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Phasenumwandlung und lokale mechanische

Eigenschaften von TRIP Stahl beim simulierten und realen

Widerstandspunktschweißprozess

vorgelegt von

Dipl.-Ing. Stephan Brauser

aus Berlin

von der Fakultät V - Verkehrs- und Maschinensysteme

der Technischen Universität Berlin

zur Erlangung des akademischen Grades

Doktor der Ingenieurwissenschaften

- Dr.-Ing. -

genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:

Vorsitzender: Univ.-Prof. Dr.-Ing. J. Krüger

Gutachter: Univ.-Prof. Dr.-Ing. M. Rethmeier

Gutachter: Univ.-Prof. Dr.-Ing. S. Jüttner

Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 4. September 2012

Berlin 2012

D 83

Zusammenfassung

TRIP Stähle realisieren durch eine unter mechanischer Beanspruchung hervorgerufene Pha-

senumwandlung von metastabilen Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) hohe Festigkeiten bei

gleichzeitig guten Verformungseigenschaften. Während der Verarbeitung dieser Werkstoffe

mittels Widerstandspunktschweißen können unter den prozessspezifischen extremen Aufheiz-

und Abkühlraten Modifikationen des Austenitanteils hervorgerufen werden die als Folge lokal

zu einer Änderung der mechanisch-technologischen Eigenschaften führen. Wesentliche

Zielsetzung der vorliegenden Arbeit war daher die Analyse der Gefügestruktur im Bereich

einer Punktschweißverbindung hinsichtlich der Änderung des Austenitanteils und den daraus

resultierenden Änderungen der lokalen mechanischen Eigenschaften unter besonderer Be-

rücksichtigung des TRIP-Effekts.

Durch in-situ Beugungsuntersuchungen mittels hochenergetischer Synchrotronstrahlung

erfolgte zunächst die Quantifizierung des metastabilen Austenitanteils im unbehandelten

Grundwerkstoff. Darauf aufbauend wurden unter definierten Temperaturprofilen in Ofenver-

suchen die grundlegenden Aspekte der thermisch bedingten Austenitumwandlung im Auf-

heiz- und Abkühlprozess untersucht. Durch Gleeble-Versuche und Ofenexperimente wurden

weiterführend verschiedene Temperaturprofile mit unterschiedlichen im Punktschweißprozess

lokal vorliegende Spitzentemperaturen genutzt um eine systematische Bewertung des Einflus-

ses der Temperatur und der Aufheiz- sowie der Abkühlbedingungen auf den Austenitgehalt

unter realen Bedingungen zu ermöglichen. Durch Korrelationsuntersuchungen zwischen den

mechanischen Kennwerten thermisch präparierter Zugproben und den mittels

Metallographisch wie auch röntgenographisch ermittelten Austenitgehalten konnten die

metastabilen, d.h. umwandlungsfähigen Austenitanteile bestimmt werden. Schließlich erfolgte

eine Bewertung hinschlich der Übertragbarkeit der Ergebnisse auf reale Widerstandspunkt-

schweißverbindungen. Es wurde dabei der Nachweis erbracht, dass die Austenit-Martensit-

Phasenumwandlung lediglich in einem lokal eng begrenzen Werkstoffbereich am Übergang

WEZ/Grundwerkstoff wirksam werden kann. Demzufolge führt der TRIP-Effekt zu keiner

signifikanten Beeinflussung von Festigkeits- und Verformungseigenschaften im Fügebereich

von widerstandspunktgeschweißten TRIP Stählen.

Die ermittelten mechanischen Kennwerte wurden abschließend als Eingangsdaten für die

numerische Simulation des Verformungs- und Festigkeitsverhaltens von Punkschweißverbin-

dungen genutzt. Dabei wurde insbesondere die Notwendigkeit der Implementierung von

mechanischen Kenndaten der Wärmeeinflusszone für eine realitätsnahe Modellierung von

Scherzugversuchen untersucht.

Abstract

TRIP steels give high strength along with good ductility owing to metastable austenite to

martensite phase transformation (TRIP effect) caused by mechanical load. Under the extreme

process-specific heating and cooling rates of resistance spot welding, these materials may

undergo modifications in their austenite portion resulting in changed mechano-technological

performance locally. The prime objective of this study was therefore to carry out microstruc-

ture analyses of the spot weld area in order to identify the modified portion of austenite and

the resulting changes in local mechanical performance with special consideration of the TRIP

effect.

First, the metastable austenite portion in the unprocessed parent metal was quantified by in-

situ diffraction using high energy synchrotron radiation. Next, the basic aspects of tempera-

ture dependent austenite transformation in the heating and cooling process were investigated

in furnace experiments under defined temperature profiles. Continuative Gleeble tests and

furnace experiments were conducted using various temperature profiles with different peaks

occurring locally in the spot welding process in order to enable systematic assessment of the

influence of temperature and of heating and cooling conditions on the austenite content under

real conditions. Correlation experiments between the mechanical characteristics of thermally

prepared tensile specimens and the metallographically and roentgenographically determined

austenite contents allowed it to ascertain the metastable, i.e. transformable austenite portions.

Finally, the results were evaluated concerning their transferability to real resistance spot

welds. It was demonstrated that the austenite to martensite phase transformation can come

into action only in a strongly localized material area in the transition zone between heat-

affected zone and base metal. Consequently, the TRIP effect does not significantly affect the

strength and ductility performance in the joining area of spot welded TRIP steels.

The established mechanical characteristics were used as input data for numerical simulation

of the spot weld ductility and strength performance. Here, the attention was focused on the

necessity of implementing mechanical characteristics of the heat-affected zone for realistic

tensile shear test modelling.

III

Danksagung

Die vorliegende Arbeit entstand während meiner Tätigkeit als wissenschaftliche Angestellte

an der Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung. Ich möchte Herrn Prof. Dr.-Ing.

Michael Rethmeier von der Technischen Universität Berlin für die Betreuung und die kon-

struktiven Diskussionen, die zur Fertigstellung dieser Arbeit geführt haben, einen großen

Dank aussprechen.

Mein Dank gilt außerdem Herrn Prof. Dr.-Ing. Sven Jüttner für die vielen Anregungen und

nicht zuletzt für die Übernahme des Zweitgutachtens.

Auch Herrn Prof. Dr.-Ing. Jörg Krüger sei für die Übernahme des Vorsitzes des Promotions-

ausschusses recht herzlich gedankt.

Ein großer Dank ist an Herrn Lutz-Alexander Pepke gerichtet, ohne dessen Unterstützung bei

der Durchführung der Schweißversuche und der konstruktiven Umsetzung von Ideen die

Arbeit in dieser Form nicht möglich gewesen wäre.

Ganz herzlich danke ich auch Frau Marina Marten für die hervorragenden Leistungen bei der

metallographischen Probenpräparation und Herrn Dr.-Ing. Arne Kromm für die Unterstützung

bei den in-situ Messungen sowie deren Auswertung. Weiterhin möchte ich Herrn Dipl.-Ing.

Daniel Keil, Herrn Dr. Subaric-Leithis, Herrn Dipl.-Ing. Tobias Mente und Herrn Dipl.-Ing.

Moritz Gebhardt für die Durchführung der Gleeble-Versuche, der Versuche zur instrumentier-

ten Eindringprüfung und der Unterstützung bei der FE-Simulation herzlich danken.

Abschließend ist Herrn Dipl.-Ing. Thomas Michael, Herrn Dipl.-Ing. Marco Lammers, Herrn

Michael Richter, Herrn Michael Geberth für die stets freundliche Arbeitsatmosphäre herzlich

zu danken.

Inhaltsverzeichnis

1 Einleitung und Zielsetzung .............................................................................................. 1

2 Stand der Technik ............................................................................................................ 3

2.1 Hochfeste Mehrphasenstähle im Rohkarosserie-Leichtbau ....................................... 3

2.2 TRIP Stähle ................................................................................................................ 4

2.2.1 Mechanisch-technologische Eigenschaften von TRIP Stählen .......................... 4

2.2.2 Einflussfaktoren auf die mechanischen Eigenschaften ...................................... 5

2.2.2.1 Spannungsunterstützte und dehnungsinduzierte γ → αM ................................................

Phasenumwandlung und Einfluss der Einzelphasen ..................................... 6

2.2.3 Einflussfaktoren auf Austenitgehalt und die Austenitstabilität ........................ 11

2.2.3.1 Legierungskonzept ...................................................................................... 11

2.2.3.2 Spezielle Einflussparameter auf die Stabilität des Austenits ...................... 12

2.2.4 Thermische Stabilität des Restaustenits ........................................................... 14

2.3 Widerstandspunktschweißen von TRIP Stählen ...................................................... 15

2.3.1 Einfluss des Widerstandspunktschweißens auf die Gefügestruktur von

TRIP Stählen .................................................................................................... 16

2.3.1 Mechanisch-technologischen Eigenschaften von Widerstands-

punktschweißverbindungen aus TRIP Stahl .................................................... 19

2.3.1.1 Dehnungsverhalten von Widerstandspunktschweißverbindungen ............. 22

2.3.1.2 Lokale mechanisch-technologische Kennwerte von Widerstandspunkt-

schweißverbindungen ................................................................................. 23

3 Versuchsdurchführung .................................................................................................. 26

3.1 Versuchswerkstoff .................................................................................................... 27

3.2 Experimentelle Versuchsdurchführung .................................................................... 28

3.1.1 Metallographie und Mikrobereichsanalyse ...................................................... 28

3.1.2 Mechanisch-technologische Prüfung ............................................................... 29

3.1.2.1 Zugversuche und Scherzugprüfung ............................................................ 29

3.1.2.2 Instrumentierte Eindringprüfung ................................................................ 33

3.1.3 Thermisch behandelte Proben .......................................................................... 34

3.1.4 In-situ und ex-situ Phasenanalyse mittels röntgenographischer

Methoden .......................................................................................................... 36

3.1.4.1 In-situ-Phasenanalyse im Ofenversuch ....................................................... 39

3.1.4.2 In-situ-Phasenanalyse im Zugversuch ........................................................ 41

3.3 Numerische Versuchsdurchführung ......................................................................... 44

4 Ergebnisse ....................................................................................................................... 46

4.1 Charakterisierung des Grundwerkstoffes HCT690T ................................................ 46

4.1.1 Gefügestruktur .................................................................................................. 46

4.1.2 Mechanisch-technologische Kennwerte ........................................................... 48

4.1.3 In-Situ Analyse der Phasenumwandlung unter quasi-statischer

Belastung .......................................................................................................... 50

4.2 Einfluss eines Temperaturzyklus auf die austenitische Phasenumwandlung ......... 53

4.2.1 In-situ Phasenanalyse ....................................................................................... 53

4.2.1.1 Einfluss der Aufheiz- und Abkühlrate ........................................................ 55

4.1.1.2 Austenitgehalt bei unterschiedlichen Spitzentemperaturen ........................ 57

4.2.2 Ex-Situ Phasenanalyse ..................................................................................... 58

4.2.2.1 Gleeble-Versuche ........................................................................................ 58

4.2.2.2 Ofenversuche .............................................................................................. 62

4.3 Mechanische Kennwerte und Austenitgehalt nach simuliertem

Widerstandspunktschweißprozess ............................................................................ 65

4.3.1 Gleeble Proben ................................................................................................. 65

4.3.2 Ofenproben ....................................................................................................... 67

4.4 Austenitgehalt und lokale mechanische Kennwerte nach realem

Widerstandspunktschweißprozess ............................................................................ 70

4.4.1 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen auf den

Austenitgehalt ................................................................................................................... 70

4.4.2 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen auf die

lokalen mechanischen Eigenschaften ............................................................... 72

4.5 Verformungs- und Bruchverhalten von widerstandspunktgeschweißtem

TRIP Stahl ................................................................................................................ 74

4.6 FE-Simulation .......................................................................................................... 77

4.6.1 Ergebnisse der unterschiedlichen Simulationsmodelle .................................... 77

5 Diskussion ....................................................................................................................... 82

5.1 Mechanisch-technologische Kennwerte und γ → αM Phasenumwandlung des

Grundwerkstoffs ....................................................................................................... 82

5.2 Einfluss eines Temperaturzyklus auf den Austenitgehalt ........................................ 88

5.2.1 In-situ Phasenanalyse ....................................................................................... 88

5.2.2 Einfluss der Aufheiz- und Abkühlrate ............................................................. 91

5.2.3 Austenitgehalt bei unterschiedlichen Spitzentemperaturen ............................. 93

5.2.4 Ex-Situ Phasenanalyse ..................................................................................... 94

5.2.2.1 Ermittlung der Phasenumwandlungstemperaturen ..................................... 94

5.2.2.2 Einfluss des Wärmzyklus auf den Austenitgehalt ...................................... 95

5.3 Mechanische Kennwerte und Austenitgehalt nach simulierten

Widerstandspunktschweißprozess ............................................................................ 98

