Festkörper bleibt zusammenhängend, er zerfällt nicht. Der angelegten Kraft wird im Innern des Festkörpers eine Reaktion, eine innere Spannung, entgegengesetzt (Abb. 6.1). Ziehen wir bspw. an einem Festkörper, so würde er in zwei Teile zerfallen, wenn wir ihn in der Mitte auftrennen. Die Kräfte, die wir aufbringen müssen, um die zwei Teile zusammenzuhalten, entsprechen den inneren Kräften, die in dem belasteten Festkörper herrschen. Modellmäßig kann man sich den Festkörper aus Kugeln aufgebaut denken, die durch Federn verbunden sind (Abb. 6.2).

Zum Schmelzen eines metallischen Festkörpers muß eine gewisse Wärmemenge aufgebracht werden, die Schmelzwärme. Die verschiedenen Metalle schmelzen bei sehr unterschiedlichen Temperaturen. Das hängt mit den Bindungskräften zwischen den Atomen zusammen. Am Schmelzpunkt Tm muß die thermische Energie (pro Mol RTm) von der gleichen Größenordnung wie die Bindungsenergie (Schmelzwärme pro Mol Hm) sein: Hm = RTm (Richardsche Regel).

AbstractEs wurde in der vorliegenden Arbeit nachgewiesen, daß Verbindungen von Metallen mit Metallen beim Zusetzen von basischen Oxyden in Anwesenheit von Sauerstoff genau so reagieren, wie von Hedvall und Norström mit Sulfiden, Phosphiden, Carbiden, Siliciden3) usw. gefunden wurde.

The tensile behavior at elevated temperature of heavily plastically deformed Al-Mg alloys with an Mg content of 1 to 5% was investigated. Large plastic deformation was imposed by confined channel die pressing at room temperature up to 18 passes. During heating to test temperature the specimens were observed to undergo recovery and partly recrystallization. The strain rate sensitivity was found to increase with increasing test temperature, and the previously reported asymmetry of the stress differential upon instantaneous up and down strain rate changes disappeared at elevated temperatures. The transition temperature from the low temperature to the high temperature behavior depended on the amount of pre-deformation. The observed phenomena were attributed to a change in deformation mechanism which occurred the earlier, i.e. at lower temperature, the higher the dislocation density introduced by pre-deformation.

For large-scale phase-field simulations, the trade-off between accuracy and computational cost as a function of the size and number of simulations was studied. For this purpose, a large reference representative volume element (RVE) was incrementally subdivided into smaller solitary samples. We have considered diffusion-controlled growth and early ripening of delta' (Al3Li) precipitate in a model Al-Li system. The results of the simulations show that decomposition of reference RVE can be a valuable computational technique to accelerate simulations without a substantial loss of accuracy. In the current case study, the precipitate number density was found to be the key controlling parameter. For a pre-set accuracy, it turned out that large-scale simulations of the reference RVE can be replaced by simulating a combination of smaller solitary samples. This shortens the required simulation time and improves the memory usage of the simulation considerably, and thus substantially increases the efficiency of massive parallel computation for phase-field applications. (C) 2018 Elsevier B.V. All rights reserved.

Fatigue is one of the major failure modes of structural materials. While the effects of strengthening precipitates on the mechanical properties of heat treatable aluminum alloys during forming operations are well-studied, only little is known about the related mechanisms during fatigue. We study the influence of precipitates during low cycle fatigue of an Al-Si-Mg alloy by mechanical testing and microstructure characterisation using (scanning) transmission electron microscopy. Specifically, we have investigated under-aged, peak-aged, and over-aged precipitation states. The experiments reveal considerable influence of the precipitate state on the mechanical properties and the formed dislocation structures. Under-aged AA6016 experiences cyclic hardening accompanied by dynamic precipitation and precipitate growth during cyclic deformation, whereas peak-aged AA6016 shows a saturated cyclic stress behavior and the formation of a ‘prevein’-like dislocation structure aligned along [001]_Al directions. Over-aged AA6016 exhibits cyclic softening, which is assumed to be due to frequent Orowan-looping of dislocations around incoherent precipitates.

A general Gibbs-Thomson equation is derived from the complete free energy description of precipitates at grain boundaries, taking into account the excess free energy of the grain boundary – phase boundary junction. In this model, the equilibrium shape of particles shows a strong dependency on the particle size, which gives rise to a deviation from the classical theory of precipitation. The influence of the line tension of triple junctions on the nucleation energy barrier is discussed.