5.4 Austenitgehalt und lokale mechanische Kennwerte nach realem

Widerstandspunktschweißprozess .......................................................................... 103

5.4.1. Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen auf den

Austenitgehalt ................................................................................................. 103

5.4.2 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen auf die

lokalen mechanischen Eigenschaften ............................................................. 106

5.4.2.1 Diskussion der Härteverläufe .................................................................... 106

5.4.2.1 Instrumentierte Eindringprüfung .............................................................. 107

5.5 Verformungsverhalten von widerstandspunktgeschweißten TRIP Stahl .............. 111

5.6 FE-Simulation ........................................................................................................ 113

6 Zusammenfassung und Ausblick ................................................................................ 122

Abkürzungen und Formelzeichen ....................................................................................... 125

Bildverzeichnis ...................................................................................................................... 127

Tabellenverzeichnis .............................................................................................................. 133

Literaturverzeichnis ............................................................................................................. 134

Eigene Veröffentlichungen .................................................................................................. 149

1 Einleitung und Zielsetzung

Die stetig zunehmenden Anforderungen hinsichtlich eines geringeren Kraftstoffverbrauchs,

einer verminderten Schadstoffemission sowie der Erhöhung der passiven Sicherheit haben die

Automobilindustrie vor Herausforderungen gestellt, die nur durch eine konsequente Umset-

zung von Werkstoff-, Form- und Fertigungsleichtbau zu begegnen sind [1], [2], [3], [4]. In

Hinblick auf den Werkstoffleichtbau ist in den letzten Dekaden eine Substitution von Stahl-

werkstoffen durch Aluminium, Kunststoff und Magnesium zu beobachten [5]. In dieser

Konkurrenzsituation wurden von der Stahlindustrie erhebliche Anstrengungen unternommen

durch neu entwickelte Werkstoffe den seit jeher hohen Stahlanteil im Automobilbau zu hal-

ten. So ist es mit den so genannten Mehrphasenstählen zu spezifischen Stahlentwicklungen

gekommen, die insbesondere im Rohkarosseriebau umfangreich eingesetzt werden [6], [7].

Ein bedeutender Vertreter dieser Werkstoffklasse ist der so genannte TRIP Stahl. Das Akro-

nym TRIP (TRansformation Induced Plasticity) bezeichnet eine aus der spannungsunterstütz-

ten bzw. dehnungsinduzierten Phasenumwandlung von metastabilem Restaustenit (γ) in

Martensit (αM) resultierende Zunahme der Dehnungsfähigkeit bei gleichzeitiger Erhöhung der

Festigkeit. Hinsichtlich des zielführenden industriellen Einsatzes dieser Werkstoffgruppe sind

dabei insbesondere die Stabilität des Austenits, d.h. der Widerstand gegen die Umwandlung in

Martensit, sowie der Anteil an umwandlungsfähigen Austenit wesentlich. Angestrebt werden

dabei Gefügestrukturen, bei denen sich der metastabile Austenit bei zunehmender Dehnung

kontinuierlich in Martensit umwandelt. Dadurch kann sichergestellt werden, dass der für das

Verformungs- und Festigkeitsverhalten vorteilhafte TRIP-Effekt über einen großen Belas-

tungsbereich wirksam ist.

Bei der industriellen Verarbeitung sind diese Werkstoffe jedoch vielfältigen mechanischen

und thermischen Belastungen unterworfen, die zu einer Beeinflussung der Gefügestruktur

führen können. So werden die Bauteile und Baugruppen aus TRIP Stählen im Rohkarosserie-

bau häufig durch Fügeprozeduren thermischen Belastungen ausgesetzt. Dadurch kann lokal

eine Modifizierung der Gefügestruktur erfolgen, wobei insbesondere der Austenitgehalt und

dessen Stabilität beeinflusst werden. Hinsichtlich der Art und des Umfanges solcher Verände-

rung sowie dessen Einfluss auf den TRIP-Effekt und den resultierenden mechanischen Eigen-

schaften liegen jedoch für die verschiedenen industriell eingesetzten Fügeverfahren keine

aussagekräftigen Ergebnisse vor. Der zunehmende Einsatz computerunterstützter Berech-

nungsmethoden zur orts- und zeitaufgelösten Prognose des Bauteilverhaltens unter realitäts-

nahen Belastungszuständen (z.B. Crash, Ermüdung) erfordert jedoch gerade die Kenntnis

dieser Parameter sowie das Verständnis der fundamentalen werkstoffkundlichen Vorgänge

während und nach dem Fügeprozess.

Das Ziel der vorliegenden Arbeit ist die systematische Analyse der γ → αM Phasenumwand-

lung eines industriell eingesetzten TRIP Stahls durch die Quantifizierung des Austenitgehaltes

und der metastabilen Austenitanteile sowohl für den Grundwerkstoff als auch die thermisch

beanspruchte Fügestelle. Dabei ist nachzuweisen, ob und in welchen Umfang sich der TRIP-

Effekt auf das Tragverhalten der Schweißverbindung auswirken kann. Im Rahmen dieser

Untersuchungen sollen insbesondere Korrelationen zwischen dem Austenitgehalt in der

Wärmeinflusszone und den lokalen mechanisch-technologischen Kennwerten der Fügestelle

hergestellt werden. Die Untersuchungen werden dabei exemplarisch für den häufig im Rohka-

rosseriebau eingesetzten Widerstandspunktschweißprozess durchgeführt.

Für die zuverlässige Ermittlung der zeit-, temperatur- und belastungsabhängigen Phasenantei-

le im Grundwerkstoff sowie in der Punktschweißverbindung werden in-situ und ex-situ Un-

tersuchungen überwiegend mittels hochenergetischer Synchrotronstrahlung durchgeführt. Die

Charakterisierung der Gefügestruktur und die Bestimmung der lokalen Werkstoffkenndaten

der Wärmeeinflusszone erfolgt sowohl an thermophysikalisch behandelten Proben wie auch

an realen Widerstandpunktschweißverbindungen durch zerstörende und quasi-

zerstörungsfreie Methoden.

Die lokalen mechanischen Kennwerte der Wärmeinflusszone werden abschließend als Ein-

gangsdaten für die numerische Simulation des Beanspruchungsverhaltens von Widerstands-

punkschweißverbindungen genutzt. Dabei soll durch die Gegenüberstellung von experimen-

tellen sowie numerischen Ergebnissen die Notwendigkeit der Implementierung dieser Werk-

stoffkenndaten für den quasi-statischen Belastungsfall validiert werden.

2 Stand der Technik

2.1 Hochfeste Mehrphasenstähle im Rohkarosserie-Leichtbau

Die zunehmenden Anforderungen an das Eigenschaftsprofil von Stahlwerkstoffen und dabei

insbesondere die Forderung nach Erhöhung der Festigkeitsgrenzen bei simultaner Verbesse-

rung der Duktilität führten zur Entwicklung von Stählen mit mehrphasigen Gefügestrukturen.

Zur Werkstoffklasse der Mehrphasenstähle werden dabei die Dualphasenstähle (DP), die

restaustenitischen (TRIP) Stähle, die Complexphasenstähle (CP) und die martensitische

Stähle (MS) gezählt [8]. Das Leichtbaupotential dieser Werkstoffe im Karosseriebau ist in der

vergangenen Dekade umfassend untersucht worden. So zeigen beispielsweise die ULSAB

(Ultralight Steels Auto Body) [9] und die NSB (New Steel Body) [10] Studien, dass durch

einen anforderungsgerechten Einsatz von Mehrphasenstählen in Kombination mit innovativen

Fertigungstechnologien wie Innenhochdruckumformung und tailored blanks sowie durch eine

Anpassung der Bauteilgeometrie an die wirkenden Belastungen das Rohkarosseriegewicht

deutlich gesenkt werden kann. Die hochfesten Mehrphasenstähle ermöglichen dabei durch

eine Blechdickenreduzierung bei gleichzeitig erhöhter Biege- und Torsionssteifigkeit, eine

gewichtsoptimierte Auslegung ohne Beeinträchtigung der Strukturdynamik sowie der stati-

schen Festigkeit [6]. In Crash-Situationen führt die erhöhte Verformungsverfestigung im

Vergleich zu konventionellen hochfesten Stählen zu einer gleichförmigeren Verteilung der

Dehnungen und ermöglicht ein verbessertes Energieabsorptionsvermögen [6], [11], [12] [13].

Dadurch wird im Crashfall ein gewisser Teil der Aufprallenergie absorbiert, wodurch die

Fahrgastsicherheit erhöht wird. Darüber hinaus können aufgrund der guten Formbarkeit dieser

Werkstoffe auch komplexere Strukturgeometrien hergestellt werden [6]. Bild 2.1 zeigt den

extensiven Einsatz hochfester Mehrphasenstähle am Beispiel des VW Passats [14]. Dabei

wird deutlich, dass die hochfesten Mehrphasenstähle insbesondere für sicherheits- und

crashrelevante Bauteile wie A-Säule, Querträger und Schweller eingesetzt werden.

Bild 2.1: Einsatz von konventionellen Stählen und hochfesten Mehrphasenstählen im Karosseriebau

am Beispiel des VW Passats [14]

Ein spezieller Vertreter der Mehrphasenstähle sind die restaustenitischen bzw. TRansformati-

on Induced Plasticity (TRIP) Stähle. Aufgrund der Relevanz dieser Werkstoffklasse für die

vorliegende Arbeit, werden sie im Folgenden hinsichtlich ihrer Gefügestruktur und den me-

chanisch-technologischen Eigenschaften vorgestellt.

2.2 TRIP Stähle

Die Werkstoffgruppe der TRIP Stähle wird entsprechend ihrer chemischen Zusammensetzung

in hochlegierte und niedriglegierte Stähle klassifiziert [15]. Die in den 60er Jahren des ver-

gangenen Jahrhunderts entwickelten hochlegierten TRIP Stähle, wie z. B. AISI 321, besitzen

aufgrund des hohen Anteils an Nickel (Fe-Ni-C Stähle) bzw. Mangan (Fe-Mn-C Stähle) eine

austenitische Gefügestruktur [16]. Das Gefüge der niedriglegierten TRIP Stähle (engl. TRIP-

aided steels) besteht aus einer duktilen ferritischen Matrix, in der metastabiler Restaustenit

inselförmig (Blocktyp) zwischen den Ferritkörnern eingelagert ist und einer bainitischen

Phase an den sich metastabiler Restaustenit als Film in den Körnern (lamellenartig) oder an

der Korngrenze des Bainits inselförmig vorliegt [17], [18], [19], [20], [21]. Dabei liegen

abhängig vom temperaturgeführten Herstellungsprozess 50 % - 60 % Ferrit (αF), 25 % - 40 %

Bainit (αB) und 5 % - 20 % Austenit (γ) sowie geringe Anteile an Martensit (αM) vor [22],

[23].

2.2.1 Mechanisch-technologische Eigenschaften von TRIP Stählen

Ein wesentliches Kriterium für den industriellen Einsatz von niedriglegierten TRIP Stählen

(im Folgenden nur TRIP Stähle) ist die im Allgemeinen gegenläufige Kombination von hoher

Festigkeit und guter Verformungsfähigkeit. So erreichen TRIP Stähle im Vergleich zu kon-

ventionellen hochfesten Stählen sowie Mehrphasenstählen vergleichbarer Festigkeit wesent-

lich höhere Verformungskennwerte [6], siehe Bild 2.2 und Bild 2.3.