The trade-off between accuracy and computational cost as a function of the size and number of simulation boxes was studied for large-scale phase-field simulations. For this purpose, a reference simulation box was incrementally partitioned. We have considered diffusion-controlled precipitation of delta prime in a model Al-Li system from the growth stage until early ripening. The results of the simulations show that decomposition of simulation box can be a valuable computational technique to accelerate simulations without substantial loss of accuracy. In the current case study, the precipitate density was found to be the key controlling parameter. For a pre-set accuracy, it turned out that large-scale simulations of the reference domain can be replaced by a combination of smaller simulations. This shortens the required simulation time and improves the memory usage of the simulation considerably, and thus substantially increases the efficiency of massive parallel computation for phase-field applications.

A highly efficient simulation model for 2D and 3D grain growth was developed based on the level-set method. The model introduces modern computational concepts to achieve excellent performance on parallel computer architectures. Strong scalability was measured on cache-coherent non-uniform memory access (ccNUMA) architectures. To achieve this, the proposed approach considers the application of local level-set functions at the grain level. Ideal and non-ideal grain growth was simulated in 3D with the objective to study the evolution of statistical representative volume elements in polycrystals. In addition, microstructure evolution in an anisotropic magnetic material affected by an external magnetic field was simulated.

The results of grain growth experiments in nanocrystalline films deposited on a substrate are discussed in the framework of a theoretical concept in which grain growth is accompanied by vacancy generation to compensate for the released excess volume. It is shown that the predicted “incubation time”, which precedes grain growth is also observed in experiment. The measured “incubation time” can be utilized to determine the grain boundary excess free volume. The results compare reasonably well to values obtained in experiments, where the pressure dependence of grain boundary energy was measured.

AbstractThe aim of this study was to identify the physical processes of nucleation and growth of cube grains by means of in-situ annealing experiments. The calculated nucleation site density at cube bands was found not to be sufficient for a correct computational prediction of the cube recrystallization texture. Growth competition at an early stage of recrystallization has to be taken into account for a better agreement between model and experiment, which necessitates a sufficiently refined grid resolution in discrete computer models of recrystallization. Accounting for these dependencies yields an excellent prediction of both the cube component in the recrystallization texture and the grain size distribution. The contribution of cube nucleation apart from cube bands to the cube recrystallization texture was found to be negligible.

We study the effects of dilute Mg addition on the microstructure formation and mechanical properties of a ZnAl4Cu1 alloy. On the basis of the composition of the commercial alloy Z410 (4wt% Al, 1wt% Cu, and 0.04wt% Mg), three laboratory alloys with different Mg contents (0.04wt%, 0.21wt% and 0.31wt%) are characterised in terms of their mechanical properties and microstructures using ex-situ and in-situ tensile tests in conjunction with scanning electron microscopy (SEM) and electron backscatter diffraction (EBSD). Increasing Mg content causes the precipitation of Mg2Zn11 phase precipitates and refined lamellar spacings in the eutectoid phase. The alloy with a medium Mg content (0.21wt%) exhibits the highest yield strength both at room temperature and at elevated temperatures. Further, we show that dilute Mg alloying causes an improvement of the ductility of ZnAl4Cu1 base-alloys, especially at elevated temperatures. In addition, the alloys reveal two distinct deformation regimes distinguishable close to room temperature and at commonly employed strain rates, with work hardening and brittle fracture exhibited at room temperature and/or elevated strain rate (5×10−4s−1), and work softening and ductile fracture at elevated temperature and/or low strain rate (6×10−6s−1). The deformation mechanisms and fracture behaviour in both regimes are investigated and the underlying physical mechanisms of the observed phenomena are discussed.

A new model for the simulation of primary recrystallization is presented. The model is based on the cellular automaton method but departs from the classical ‘representative volume element’ (RVE) approach by considering a microstructure as a statistical ensemble of numerous solitary units. Individually these are significantly smaller than an RVE and can be simulated independently on a parallel computer. The model showed excellent accuracy compared to RVE simulations. The substantial reduction of the time-to-solution achieved by the model makes parametric studies practical and close to real-time recrystallization simulations in industrial processing lines possible.