HSLA-Stahl 500/570

DP-Stahl 350/600

CP-Stahl 650/850

0 5 10 15 20 25 30 35

200

400

600

800

Dehnung in %

TRIP-Stahl 350/600

Spannung in M Pa

0 5 10 15 20 25 30

0,05

0,10

0,15

0,20

0,25

0,30

Dehnung in %

TRIP-Stahl 350/600

DP-Stahl 350/600

HSLA-Stahl 350/450

TRIP-Stahl

(Veränderung des Verlaufes bei

Anstieg des n-Wertes)

n-Wert

Bild 2.2: Spannungs-Dehnungskurve verschiede-

ner Stahlwerkstoffe im Vergleich mit einem TRIP

Stahl [6], die Angabe hinter dem Werkstoff

bezieht sich auf die Höhe der Streckgrenze und

der Zugfestigkeit

Bild 2.3: Momentaner Kaltverfestigungsexponent

n in Abhängigkeit von der Dehnung für Stähle mit

gleicher Streckgrenze [24], die Angabe hinter dem

Werkstoff bezieht sich auf die Höhe der Streck-

grenze und der Zugfestigkeit

Die hohe Verformungsfähigkeit von TRIP Stählen ermöglicht eine kostengünstige Form-

gebung von Bauteilen im Rohkarosseriebau durch Einsatz preiswerter Presswerkzeuge und

einem geringeren Maschinenverschleiß. Die gute Verformungsfähigkeit bzw. Umformbarkeit

der TRIP Stähle resultiert wesentlich aus der hohen Kaltverfestigung während der Verfor-

mung [25], [26], [27]. Deshalb wird zur Charakterisierung der Umformbarkeit von TRIP

Stählen häufig auch der Kaltverfestigungsexponent n verwendet. Dieser Parameter ist eine

wichtige Kenngröße zur Bewertung der maximalen Verformung vor Erreichen der Einschnü-

rung während eines Umformprozesses. Weiterhin zeigt der n-Wert die Eigenschaft eines

Werkstoffes zur gleichmäßigen Verformung bei Auftreten eines Spannungsgradienten [6],

[28]. Dabei gilt je größer der n-Wert ist, desto gleichmäßiger ist die Verformung und desto

größer ist die Dehnung bis zum Erreichen der Einschnürung. TRIP Stähle verfügen dabei im

Vergleich zu konventionellen Stählen und z.B. Dualphasenstählen sowohl über einen höheren

als auch während der Verformung konstanteren n-Wert, Bild 2.3. Der maximale Kaltverfesti-

gungsexponent sowie sein Verlauf in Abhängigkeit von der Dehnung werden durch verschie-

dene Faktoren wie Austenitgehalt, Herstellungsprozess, Legierungsgehalt usw. bestimmt [23],

[29], [30]. So konnten bei Untersuchen von Lacroix et al. [29], Bellhouse [31], und Jacques et

al. [23], [30] durch Variation der Abkühlzeiten im Herstellungsprozess sowie der Legierungs-

zusammensetzung n-Werte zwischen 0,15 und 0,45 erzielt werden. Bemerkenswert ist dabei,

dass ein Anstieg des maximalen n-Wertes im Allgemeinen mit einem drastischen Abfall des

n-Wertes bei höheren Dehnungswerten verbunden ist, siehe Bild 2.3.

Neben der Umformbarkeit, die wie dargestellt durch den n-Wert charakterisiert wird, ist für

den Einsatz von Werkstoffen in der Automobilindustrie insbesondere das Energieabsorptions-

vermögen bei hohen Verformungsgeschwindigkeiten wie sie in Crash-Situationen auftreten

von zentraler Bedeutung [22], [32]. Ein hohes Energieabsorptionsvermögen ermöglicht einen

größeren Abbau der Aufprallenergie während des Crashs und kann dadurch maßgeblich zum

Insassenschutz beitragen. TRIP Stähle verfügen dabei durch die γ → αM Phasenumwandlung

(siehe Kap. 2.2.2) über ein um 30 % - 100 % höheres Energieabsorptionsvermögen als kon-

ventionelle Stähle (DC04, ZStE340) und Dualphasenstähle [26], [33]. Daher erstrecken sich

die Einsatzgebiete der TRIP Stähle insbesondere auf Bauteile mit hoher Crashrelevanz wie

Querträger und B-Säule [34].

Die Belastungen denen Werkstoffe in der Automobilindustrie unterworfen sind, beschränken

sich jedoch nicht nur auf quasi-statische und dynamische Lastfälle, sondern beinhalten insbe-

sondere auch zeitlich veränderliche Belastungen. Auch hier zeigen die TRIP Stähle durch ihre

mehrphasige Gefügestruktur ein spezielles Verhalten. So konnte die von Tamura [35] aufge-

stellte These der Erhöhung der Schwingfestigkeit durch die Umwandlung des metastabilen

Austenits in Martensit durch Cheng [36] sowie Huoa und Gaob [37] nachwiesen werden.

Diese Untersuchungen zeigten dabei, dass, in Übereinstimmung mit dem quasi-statischen

Zugversuch [38], der eingelagerte metastabile Austenit in der plastischen Zone vor der Riss-

spitze in Martensite umwandelt und dadurch Rissschließeffekte auftreten können, die zu einer

Verringerung der Rissausbreitungsrate führen.

2.2.2 Einflussfaktoren auf die mechanischen Eigenschaften

Im folgenden Kapitel werden die wesentlichen Einflussfaktoren auf die mechanischen Eigen-

schaften zusammenfassend dargestellt. Dabei steht wie bereits oben angedeutet die aus wis-

senschaftlichen und anwendungsorientierten Gesichtspunkten bedeutsame γ → αM Phasen-

umwandlung (martensitische Phasenumwandlung) im Mittelpunkt der Betrachtung. Auf die

weiteren Faktoren insbesondere zur Steigerung der Festigkeit wird ebenfalls eingegangen,

ohne dabei Anspruch auf Vollständigkeit zu erheben.

2.2.2.1 Spannungsunterstützte und dehnungsinduzierte γ → αM Phasenumwandlung

und Einfluss der Einzelphasen

Die guten mechanisch-technologischen Eigenschaften von TRIP Stählen werden generell auf

die bei Belastung hervorgerufene diffusionslose Umwandlung von metastabilen

Austenitkörnern in Martensite (γ→ αM) zurückgeführt [27], [39], [40], [41]. Dabei wird die

durch eine solche Phasenumwandlung hervorgerufene plastische Verformung als Umwand-

lungsplastizität bzw. als TRIP-Effekt bezeichnet [42], [43]. Darüber hinaus können die aus

der Volumenänderung (Martensit hat ein um ca. 3 % höheres Volumen als Austenit) hervor-

gerufenen Mikrospannungen zu elastischen und plastischen Verformungen von Ferrit- und

Baintphasen im Bereich des sich umwandelnden Werkstoffabschnitts führen. Die daraus

resultierende erhöhte Versetzungsdichte in diesen Phasen und trägt zur einer verbesserten

Kaltverfestigungsfähigkeit bei [42], [44].

Die martensitische Phasenumwandlung ist eine Festkörperreaktion, die durch die Temperatur-

abhängigkeit der freien Enthalpie G für die Austenit- und Martensitphase charakterisiert

werden kann, siehe Bild 2.4. Bei einem Abkühlungsprozess liegt bis zum Erreichen einer

spezifischen Temperatur T0 ein austenitisches Gefüge vor. Die Temperatur T0 kennzeichnet

dabei die Gleichgewichtstemperatur der Phasen γ und αM. Zur Initiierung der γ → αM Phasen-

umwandlung ist jedoch ein Mindestmaß an Unterkühlung ΔT notwendig um die kritische

Enthalpiedifferenz, die die Triebkraft für die Martensitumwandlung ist, bereitzustellen [35].

Dabei ist zu berücksichtigen, dass aus thermodynamischen Gesichtspunkten ein System

immer bestrebt ist, sein freie Enthalpie G zu reduzieren. Die hierfür erforderliche

Enthalpiedifferenz ΔGs steht erstmalig bei der Temperatur Ms, der Martensitstarttemperatur,

zur Verfügung. Die Ms-Temperatur kennzeichnet die γ → αM Phasenumwandlung ohne

Einwirkung äußerer Belastungen [22], [45] und wird in erheblichen Maße durch die chemi-

sche Zusammensetzung beeinflusst.

Bild 2.4: Schematische Darstellung der freien Gibbsschen Enthalpie von Martensit und Austenit in

Abhängigkeit von der Temperatur [46]

Nach Scheil [47] kann die martensitische Umwandlung jedoch bei Einwirkung einer mechani-

schen Spannung im Austenit auch oberhalb der Ms Temperatur (T1) erfolgen. Dabei steht

durch die mechanische Spannung zusätzlich zur chemischen Triebkraft, die durch die

Enthalpiedifferenz ΔG1 geliefert wird, eine mechanische Triebkraft ΔGmech zur Verfügung

[35]. Entspricht die Summe der mechanische ΔGmech und der chemischen Triebkraft ΔG1 der

Enthalpiedifferenz ΔGs erfolgt die Martensitumwandlung bereits bei T1. Unterhalb der Ms-

Temperatur ist aufgrund der bei der Martensitumwandlung hervorgerufenen plastischen

Verformung des Austenits und der damit verbunden Zunahme der Gitterdefekte eine höhere

Enthalpiedifferenz (ΔG2 > ΔGs) zur Martensitumwandlung notwendig [46]. Bei großer plasti-

scher Verformung des Austenits wird die nötige Triebkraft der Umwandlung um den Betrag

U2 erhöht. Dieser Effekt wird als mechanische Stabilisierung bezeichnet und kann zu einer

Verzögerung oder auch Beendigung der Martensitumwandlung führen [46], [48], Bild 2.5.

Bild 2.5: Schematische Darstellung der kritischen

Spannung zur Einleitung der martensitischen Um-

wandlung in Abhängigkeit von der Temperatur [46]

Bild 2.6: Schematische Darstellung der Ver-

formungsmechanismen in verschiedenen

Temperaturbereichen, links: spannungsunter-

stützt, Mitte: dehnungsinduziert, rechts: Ver-

setzungsgleiten [27]

Wie bereist geschildert, ist oberhalb der Ms-Temperatur eine mechanische Triebkraft (ΔGmech)

zur Initiierung der γ → αM Phasenumwandlung erforderlich. Abhängig von der Temperatur

kann diese sowohl auf Spannungen als auch auf Dehnungen im Austenit basieren. Bild 2.5

zeigt schematisch den Zusammenhang zwischen der Spannung zur Einleitung der

martensitischen Umwandlung in Abhängigkeit von der Temperatur.

Für die Charakterisierung der γ → αM Phasenumwandlung sind dabei drei Temperaturberei-

che von Bedeutung [27]:

M-



M Bereich: Bis zum Erreichen der



M Temperatur bleibt die kritische Spannung

unterhalb der Streckgrenze der Austenitphase und es treten somit lediglich elastische Deh-

nungen im Austenit auf [49], [50]. Die Martensitbildung erfolgt dabei an bereits vorhandenen

Keimbildungsstellen [27] und wird als spannungsunterstütze Martensitumwandlung bezeich-

net, siehe Bild 2.5.



M - d

M Bereich: Bei der



M Temperatur entspricht die kritische Spannung der Streck-

grenze des Austenits. Der Transformationsmodus wechselt von einer spannungsunterstützten

zu einen überwiegend dehnungsinduzierten Martensitumwandlung [27], [49]. Dabei treten ab

der spezifischen Spannung σa die plastische Verformung und eine Kaltverfestigung des Aus-

tenits auf, siehe Bild 2.5. Ab einer Spannung von σb erfolgt dann die martensitische Um-

wandlung [35]. Dabei wird die γ → αM Phasenumwandlung an neu ausgebildeten Keimbil-

dungsstellen durch Gleitprozesse und an den Kreuzungen von Gleitbändern ausgebildet [27],

[51], Bild 2.6.

T > d

M Bereich: Mit zunehmender Temperatur ist für eine γ → αM Phasenumwandlung eine

stetig ansteigende plastische Verformung des Austenits notwendig. Oberhalb der Md tritt

jedoch durch die hohe plastische Verformung die mechanische Stabilisierung des Austenits

ein. Dabei wird die Bewegung von gleitfähigen Phasengrenzflächen verhindert, wodurch die

martensitische Umwandlung gestoppt wird [48], [52], siehe auch Bild 2.6.

Die hinsichtlich einer industriellen Anwendung wichtigsten Effekte, die aus der spannungsun-

terstützten bzw. dehnungsinduzierten γ → αM Phasenumwandlung in TRIP Stählen hervorge-

rufen werden, sind die erhöhte Kaltverfestigung und die Verschiebung der Einschnürung, d.h.

der Gleichmaßdehnung, zu höheren Spannungs- und Dehnungswerten [44], [53], [54], [55].

Der Zusammenhang zwischen dem TRIP-Effekt und einer Verschiebung der Gleichmaßdeh-

nung wurde erstmals von Banerjee et al. [56] beschrieben. Demzufolge wird bei beginnender

Einschnürung aufgrund der vorliegenden erhöhten Spannungen und Dehnungen in diesen

Bereich eine γ → αM Phasenumwandlung initiiert. Der harte Martensit hat eine höhere Fließ-

grenze als der weichere Austenit und ermöglicht folglich eine höhere Spannung bis zum

Einsetzen der plastischen Verformung. Dies konnte Jacques [44] durch die Quantifizierung

des Beitrages der martensitischen Phasenumwandlung zur Kaltverfestigung in Abhängigkeit

von der auftretenden Spannung auch experimental bestätigen. Lacroix et al. [29] zeigte darü-

ber hinaus, dass eine durch die martensitische Phasenumwandlung hervorgerufene Kaltverfes-

tigung in der plastischen Zone vor der Rissspitze die Rissausbreitung verringert. Dieser Effekt

wird durch einen höheren Austenitgehalt und eine höhere Austenitstabilität intensiviert. In der

Literatur wird häufig der Betrag der Volumenexpansion bei der martensitischen Phasenum-

wandlung als wichtiges Kriterium hinsichtlich der Verformbarkeit von TRIP Stählen genannt

[57], [58]. Dabei setzt sich die Formänderung bei der Martensitbildung aus einer Dehnung ε

und einer Scherung τ zusammen, wobei der Scheranteil mit bis zu 26 % einen deutlich größe-

ren Betrag zur Gesamtverformung liefert als der Dehnungsanteil. Die Arbeiten von Sierra und

Nemes [59], Bhadeshia et al. [60] und Jacques [61] zeigen jedoch, dass der Beitrag der be-

schriebenen Volumenexpansion bei der γ → αM Phasenumwandlung zum TRIP-Effekt nicht

allein maßgeblich für das gute Verformungsverhalten von TRIP Stählen ist. Vielmehr erfolgt

durch die Martensitumwandlung eine Umverteilung der Spannungen in den einzelnen

Gefügephasen [62].

Die o.g. Aussagen verdeutlichen, dass für eine optimierte Kaltverfestigungsrate, d.h. ein hoher

und über die Dehnung konstanter n-Wert, die γ → αM Phasenumwandlung und damit insbe-

sondere die Stabilität des Austenits und der Austenitgehalt maßgeblich sind [21], [27], [29],

[63]. Mit Austenitstabilität wird dabei der Widerstand des Austenits gegen eine martensitische

Umwandlung bezeichnet. Nach Perlade et al. [50] kann bei einer hohen Stabilität des Auste-

nits aufgrund der verzögerten oder verhinderten γ → αM Phasenumwandlung keine Verbesse-

rung der Verformbarkeit im Vergleich zur ferritsch-bainitischen Matrix erzielt werden. Hin-

gegen wird bei geringer Austenitstabilität bereits bei niedrigen Dehnungen ein Großteil des

Austenits umgewandelt, wodurch die Behinderung der Einschnürung durch die Ausbildung

des harten Martensits bei höheren Verformungsgraden nicht zur Verfügung steht und die

Vorformbarkeit verringert werden kann. Vergleichbare Ergebnisse wurden u.a. von Tian [64]

et al., Grajcar [65] sowie Basuki und Aernoudt [66] vorgestellt.

Bezüglich des Austenitgehaltes wurde in zahlreichen Studien nachgewiesen, dass mit zuneh-

mendem Austenitgehalt der n-Wert und damit die Verformungsfähigkeit ansteigt [63], [67],

[68], [69]. Jedoch zeigen diese Arbeiten auch, dass eine Erhöhung des Austenitgehaltes über

ein kritisches Maß von ca. 25 % hinaus nicht zu einer Verbesserung der Verformbarkeit von

TRIP Stählen beiträgt. Vielmehr kann häufig eine Verringerung der Dehnungskennwerte

beobachtet werden [63], [69]. Nach Timokhina [21] kann dies auf die reduzierte

Austenitstabilität zurückgeführt werden, die auf einer Verringerung des Kohlenstoffgehaltes

(Kohlenstoff bestimmt im großen Umfang die Stabilität des Austenits, siehe Kap. 2.2.3.) im

Austenit basiert.

Die Austenitstabilität und insbesondere die Kenntnis der Phasenumwandlungskinetik sind für

die industrielle Nutzung von TRIP Stählen von erheblicher Bedeutung. Dadurch kann der

während eines Umformprozesses umgewandelte Austenitgehalt und die Restaustenitmenge

die für die Nutzung des TRIP-Effekts in z.B. Crashsituationen (Energieabsorption) zur Verfü-

gung steht abgeschätzt werden. Eine Vielzahl von Untersuchungen befasst sich daher mit der

Kinetik der γ → αM Phasenumwandlung [70], [71], [72], [73], [74]. Diese zeigen, dass, ab-

hängig vom Legierungskonzept und den Herstellungsbedingungen (Glühzeiten), erhebliche

Unterschiede bei der Phasenwandlung von TRIP Stählen bestehen. Itami et al. [75] und

Kruijver et al. [76] schlagen zur Quantifizierung der Umwandlungskinetik eine Verhältnis-

gleichung vor, Gleichung 2.1.



















2.1

Dabei ist Vγ der unmittelbare Austenitgehalt, Vγ0 der Austenitgehalt zu Beginn der Messung

(ohne Belastung), kp ist eine Konstante, die die Austenitstabilität bezogen auf die Verformung

kennzeichnet (je größer kp, desto geringer ist die Austenitstabilität), ε ist die wahre Dehnung

und p ist der Dehnungsexponent. Nach Itami et al. [75] kann p für TRIP Stähle zu 1 ange-

nommen werden. Demzufolge ist



VV  proportional zu Austenitstabilität. Die nach Glei-

chung 2.1 für verschiedene TRIP Stähle bestimmte Austenitstabilität ist in Bild 2.7 zusam-

menfassend gezeigt.

-2

-1

-2

-1

1/Vy-1/Vy0

Wahre Dehnung

[76]

[75]

[82]

[80]

[65]

[77]

[21]

[72]

[78]

[54]

[20]

[70]

[23]

[30]

[79]

[81]

Bild 2.7: Stabilität des Austenits in verschiedenen TRIP-Stahltypen quantifiziert über die Änderung

des Austenitgehaltes nach Gleichung 2.1 [20], [21], [23], [30], [54], [65], [70], [72], [75], [77],

[78], [79], [80], [81], [82]

Zusätzlich zu den o.g. Phänomenen wird das mechanische Verhalten von TRIP Stählen we-

sentlich durch die mechanischen Eigenschaften und das Volumen der einzelnen Phasen be-

stimmt [44], [60], [83]. So führen größere Anteile an härteren bzw. festeren Gefügen zu einer

Erhöhung der Zugfestigkeit während größere Anteile an duktileren Phasen die Verformbarkeit

vergrößern. Untersuchungen von Jacques [84] mittels instrumentierter Eindringhärteprüfung

und Arbeiten von Furnemont [85] unter Verwendung von Neutronenstrahlung zeigen, dass die

Härte bzw. die Streckgrenze der einzelnen Phasen in TRIP Stählen deutlich voneinander

abweicht. Für die Streckgrenze wurden Werte von 500 MPa für die Ferritphase, 650 MPa für

die Bainitphase, 900 MPa für die Austenitphase und 2000 MPa für die Martensitphase ermit-

telt. Für weitere TRIP Stähle ermittelten Choi et al. [71] und Soulami et al. [79] die Streck-

grenze der γ-Phase mittels Synchrotronstrahlung zu 600 MPa, während die Streckgrenze der

α-Phase (Ferrit/Bainit) mit 400 MPa bestimmt wurde. Die Unterschiede bei den phasenspezi-

fischen Streckgrenzen resultieren u.a. aus der unterschiedlichen chemischen Zusammenset-

zung der untersuchten TRIP Stähle und den abweichenden thermischen Herstellungsbedin-

gungen. Eine Reihe von Arbeiten zeigt die Abhängigkeit der phasenspezifischen Dehnungen

von der äußeren Spannung [62], [86], [87]. Dabei konnte nachgewiesen werden, dass die

Dehnungen in der γ-Phase und α-Phase bis nahe der Streckgrenze vergleichbar groß sind,

oberhalb der Streckgrenze jedoch die γ-Phase bei gleicher globaler Spannung stärker verformt

wird. Das resultiert aus der höheren phasenspezifischen Spannung in der γ-Phase. So ermittel-

ten Choi et al. [71] die phasenspezifischen Spannungen in der γ-Phase und α-Phase in Abhän-

gigkeit von der wahren globalen Spannung und der wahren globalen Dehnung im einachsigen

Zugversuch. Dabei wurde nachgewiesen, dass ein so genanntes „load shedding“ einsetz, d.h.

eine Spannungsumverteilung auf die unterschiedlichen Phasen oberhalb der Streckgrenze.

Dadurch wirkt bei gleicher globaler Dehnung auf die γ-Phase eine größere Spannung als auf

die α-Phase. Vergleichbare Resultate wurden von Muránsky et al. [62] und Soulami et al. [79]

mittels Neutronen- bzw. Synchrotronstrahlung erzielt. Muránsky [62] zeigte darüber hinaus,

dass eine weitere Umverteilung der Spannung auf die Martensitphase bei signifikanten

Martensitgehalten, d.h. bei im Allgemeinen höheren Dehnungen, erfolgt.

Neben den o. g. Mechanismen werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften von

TRIP Stählen auch durch „konventionelle“ Verfestigungsmechanismen wie Ausscheidungs-

härtung, Kornfeinung und Mischkristallverfestigung, bei denen eine Festigkeitssteigerung auf

einer Erhöhung der Versetzungsdichte und/oder der Wechselwirkungen mit den Versetzungen

beruht, beeinflusst werden [22], [88], [89],[90], [91].

Die Gesamtbetrachtung der Literatur verdeutlicht, dass zum besonderen Verformungs- und

Festigkeitsverhalten von niedriglegierten TRIP Stählen eine Reihe von Mechanismen und

Faktoren beitragen, die im Detail noch nicht vollständig verstanden werden. Dabei können

insbesondere deren Kombination und die daraus resultierenden Synergieeffekte derzeit nicht

quantifiziert werden. Als die wichtigsten Parameter, welche die mechanischen Eigenschaften

beeinflussen, werden jedoch der Austenitgehalt sowie die Austenitstabilität (TRIP-Effekt)

genannt [41], [50], [92]. Hierauf wird im folgenden Kapitel detailliert eingegangen.

2.2.3 Einflussfaktoren auf Austenitgehalt und die Austenitstabilität

Sowohl der Gehalt als auch die Stabilität des Austenits werden maßgeblich durch die chemi-

sche Zusammensetzung und den temperaturgeführten Herstellungsprozess bestimmt. Darüber

hinaus werden sowohl der Anteil als auch die Morphologie der einzelnen Phasen durch diese

Parameter beeinflusst.

2.2.3.1 Legierungskonzept

Für die Ausbildung der mehrphasigen Gefügestruktur von TRIP Stählen ist der Einsatz von

verschiedenen Legierungselementen erforderlich. Diese sollen die im Herstellungsprozess

auftretenden Phasenumwandlungen thermodynamisch bzw. kinetisch begünstigen oder im

Einzelfall auch hemmen.

Im Folgenden werden die wichtigsten Legierungselemente und sowie ihr Einfluss auf die

Austenitausbildung im Herstellungsprozess kurz erläutert.

 Kohlenstoff

Der Kohlenstoff ist das wichtigste Legierungselement in TRIP Stählen. So führt der interstiti-

ell gelöste Kohlenstoff bei einer Abkühlung aus dem Austenitgebiet zu einer starken Gitter-

verzerrungen, wodurch sowohl die Ferritbildung als auch die Martensitbildung verzögert wird

[21], [24]. Dabei äußert sich die verzögerte Martensitausbildung bei einem steigenden Koh-

lenstoffgehalt durch den Abfall der Martensitstart- und Martensitfinishtemperatur. Ab einer

lokalen Kohlenstoffkonzentration > 0,5 % erreicht die Martensitfinishtemperatur Raumtempe-

ratur. Als Folge der noch nicht abgeschlossenen Martensitbildung liegt daher bei Raumtempe-

ratur metastabiler Restaustenit vor. Die niedriglegierten TRIP Stähle können einen Kohlen-

stoffgehalt von etwa 0,2 % - 0,55 % aufweisen, wobei in kommerziellen TRIP Stählen auf-

grund der verminderten Schweißeignung bei hohen Kohlenstoffgehalten lediglich bis zu

0,25 % vorliegen [93]. Bezüglich der Austenitstabilität ist jedoch zu berücksichtigen, dass der

metastabile Restaustenit einen Kohlenstoffgehalt von 1,0 % bis 1,5 % aufweisen kann [94],

[95], [96]. In diesem Zusammenhang zeigten Kruiver et al. [76] und Seong et al. [97], dass

Austenitkörner, die bei größerer Dehnung umwandeln, einen höheren Kohlenstoffgehalt

besitzen als Austenitkörner die bei geringeren Dehnungen in Martensit umwandeln.

 Mangan, Silizium und Aluminium

Das nach Kohlenstoff wichtigste Legierungselement zur Stabilisierung des Austenits ist

Mangan. Mangan verringert die Ms-Temperatur und erhöht die Löslichkeit von Kohlenstoff

im Austenit. Darüber hinaus wird die Zementitausscheidung behindert, wodurch der Kohlen-

stoffgehalt im Austenit ansteigt [22], [98]. Zu beachten ist, dass ein höherer Gehalt an Man-

gan durch die Unterstützung der Ausbildung von Karbiden zu einer Verringerung des Kohlen-

stoffes im Austenit führt.

Ein weiteres Element, welches die Stabilisierung des Austenits unterstützt, ist Silizium. So

verlangsamt Silizium die Bildung von kohlenstoffreichen Zementit während des Herstel-

lungsprozesses und verhindert dadurch die Kohlenstoffreduktion im Austenit [99]. Da Silizi-

um auf der Oberfläche jedoch festhaftende Oxide bildet die eine Benetzbarkeit während der

Oberflächenveredelung beeinträchtigen, ist die Herstellung eines siliziumlegierten Stahls

problematisch [100]. Aufgrund dieser Problematik wird die Substitution von Silizium durch

Legierungselemente wie Phosphor, Kupfer und Aluminium, die ebenfalls eine

Zementitbildung unterdrücken, angestrebt. Da jedoch Kupfer mit Schwefel niedrigschmel-

zende Verbindungen an den Korngrenzen bildet und Phosphor zu Seigerungen an den Korn-

grenzen führt, die zur Verringerung der Duktilität beitragen, wird überwiegend Aluminium

zur Substitution von Silizium verwendet [22]. Aluminium verzögert ebenfalls die

Zementitausscheidung [100], jedoch nicht im gleichen Maße wie Silizium [80]. Darüber

hinaus ist die mischkristallhärtende Wirkung kleiner als bei Silizium, wodurch die Festigkeit

reduziert wird [101]. Daher werden häufig geringe Mengen an Phosphor in Kombination mit

Aluminium eingesetzt.

Basierend auf den dargestellten Einflüssen können die TRIP Stähle nach ihren verschiedenen

Legierungskonzepte in CMnSi-, CMnSiAl-, CMnAl- und CMnAlP-TRIP Stähle gegliedert

werden [22], [27]. Bezüglich der Austenitstabilität zeigen Arbeiten von Samek et al. [102]

dass die höchste Austenitstabilität bei dem CMnAl-Stählen erreicht wird und die geringste

Austenitstabilität bei CMnSi-Stählen.

2.2.3.2 Spezielle Einflussparameter auf die Stabilität des Austenits

Die Stabilität des Austenits wird durch eine Reihe von Faktoren bestimmt die sich generell in

drei Gruppen einteilen lassen. Die erste Gruppe, die auch als austenitspezifische Einflussfak-

toren bezeichnet werden kann, beinhaltet die Austenitkorngröße, -form, -orientierung sowie

die chemische Zusammensetzung (insbesondere Kohlenstoff) des Austenits. Die zweite

Gruppe umfasst die Härte und Morphologie der den Austenit umgebenen Phasen, den Ort der

Austenitbildung, die Spannungszustände der vorliegenden Phasen. Die dritte Gruppe wird

durch die Belastungsart (Zug, Druck, Torsion), die Umgebungstemperatur sowie durch die

Belastungsgeschwindigkeit definiert.

Die austenitspezifischen Einflussfaktoren werden überwiegend im temperaturgeführten Her-

stellungsprozess eingestellt. Neben dem Einfluss des Kohlenstoffgehaltes (siehe Kap. 2.2.3.1)

ist die Austenitkorngröße für die Austenitstabilität von übergeordneter Bedeutung. So zeigen

Arbeiten von Wang und van der Zwaag [103], dass Austenitkörner die kleiner als 0,01 µm

sind, selbst unter hoher Belastung nicht in Martensit umwandeln. Hingegen ist die Stabilität

von Austenitkörnern die größer als 1 µm sind vergleichsweise gering, so dass diese bereits bei

der Abkühlung auf Raumtemperatur in Martensit umwandeln können. In-situ Analysen zur

Phasenumwandlung mittels Synchrotronstrahlung belegen, dass mit zunehmender

Austenitkorngröße die Ms-Temperatur ansteigt und folglich die Stabilität des Austenits ver-

ringert wird [104]. Weiterhin wiesen diese Untersuchen sowie Arbeiten von Jacques et al.

[29] einen zunehmenden Kohlenstoffgehalt in vergleichsweise kleinen Austenitkörnern nach.

Als Ursache für die erhöhte Stabilität von kleinen Austenitkörnern wird, neben dem Kohlen-

stoffanstieg, die Hypothese vertreten, dass die für eine Martensitbildung erforderliche mini-

male Keimdichte in kleinen Austenitkörnern nicht erreicht wird [103].

Die Morphologie des Austenits sowie die Eigenschaften der umgebenden Phasen beeinflussen

ebenfalls die Phasenumwandlung. So wandelt der in der ferritischen Matrix bzw. an der

Phasengrenze Ferrit/Bainit eingelagerte, inselförmige (Blocktyp) Austenit aufgrund der

höheren Zahl an Versetzungen und Stapelfehler gegenüber lammelenartigen Austenit bereits

bei geringeren Belastungen um und hat folglich eine geringere Stabilität als der Austenit der

zwischen den Bainitlatten eingelagert ist [20], [21]. Zudem übt die Festigkeit der umgebenden

Phasen einen Einfluss auf die Austenitstabilität aus. Wird die Festigkeit des Ferrits bzw. des

Bainits erhöht, wird eine Volumenexpansion, wie sie durch die Umwandlung von Austenit in

Martensit entsteht, erschwert und dadurch die Austenitstabilität erhöht [21], [105]. Weiterhin

zeigen Arbeiten von Turteltaub und Suiker [40], [106] sowie Oliver et al. [107] und Kruijver

et al. [76], dass die Orientierung der Austenitkörner bezogen auf die Beanspruchungsrichtung

die Phasenumwandlung beeinflussen kann. So konnte nachgewiesen werden, dass

Austenitkörner bei denen die (100)-Gitterebene parallel zur Zugachse liegt, bevorzugt um-

wandeln [107], [76].

Die γ → αM Phasenumwandlung wird weiterhin durch die Belastungsart und

-geschwindigkeit bestimmt. So forcieren zwei- und mehrachsige Spannungszustände die

Austenitumwandlung im Vergleich zum quasi-statischen einachsigen Spannungszustand.

Hingegen kann bei hohen Belastungsgeschwindigkeiten [32], [108] oder einer Scherbean-

spruchung eine Verzögerung der Austenitumwandlung [30], [81] beobachtet werden. Eine

zusätzliche Verzögerung der Austenitumwandlung wird bei erhöhten Temperaturen durch die

Verringerung der chemischen Triebkraft ΔG1 (siehe Kap. 2.2.2.1) erzielt [74], [82], [102],

[109] .

Die Umwandlung des Restaustenit in TRIP Stählen erfolgt nicht nur dehnungsinduziert bzw.

spannungsunterstützt erfolgen sondern auch durch thermische Aktivierung. So kann sich bei

höheren Temperaturen wie sie beispielsweise beim Schweißen in der Wärmeeinflusszone

(WEZ) auftreten der Restaustenitgehalt verringern. Dabei wandelt der Austenit jedoch nicht

in Martensit um sondern zerfällt in Ferrit und Zementit [110]. Aufgrund der Bedeutung der

thermischen Stabilität für die vorliegende Arbeit wird diese im folgen Kapitel gesondert

betrachtet.

2.2.4 Thermische Stabilität des Restaustenits

In der Karosseriefertigung werden die Bauteile häufig durch schweißtechnische Fertigungs-

verfahren, wie z.B. das Widerstandspunktschweißen, verarbeitet. Die örtlich eng begrenzte

Wärmebeeinflussung und die hohen Temperaturgradienten können bei TRIP Stählen zu einer

Änderung der Gefügestruktur und insbesondere zu einer Verringerung des

Restaustenitgehaltes und der Restaustenitstabilität führen. So konnten Jha und Mishra [111]

bei erhöhten Temperaturen einen Zerfall des Restaustenits in Ferrit und Karbid nachweisen.

Eine grundlegende Betrachtung der thermischen Stabilität des Restaustenits in TRIP Stählen

erfolgte in Arbeiten von Choi et al. [110], [112] und Wen et al. [113]. So konnte mittels in-

situ Messungen der Zerfall des Austenits in Abhängigkeit von der Temperatur nachgewiesen

werden. Demnach beginnt ab einer Temperatur von ca. 300 °C [113] bzw. 340 °C [110],

[112] der Zerfall von Austenit in Ferrit, bei gleichzeitiger Zunahme des Kohlenstoffgehaltes

im Austenit. Das bedeutet, dass zunächst der kohlenstoffärmere, weniger stabile Austenit

zerfällt. Eine wesentliche Zunahme des Zerfalls von Austenits in Ferrite und die beginnende

Ausscheidung von Zementit erfolgt dann bei einer Temperatur von ca. 430 °C [113] bzw.

390 °C [110], [112] und ist mit einer drastischen Verringerung des Kohlenstoffgehaltes im

Austenit verbunden. Choi et al. [112] konnte dabei mittels in-situ Messungen unter Verwen-

dung von Synchrotronstrahlung die Ausbildung von Karbiden im Beugungsspektrum bei

500 °C visualisieren. Aktuelle Untersuchungen von Amirthalingam [114] an einem CMnAl

TRIP Stahl (1,1 % Al, 0,35 % Al) quantifizierten die thermische Stabilität des Austenits bis

zu einer Temperatur von 1000 °C. Hinsichtlich des Austenitzerfalls werden dabei vergleich-

bare Temperaturabhängigkeiten wie in den Arbeiten von Choi et al. [110], [112] und Wen et

al. [113] ermittelt. Darüber hinaus zeigen die Ergebnisse, dass der Zerfall des Austenits bei

ca. 530 °C abgeschlossen ist. Bis zum Erreichen dieser Temperatur werden ca. 60 % des

Restaustenits umgewandelt (Ausgangs-Restaustenitgehalt 18 %). Bei weiterem Temperatur-

anstieg erfolgt eine Umwandlung der α-Phase in Austenit bei einem bis ca. 700 °C nahezu

linearen Anstieg des Austenitgehaltes. Oberhalb von 700 °C verringert sich die

Austenitausbildungsrate (bezogenen auf die Temperaturänderung) deutlich, bis bei ca. 900 °C

ein vollständig austenitisches Gefüge vorliegt. Zu beachten ist, dass der Zerfall diffusionsge-

steuert ist [115] .

Amirthalingam [114] zeigte weiterhin, dass bei einer anschließenden Abkühlung der Zerfall

der γ-Phase in eine α-Phase abhängig von der chemischen Zusammensetzung ist. So zerfällt

der Austenit des CMnAl-TRIP Stahls bis zu einer Temperatur von 400 °C wesentlich schnel-

ler als der Austenit eines CMnSi-TRIP Stahls (1,4 % Si, 0,04 % Al). Bei einer Abkühlung auf

Raumtemperatur liegt dann jedoch in beiden Werkstoffen ein vergleichbarer Austenitgehalt

von ca. 6,5 % vor.

Eine reale Beschreibung der Gefügeumwandlung beim Schweißen gelingt jedoch nur unter

Einbeziehung von relevanten Aufheiz- und Abkühlraten sowie unter Verwendung von Zeit-

Temperatur-Umwandlungs-(ZTU-) Schaubildern. Amirthalingam [114] und Zhao et al. [116]

untersuchten den Einfluss des Metallschutzgasschweißens (MSG Schweißen) und des Laser-

strahlschweißens auf den Austenitgehalt in der WEZ und dem Schweißgut. So wurde beim

MSG Schweißen sowohl für einen CMnSi-TRIP Stahl als auch ein CMnAl-TRIP Stahl in der

WEZ ein deutlicher Abfall des Austenitgehaltes ermittelt. Allerdings zeigt Amirthalingam

[114], dass in der Region der WEZ bei der der Werkstoff auf eine Temperatur von etwa

800 °C erwärmt wird ein Anstieg des Austenitgehaltes auf nahezu Grundwerkstoffniveau

auftritt. Dies resultiert aus der bei dieser Temperatur (α + γ Bereich) auftretenden Kohlen-

stoffanreicherung des Austenits und der damit bedingten Stabilisierung des Austenits.

Im Gegensatz zur WEZ wird für das Schweißgut (geschweißt wurde ohne Zusatzwerkstoff,

d.h. das Material wurde lediglich aufgeschmolzen) ein materialabhängiges Verhalten beo-

bachtet. So wird für den CMnSi-TRIP Stahl eine Reduktion des Austenits um etwa 20 % -

30 % im Vergleich zum Grundwerkstoff nachgewiesen [114]. Hingegen konnte für den

CMnAl-TRIP Stahl aufgrund der Anreichung des sich aus der Schmelze ausbildenden δ-

Ferrits mit Aluminium ein deutlich geringerer Austenitgehalt (Reduktion um ca. 60 %) ermit-

telt werden [114]. Die Anreicherung mit Aluminium über 1,15 % führt zu einer Stabilisierung

des δ-Ferrits, so dass dieser nicht in Austenit umwandeln kann, wodurch folglich der

Austenitgehalt im Schweißgut reduziert wird. Vergleichbare Ergebnisse wurden von

Kapustka et al. [117] bei Gleeble-Versuchen an einem CMnAl-TRIP Stahl unter Berücksich-

tigung der Dilatationskurve ermittelt.

Den Einfluss der Abkühlgeschwindigkeit auf die Austenitausbildung zeigt die Arbeit von

Zhao et al. [116] durch den Vergleich des MSG-Schweißens mit den Laserstrahlschweißver-

fahren. Bedingt durch die um einen Faktor 10 höhere Abkühlrate beim Laserstrahlschweißen

fällt der Austenitgehalt in der WEZ nahezu linear ab und erreicht im Schweißgut lediglich ca.

40 % des Grundwerkstoffgehaltes.

Anzumerken ist, dass in den dargestellten Arbeiten zwar auf den Austenitgehalt nach der

Abkühlung, jedoch nicht auf dessen Stabilität eingegangen wird. So ist zu berücksichtigen,

dass nur der metastabile Austenit durch seine Umwandlung in Martensit zu den vorteilhaften

mechanischen Eigenschaften von TRIP Stählen beiträgt.

2.3 Widerstandspunktschweißen von TRIP Stählen

Das Widerstandspunktschweißen ist u.a. aufgrund der hohen Automatisierbarkeit und der

geringen Schweißzeiten das dominierende Fügeverfahren im Rohkarosseriebau. In Hinblick

auf den TRIP Stahl ist dabei der den Punktschweißprozess vorgelagerte Umformprozess des

zu fügenden Bauteils von großer Bedeutung. So erfolgt durch den Umformvorgang generell

eine plastische Verformung des Bauteils der örtlich zu einer γ → αM Phasenumwandlung

führen kann, siehe auch Bild 2.8. Dabei ist zu beachten, dass die Flansche, d.h. die Bauteilbe-

reiche bei der durch das Widerstandspunktschweißen eine thermische bedingte

Gefügeänderung erfolgt, überwiegend keine signifikante plastische Dehnung aufweisen.

Bild 2.8: Hauptformänderung eines industriell umgeformten Automobilbauteils [118]

2.3.1 Einfluss des Widerstandspunktschweißens auf die

Gefügestruktur von TRIP Stählen

Im vorangegangenen Kapitel wurde bereits die thermische Stabilität des Austenits diskutiert.

Bei einer schweißtechnischen Verarbeitung von TRIP Stählen wird jedoch nicht nur der

Austenitgehalt durch den auftretenden Temperaturzyklus beeinflusst sondern die gesamte

Mikrostruktur. So wird beim Widerstandspunktschweißen, bedingt durch die hohen Abkühlra-

ten des Schweißgutes (1000 °C/s -5000 °C/s [119]), die für TRIP Stähle charakteristische

Gefügestruktur signifikant verändert. Dabei werden im Vergleich zu konventionellen

Schmelzschweißverfahren durch die stark lokalisierte Aufschmelzung eine örtlich eng be-

grenzte Wärmeeinflusszone erzeugt.

Die Gefügeausbildung in der Schweißlinse wird im Wesentlichen durch die chemische Zu-

sammensetzung des Grundwerkstoffes und der Abkühlgeschwindigkeit bestimmt [120]. Da

nach Bhadeshia und Svennsson [121] die kritische Abkühlrate zur Ausbildung von Martensit

bei TRIP Stählen zwischen 45 °C/s und 150 °C/s liegt, besteht die Mikrostruktur der

Schweißlinse aus einem dendritischen Erstarrungsgefüge mit überwiegend Martensitanteilen

[122]. Dies bestätigen metallographische Untersuchungen an widerstandspunktgeschweißten

TRIP Stählen [123]. Dabei entsteht, bedingt durch den hohen Kohlenstoffgehalt von TRIP

Stählen, ein vergleichsweise harter Martensit. Demzufolge weisen TRIP Stähle im Fügebe-

reich wesentlich höhere Härtewerte auf als Automobilstähle mit vergleichbarer Grundwerk-

stofffestigkeit [119], [124]. Durch die lokal stark abweichenden Maximaltemperaturen und

Abkühlraten ist für die WEZ eine differenzierte Betrachtung erforderlich, siehe Bild 2.9. So

liegen bei Regionen nahe der Schweißlinse deutliche höhere Temperaturen und Abkühlraten

vor als bei Regionen nahe dem Grundwerkstoff. Anzumerken ist, dass sich das temperatur-

spezifische Materialverhalten der TRIP Stähle grundsätzlich nicht von dem konventioneller

Stähle unterscheidet.

300°C 500°C 700°C 900°C 1530°C 1300°C 700°C 300°C

500°C

1100°C

Schweißlinse

WEZ

Grundwerkstoff

Bild 2.9: Beispiel eines Temperaturfeldes beim Widerstandspunktschweißen nach [125]

Bild 2.10 zeigt schematisch den Temperaturverlauf beim Widerstandspunktschweißen [120]

und stellt ihn in Zusammenhang mit dem Zustandsschaubild eines CMnAl-TRIP Stahl dar.

Dabei ist zu berücksichtigen, dass industriell eingesetzte TRIP Stähle im Allgemeinen einen

Kohlenstoffgehalt von maximal 0,2 % aufweisen. Zur Erläuterung der in der WEZ auftreten-

den Gefügeausbildung ist darüber hinaus in Bild 2.11 ein Zeit-Temperatur-

Umwandlungsschaubild (ZTU)-Schaubild für einen CMnAl-TRIP Stahl nach [126] darge-

stellt.

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0

200

300

500

600

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1600

Kohlenstoffgehalt in Mass. %

a+Zementit

a+g

aS+a

Zeit in s

Temperatur in °C

a) b)

700

400

1500

Temperatur in °C

a+g+Zementit

Bild 2.10: a) Schematische Darstellung des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen

[120]; die unterschiedlichen Temperaturbereiche sind: 1 vollständige Schmelzung, 2 unvollständiges

Schmelzen, 3 Überhitzungs- und Grobkornzone, 4 Normalisierungszone, 5 unvollständiges

Umkristallisieren, 6 Anlasszone, b) Zustandsschaubild nach [114]

Temperatur in °C

Zeit in s

0,1 1 10 100 1000 10000

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

326 285 291 250 232 200

MsM

219

Bild 2.11: ZTU Schaubild mit Härtewerten eines CMnAl-TRIP Stahls nach [126]

Die t8/5-Zeit, also die Zeit die bei der Abkühlung zwischen 800 °C und 500 °C vorliegt, kann

in Zusammenhang mit dem ZTU Schaubild eine Prognose der Gefügezusammensetzung

ermöglichen. Generell führen dabei geringe t8/5-Zeiten, wie sie beim Widerstandspunkt-

schweißen auftreten, zu einem größeren Anteil von Martensit im Schweißgut und folglich zu

einer größeren Härte im Fügebereich. Zu beachten ist, dass die Vorhersage des Gefüges nach

dem Schweißprozess nur bedingt möglich ist, da beim Schweißen und insbesondere beim

Widerstandspunktschweißen Bedingungen vorliegen, die durch konventionelle ZTU-

Diagramme nicht erfasst werden [127]. Für eine präzisere Prognose der Gefügestruktur nach

dem Schweißen sind Schweiß-ZTU Diagramme erforderlich, die jedoch für TRIP Stähle in

der Literatur nicht vorliegen.

Den Einfluss eines Temperaturzyklus beim Schweißen mit hohen Aufheiz- und Abkühlraten

auf die Mikrostruktur von TRIP Stählen beschreibt Zhao et al. [116] wie folgt:

 Bei Erwärmung zwischen ca. 1000 °C (A3 - Temperatur) und der Schmelztemperatur

(Zone 1-3 in Bild 2.10a) wird die mehrphasige Gefügestruktur vollständig aufgelöst. So

entsteht unterhalb des Schmelzpunktes Austenit mit, abhängig vom der Legierungszu-

sammensetzung (insb. Al), Anteilen an Ferrit. Bei der nachfolgenden schnellen Abküh-

lung entsteht überwiegend Martensit sowie lediglich ein geringer Gehalt an Bainit und

Austenit [128]. Zusätzlich tritt eine Kornvergröberung auf. Diese

Gefügezusammensetzung kann auch durch die Auswertung der ZTU Schaubild von

TRIP Stählen bestätigt werden, siehe Bild 2.10c. Gegenüber dem Grundwerkstoff

werden wesentlich höhere Härtewerte erreicht.

 Durch eine Erwärmung auf eine Temperatur zwischen A1 (ca. 700 °C) und A3 (ca.

1000 °C) (Zone 5 und 4 in Bild 2.10a)1, wobei A1 den Beginn der Umwandlung von

Ferrit in Austenit und A3 das Ende dieser Umwandlung kennzeichnet, wird die

Gefügestruktur von TRIP Stählen ebenfalls signifikant verändert. Bedingt durch die

relativ hohen Abkühlraten beim Widerstandspunktschweißen entsteht hier eine

ferritisch-bainitisch-martensitische Gefügestruktur mit nur geringen Austenitanteilen.

Der hier ausgebildete Martensit kann aufgrund eines Anlasseffektes eine geringere

Härte aufweisen als in der Schweißlinse. Eine für Widerstandspunktschweißverbindun-

gen typische geringe Korngröße in der WEZ [129] ist auch für TRIP Stähle zu beobach-

ten [123], [128]. Die Härtewerte in diesem Bereich liegen oberhalb des Grundwerk-

stoffniveaus.

 Eine Wärmebehandlung auf Temperaturen zwischen ca. 400 °C (Beginn des

Austenitzerfalls) und 700 °C (A1 - Bereich 5 in Bild 2.10a) führt zu einem Zerfall des

Austenits in Ferrit und Karbid, während der ursprüngliche Ferrit- und Bainitanteil

weitestgehend unverändert bleibt, siehe auch [110], [112] [113]. Nach dem Abkühlpro-

zess liegt somit eine ferritisch-bainitische Gefügestruktur mit geringen Austenitanteilen

vor. Die Härte ist geringfügig größer als des Grundwerkstoffs.

 Unterhalb von ca. 400 °C tritt keine signifikante Änderung der Gefügestruktur auf.

Zu berücksichtigen ist, dass die o.g. Aussagen sich vereinfacht auf Temperaturen beziehen die

dem Zustandsschaubild nach [114] bzw. dem ZTU Diagramm nach [126] entnommen wur-

den. Diese Schaubilder gelten aber nicht für eine schnelle Erwärmung/Abkühlung wie sie

beispielsweise beim Schweißen auftreten. Für eine präzise Betrachtung der Vorgänge beim

Aufheizen und Abkühlen unter Berücksichtigung hoher Aufheiz- und Abkühlraten wären

Zeit- Temperatur- Austenitisierungsschaubilder (ZTA-Schaubilder) bzw. Schweiß-ZTU

Diagramme erforderlich [130], die jedoch für TRIP Stähle derzeit nicht vorliegen. Zur Ermitt-

lung der real vorliegenden Ac1-, A

c3-Temperatur sowie der Ms-Temperatur, insbesondere

1 Die hier angegebenen A1 und A3-Temperaturen wurden aus einem ZTU Diagramm entnommen und gelten

daher nicht für hohe Aufheizraten wie sie beim Schweißen auftreten.

während eines schnellen Aufheiz- und Abkühlprozesses, können z.B. dilatometrische Mes-

sungen [117], [131], [132] oder die Einsensor-Differenz-Thermoanalyse [133] genutzt wer-

den.

Bei der Gesamtbetrachtung der Literatur ist festzustellen, dass keine systematische Analyse

zur Gefügestruktur hinsichtlich des Anteils sowie der Verteilung und Stabilität des Restauste-

nit in der WEZ und der Schweißlinse von widerstandspunktgeschweißten TRIP Stählen

vorliegt. Weiterhin finden sich keine Angaben zu den Umwandlungstemperaturen Ac1 und Ac3

bei vergleichsweise hohen Aufheizraten wie sie beim Widerstandspunktschweißen auftreten

können. Unter Berücksichtigung der Darstellungen zum Grundwerkstoff (insb. TRIP-Effekt)

können jedoch der Austenitgehalt und die Austenitstabilität für das Festigkeits- und Deh-

nungsverhalten von Punktschweißverbindungen prinzipiell von Bedeutung sein.

2.3.1 Mechanisch-technologischen Eigenschaften von Widerstands-

punktschweißverbindungen aus TRIP Stahl

Die Ermittlung der mechanisch-technologischen Eigenschaften von Widerstandspunkt-

schweißverbindungen ist für die sichere Auslegung von Bauteilen und Baugruppen im Rohka-

rosseriebau von wesentlicher Bedeutung. Dabei kann grundsätzlich zwischen den lokalen

mechanischen Eigenschaften, die sich aus dem Temperaturzyklus beim Schweißen und der

chemischen Zusammensetzung ergeben, und den globalen, d.h. für das Bauteil bzw. die

Schweißverbindung gültigen mechanischen Kennwerten, unterschieden werden, Bild 2.12.

Bild 2.12: Differenzierung zwischen lokalen und globalen mechanischen Kennwerten von Wider-

standspunktschweißverbindungen

Generell unterscheiden sich die Einflussfaktoren auf die globalen mechanischen Kennwerte

von widerstandspunktgeschweißten TRIP Stählen nicht von denen konventioneller Wider-

standspunktschweißverbindungen aus ein- oder zweiphasigen Werkstoffen. Die wichtigsten

Einflussgrößen sind nach [134], [135]:

 Gefügeausbildung in der Fügestelle,

 Härte der WEZ und der Schweißlinse,

 Schweißpunktdurchmesser,

 Zweiblech / Mehrblechverbindung,

 Anzahl / Abstand der Schweißpunkte

…..und

 Dicke der überlappten Blechteile.

Ein wichtiges Hilfsmittel zur Sicherstellung der Qualität von Widerstandspunktschweißver-

bindungen ist die Analyse des Tragverhaltens durch die Ermittlung definierter Festigkeits-

kennwerte unter quasi-statischer Belastung. Um reproduzierbare Aussagen zum Festigkeits-

verhalten von Widerstandspunktschweißverbindungen zu erhalten, wird häufig die Scherzug-

prüfung verwendet [136], [137]. Die wichtigsten Kenngrößen sind die Scherzugfestigkeit und

die Verlängerung der Probe. Dabei erlaubt die Scherzugfestigkeit eine quantitative Beschrei-

bung des Festigkeitsverhaltens von Punktschweißverbindungen. Hingegen können durch die

Analyse der Verlängerung der Probe lediglich qualitative Aussagen zum Verformungsverhal-

ten ermittelt werden [137]. TRIP Stähle weisen dabei eine deutlich höhere Scherzugfestigkeit

auf als andere hochfeste Stähle vergleichbarer Grundwerkstofffestigkeit [138].

Für die konstruktive Auslegung von Bauteilen sind im Allgemeinen die ertragbaren Spannun-

gen und Dehnungen erforderlich. Diese können aufgrund der Geometrie von Scherzugproben

(Überlappverbindung) und des daraus resultierenden mehrachsigen Spannungszustandes [139]

[140] nicht ohne erheblichen Aufwand ermittelt werden. Bild 2.13 fasst zur Verdeutlichung

die auftretenden Kräfte im Scherzugversuch zusammen.

Bild 2.13: a) und b) Beanspruchung von Punktschweißverbindungen im Scherzugversuch (F1 < F2)

[141], c) Spannungen am Schweißpunkt in Längsrichtung der Probe und in Blechdickenrichtung nach

[142]

Demnach erfolgt mit ansteigender Last zunächst eine Ausrichtung der Bleche und des

Schweißpunktes auf der Kraftwirkungslinie und eine Rotation des Schweißpunktes um den

Winkel φ. Durch diese Rotation entsteht neben der Scherkraft II

Feine Kopfkraft 

Fim Bereich

der Fügestelle, die mit zunehmendem Rotationswinkel ansteigt [140]. Somit wirkt in der

Schweißlinse überwiegend eine Scherzugkraft, während am Übergang WEZ/Grundwerkstoff

eine überlagerte Scher- und Kopfbelastung auftritt [141] (Bild 2.13b), wobei die Einzellbleche

einer Zugkraft (A) ausgesetzt sind. Adib und Jeong [142] ermittelten mittels FE-Simulation

die Spannung in Längsrichtung und Dickenrichtung einer Scherzugprobe, siehe Bild 2.13d,

wobei ersichtlich wird, dass die Spannungen am Kerbbereich am höchsten sind.

Untersuchungen von Crostack [143] sowie Chandel und Garber [144] zeigen weiterhin, dass

die Scherzugfestigkeit maßgeblich durch die in der WEZ vorliegende Gefügestruktur bzw.

durch die mechanischen Eigenschaften der WEZ bestimmt wird. So führt ein Gefüge mit

hoher Härte (z.B. Martensit) zu einer höheren Scherzugfestigkeit als weichere Gefüge (z.B.

Bainit, angelassener Martensite).

Da das Festigkeits- und Bruchverhalten von Punktschweißverbindungen wie dargestellt

wesentlich durch die Gefügestruktur und die mechanischen Eigenschaften der Schweißlinse

und der WEZ bestimmt wird, kann in Hinblick auf TRIP Stähle die Berücksichtigung des für

den TRIP-Effekt maßgeblichen Restaustenitgehaltes und der Restaustenitstabilität in diesen

Bereichen bedeutsam sein. Jedoch zeigt die Literaturauswertung [122], [123], [138], [145],

dass zum Einfluss dieser Parameter auf das Festigkeits- und Bruchverhalten widerstands-

punktgeschweißter TRIP Stähle keine Ergebnisse vorliegen.

Die Charakterisierung und Prognose des Versagensverhaltens von Punktschweißverbindungen

unter verschiedenen Belastungsarten ist für die sichere Auslegung im Rohkarosseriebau

ebenfalls von großer Bedeutung. Da die Ermittlung von experimentellen Kennwerten hin-

sichtlich der Spannungsverteilung durch die Probengeometrie nicht ohne erheblichen Auf-

wand zu realisieren ist, werden hierfür häufig numerische Simulationsmodelle verwendet.

Radakovic und Tumuluru [146] entwickelten ein vereinfachtes 3D-FE Modell zur Analyse

des Bruchverhaltens von Punktschweißverbindungen unter der Annahme eines homogenen

Werkstoffverhaltens in der gesamten Scherzugprobe. Für die Bewertung des Bruchverhaltens

wurde u.a. die Verformungsfähigkeit herangezogen. Sommer [147] entwickelte ein 3D-FE-

Modell zur Vorhersage des Verformungs- und Versagensverhaltens im Crashfall unter Einsatz

von Materialparametern der WEZ und der Schweißlinse. Untersuchungen von Nielson [148]

beziehen sich auf die Analyse des Bruchverhaltens und der Vorhersage der maximalen Belas-

tungen bei unterschiedlichen Probengeometrien. Dabei wurde u.a. das Dehnungsverhalten im

Ausknöpfbruch qualitativ dargestellt. Lin et al. [149] sowie Pan und Sheppard [150], entwi-

ckelten auf Basis der plastischen Dehnung im Bereich der Fügestelle 2D- und 3D-Modelle zur

Charakterisierung des Versagensverhaltens von Punktschweißverbindungen unter zeitlich

veränderlicher Belastung.

Mazzaferro et al. [151] erstellten FE-Simulationsmodelle für Kopf- und Scherzugproben die

mittels Rührreibpunktschweißen hergestellt wurden. Die Autoren analysierten die Span-

nungsverhältnisse an der Fügestelle und stellten die Kraft-Verlängerungskurven gegenüber.

Dabei wurden relative große Abweichungen zwischen Experiment und Simulation festge-

stellt. Weiterhin konnte durch das Fehlen eines Versagenskriteriums das Bruchverhalten nicht

analysiert werden. Die Literaturauswertung [152], [153], [154], [155], [156] zeigt weiterhin,

dass überwiegend die experimentell bestimmten Kraft-Verlängerungskurven als Vergleichs-

kriterium zur Bewertung der FE-Simulationsmodelle verwendet werden. Anzumerken ist

jedoch, dass dadurch ausschließlich das globale Verhalten verglichen wird und lokale Kriteri-

en wie das Dehnungsverhalten keine Berücksichtigung finden.

Aus den o.g. Untersuchungen wird deutlich, dass neben dem Festigkeitsverhalten auch das

Dehnungsverhalten von Punktschweißverbindungen insbesondere für die numerische Simula-

tion eine erhebliche Bedeutung besitzt. Darüber hinaus wird es in dieser Arbeit als

Vergleichkriterium für die Bewertung der FE-Simulation genutzt. Im Folgenden wird daher

detaillierter auf das Dehnungsverhalten eingegangen.

2.3.1.1 Dehnungsverhalten von Widerstandspunktschweißverbindungen

Das Dehnungsverhalten von Widerstandspunktschweißverbindungen wird maßgeblich durch

die Interaktion der Spannungsverhältnisse am Schweißpunkt sowie durch die

Gefügeausbildung bzw. die mechanischen Eigenschaften der WEZ, der Schweißlinse und des

Grundwerkstoffes bestimmt. Erste Ansätze zur Bestimmung der lokalen Dehnungen im

Bereich des Schweißpunktes erfolgt mittels Dehnungsmessstreifen (DMS), die an der Ober-

fläche der Probe in verschiedenen Bereichen der Schweißverbindung angebracht wurden

[157], [158], [159]. Untersuchungen von Sakai et al. [158] an einer Scherzugprobe aus einem

Tiefziehstahl bei verschieden hohen Belastungen zeigen, dass die maximale Oberflächendeh-

nung in Zugrichtung nicht im Schweißpunkt, sondern 3 mm - 4 mm von der Schweißlinsen-

grenze entfernt vorliegt. Weiterhin konnte nachgewiesen werden, dass zu Beginn der Mes-

sung für den Bereich der maximalen Dehnung (4 mm von der Linsengrenze entfernt) zunächst

eine negative Dehnung (Stauchung) auftritt. Bei zunehmender Belastung und damit verbun-

dener Ausrichtung der Probe (siehe Bild 2.13) wird die Dehnung positiv und steigt exponenti-

ell an, Bild 2.14a.

Bild 2.14: Dehnungsverhalten von einschnittigen Widerstandspunktschweißverbindungen aus ver-

schiedenen niedriglegierten Stählen im Scherzugversuch a) KBCF45 [158], b) Tiefziehstahl [159]; die

Lage der DMS ist schematisch wiedergegeben

Birkel [159] zeigte mittels Reißlack und DMS an einem widerstandspunktgeschweißten

Tiefziehstahl den Zusammenhang zwischen der äußeren Kraft und den resultierenden Ober-

flächendehnungen für verschiedene Bereiche und Richtungen am Schweißpunkt, siehe Bild

2.14b. Zum einen konnte dadurch festgestellt werden, dass sich die Verformungszone mit

zunehmender Kraft ausweitet. Zum anderen konnte nachgewiesen werden, dass bei einer

Kraft von > 2 kN sowohl „oberhalb“ des Schweißpunktes (Messstelle 1, Bild 2.14b) als auch

„unterhalb“ des Schweißpunktes (Messstelle 2, Bild 2.14b) positive Dehnungen in Zugrich-

tung auftreten.

Neben dem Einsatz von DMS eignet sich für die Ermittlung von Dehnungen in örtlich eng

begrenzten (Schweiß-)Zonen die optische Dehnungsmessung. Fabrègue et al. [160] zeigten

beispielsweise für laserstrahlgeschweißte punktförmige Schweißverbindungen, dass mittels

dieser Technik sowohl die Dehnungen im Schweißgut als auch in der WEZ bei einwirken

einer äußeren Belastung quantifiziert werden können. Zusätzlich wurden diese Ergebnisse in

numerische Simulationsmodelle als Referenzdaten integriert. Zum Dehnungsverhalten von

Widerstandspunktschweißverbindungen unter Verwendung von optischen Dehnungsmessun-

gen liegen derzeit nur wenige aussagekräftige Ergebnisse vor. In [161] erfolgt an Wider-

standspunktschweißverbindungen der Vergleich von optischen Dehnungsmessungen mit

Ergebnissen aus numerischen Simulationen. Dabei konnte eine relativ gute Übereinstimmung

der Ergebnisse festgestellt werden. Lei et al. [162] ermittelten Dehnungsfelder für einen

widerstandspunktgeschweißten Dualphasenstahl. Dabei zeigte sich, dass im Bereich der

Kerbe eine Dehnungskonzentration auftritt, während die Schweißlinse nahezu unverformt

bleibt. Weiterhin konnte nachgewiesen werden, dass die Oberflächendehnung am Übergang

WEZ/Grundwerkstoff am größten ist. Die optischen Dehnungsfeldmessungen wurden an-

schließend als Referenzdaten für numerische Simulationen verwendet.

Die Literaturauswertung verdeutlichen zum einen, dass keine systematischen Untersuchungen

zum Dehnungsverhalten von Widerstandspunktschweißverbindungen mittels optischer Deh-

nungsmessung insbesondere an TRIP Stählen vorliegen. Zum anderen zeigt sich, dass solche

Messungen grundsätzlich als Eingangs- und Referenzdaten für numerische Simulationen des

Versagensverhaltens dienen können.

2.3.1.2 Lokale mechanisch-technologische Kennwerte von Widerstandspunkt-

schweißverbindungen

Die Kenntnis des Festigkeits- und Bruchverhaltens sowie des Dehnungsverhaltens sind wich-

tige Faktoren für den industriellen Einsatz von Punktschweißverbindungen. Wie oben darge-

stellt sind dabei die Gefügeausbildung und die mechanischen Kennwerte des Grundwerkstof-

fes sowie insbesondere der Schweißlinse und der WEZ von übergeordneter Bedeutung. Die

mechanischen Kennwerte des Grundwerkstoffes lassen sich vergleichsweise einfach durch

Zugversuche ermitteln. Die Herausforderung liegt daher vielmehr bei der Bestimmung der

lokalen mechanischen Kennwerte der WEZ und der Schweißlinse. Grundsätzlich besteht auch

für diese Bereiche die Möglichkeit Miniaturzugproben herauszuarbeiten. Jedoch ist diese

Methode relativ aufwendig und aus fertigungstechnischen Gründen für Punktschweißverbin-

dungen nur eingeschränkt anwendbar. Tao et al. [163], [164] verwendeten Miniaturzugproben

in Kombination mit optischen Dehnungsmessungen um die mechanischen Kennwerte der

WEZ und der Schweißlinse eines Dualphasenstahles (HCT600X) zu ermitteln. Die Ergebnisse

dieser Untersuchungen sind in Bild 2.15 zusammenfassend dargestellt.

Wahre Spannung in MPa

Wahre Dehnung

Schweißgut

WEZ (hard)

WEZ (weich)

Grundwerkstoff

extrapoliert

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

250

500

750

1000

1250

1500

1750

2000

0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2000

Wahre Dehnung

Wahre Spannung in MPa

Schweißgut

WEZ

Bild 2.15: Wahre Spannungs- Deh-

nungskurven der WEZ und des Schweiß-

gutes für einen Dualphasenstahl

(HCT600X) nach [164]

Bild 2.16: Wahre Spannungs-Dehnungskurven der

WEZ und des Schweißgut für einen Dualphasen-

stahl (HCT600X) nach [147]

Weiterhin wiesen Tao et al. [164] nach, dass der lokale E-Modul für die drei Bereiche der

Fügestelle (GW, WEZ, Schweißlinse) konstant auf einen Niveau zwischen 190 GPa und

240 GPa liegt.

Die lokalen mechanischen Kenndaten des WEZ können auch durch Simulation der

Gefügestruktur bestimmt werden. So erzeugte Sommer [147] für einen Dualphasenstahl

(HCT600X) durch spezielle Wärmebehandlungsprozeduren (Gleeble-Versuche) Zugproben

mit Eigenschaften des Schweißgutes und der WEZ. Die ermittelten wahren Spannungs-

Dehnungskurven der WEZ und des Schweißgut sind Bild 2.16 aufgezeigt. Ein Vergleich mit

den Ergebnissen von Tao et al. [164] zeigt eine relativ gute Übereinstimmung für die WEZ

und das Schweißgut (Abweichung < 20 %). Für den in dieser Arbeit verwendeten TRIP Stahl

HCT690T wurden von Kießling et al. [165] ebenfalls durch Gleeble-Versuche die mechani-

schen Eigenschaften sowohl der Schweißlinse als auch der WEZ über einen weiten Tempera-

turbereich bestimmt, siehe Bild 2.17. Anzumerken ist, dass die Abkühlgeschwindigkeiten der

jeweiligen Proben nicht angegeben wurden.

Zuniga und Sheppard [166] ermittelten durch speziell präparierte widerstandspunktge-

schweißte Einblechproben (gekerbte Zugproben) die wahren Spannungs-Dehnungskurven für

zwei Bereiche der WEZ. In Hinblick auf die mechanischen Kennwerte der WEZ verdeutlicht

diese Arbeit jedoch, dass für die WEZ durch die dargestellten Methoden lediglich Ergebnisse

mit eingeschränkter Aussagekraft ermittelt werden können. So ist aufgrund des hohen Härte-

gradienten in der WEZ davon auszugehen, dass die lokalen Spannungs-Dehnungskurven,

abhängig vom Abstand zum Schweißlinsenrand, wesentlich stärker variieren als dargestellt.

1200 °C

0 5 10 15 20 25 30 35 40

200

400

600

800

1000

1200

1400

Spannung inMPa

Dehnung in %

900 °C

250 °C

550 °C

Grundwerkstoff

Bild 2.17: Technische Spannungs-Dehnungskurven nach Erwärmung auf unterschiedliche Spit-

zentemperaturen für den TRIP Stahl HCT690T [165]

In verschiedenen Arbeiten [139], [166] wird zur Beschreibung der lokalen mechanischen

Kennwerte der einzelnen Bereiche der Punktschweißverbindung der Zusammenhang der

Härte und der Festigkeitskennwerte (Rp0,2, Rm) verwendet. Die Härte, welche sehr lokal und

vergleichsweise einfach zu ermitteln ist, stellt somit eine weitere Möglichkeit dar, lokalisiert

die mechanischen Eigenschaften der Punktschweißverbindung zu bestimmen. Dabei können

neben dem beispielsweise in [166], [167] ermittelten empirischen Zusammenhang zwischen

der Härte und den Festigkeitskennwerten auch aus dem mechanischen Verhalten des Werk-

stoffes im Eindringversuch die Festigkeitskennwerte abgeleitet werden. Das Potential dieser

Methode für die verschiedenen Bereiche von Schweißverbindungen ist z.B. in [168], [169]

aufgezeigt. Chung et al. [170] bestimmte durch die numerische Simulation des Eindringver-

haltens wahre Spannungs-Dehnungskurven für das Schweißgut und verschiedene Bereiche

der WEZ für eine mittels MSG-Schweißen gefügte Verbindung aus einem Dualphasenstahl

(HCT600X). Für die WEZ konnten hier deutlich aussagekräftigere Ergebnisse gewonnen

werden als durch die Arbeiten von [164] und [147]. Rao et al. [171] bestimmte durch Einsatz

der Software „Indent-Analyser“ wahre Spannungs-Dehnungskurven für Reibrührschweißver-

bindungen aus Aluminium aus Eindringversuchen. Der Vergleich der Ergebnisse mit Minia-

turzugversuchen für das Schweißgut und den Grundwerkstoff zeigte relativ gute Überein-

stimmungen. Für Widerstandspunktschweißverbindungen liegen hingegen kaum aussagekräf-

tige Ergebnisse vor. Lediglich Kong et al. [172] ermittelten durch die numerische Simulation

des Eindringverhaltens die wahren Spannungs- Dehnungskurven der WEZ und des Schweiß-

gutes für einen niedriglegierten Stahl.

Zusammenfassend kann festgestellt werden, dass prinzipiell verschiedene Methoden existie-

ren die lokalen Eigenschaften von Widerstandspunktschweißverbindungen zu ermitteln,

jedoch derzeit keine Untersuchungsergebnisse zu widerstandspunktgeschweißten TRIP Stäh-

len vorliegen.

3 Versuchsdurchführung

Im Fokus dieser Arbeit stehen zum einen der Einfluss des Temperaturzyklus beim Wider-

standsschweißen auf den Austenitgehalt und die Austenitstabilität von TRIP Stahl. Für diese

Aspekte werden sowohl in-situ als auch ex-situ Messungen mittels hochenergetischer

Synchrotronstrahlung durchgeführt. Zum anderen werden aufbauend auf diesen Untersuchun-

gen die resultierenden lokalen mechanischen Kennwerte der gesamten Fügezone durch An-

wendung verschiedener Methoden bestimmt und in numerische Simulationen implementiert.

Schließlich erfolgt die Bewertung der Ergebnisse durch die Gegenüberstellung der Ergebnisse

von FE-Simulationen mit dem real vorliegenden Bauteilverhalten. Die im Rahmen dieser

Arbeit durchgeführten Untersuchungen sind in Bild 3.1 zusammenfassend dargestellt.

Bild 3.1: Darstellung des Versuchsprogramms und des methodischen Vorgehens

3.1 Versuchswerkstoff

Für die Charakterisierung des Umwandlungsverhaltens und der Analyse von lokalen mecha-

nischen Kennwerten im Fügebereich wird ein verzinkter kaltgewalzter CMnAl-TRIP Stahl

(Werkstoffnummer 1.0947) mit einer Blechdicke von 1 mm verwendet. Der genutzte TRIP

Stahl, im Folgenden als HCT690T bezeichnet, ist hochfest, gut kaltumformbar und besitzt

aufgrund seines relativ hohen Kohlenstoffgehaltes nur eine bedingte Schweißeignung. Ein

Auszug der durch Funkenspektralanalyse ermittelten chemischen Zusammensetzung ist in

Tabelle 3.1 dargestellt, eine Auflistung der mechanischen Kennwerte nach DIN EN 10336

[173] ist in Tabelle 3.2 zu finden.

Tabelle 3.1: Auszug der mittels Funkenspektralanalyse bestimmten chemischen Zusammensetzung in

in Gew.-%

C Mn Cr Al Si Ni Cr P Mo Fe CEVIIW

0,22 1,7 0,02 1,25 0,09 0,022 0,022 0,0115 < 0,01 Rest 0,51

Tabelle 3.2: Mechanische Kennwerte für den TRIP Stahl HCT690T nach DIN EN 10336 [173]

Rp0,2 in

MPa

Rm in MPa

(Mindestwert)

A80 in %

(Mindestwert)

Kaltverfestigungsexponent

n-Wert (Mindestwert)

430 bis 550 690 23 0,18

Von Bedeutung ist weiterhin, dass dieser TRIP Stahl in einem unverformten Ausgangszustand

vorliegt. Nach [118] sind große Teile der Flansche von Bauteilen der Rohkarosserie häufig

lediglich elastisch verformt, so dass hier keine signifikante Reduzierung des ursprünglichen γ-

Gehaltes vor dem eigentlichen Punktschweißprozess erfolgt. Demzufolge kann durch Nut-

zung eines unverformten TRIP Stahl Grundwerkstoffes die Entwicklung des Austenitgehaltes

in der WEZ auch in Hinblick auf das reale Bauteilverhalten weitestgehend abgebildet werden.

Zustandsschaubilder für CMnAl-TRIP Stähle mit jeweils einer chemischen Zusammenset-

zung, die der des in dieser Arbeit verwendeten CMnAl-TRIP Stahls vergleichbar ist, können

Bild 3.2 und Bild 3.3 entnommen werden. Ein ZTU Schaubild nach [126] ist in Bild 2.11

gezeigt.

2 International Institute of Welding, CEV = %C + %Mn/6 + (%Cu + %Ni)/15 + (%Cr + %Mo + %V)/5

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0

200

300

500

600

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1600

Kohlenstoffgehalt in Mass. %

a+Zementit

a+g

aS+a

700

400

1500

Temperatur in °C

a+g+Zementit

Bild 3.2: Zustandsschaubild für einen CMnAl-TRIP Stahl mit einer dem o.g. Untersuchungswerk-

stoff vergleichbaren chemischen Zusammensetzung [114]

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0

600

700

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1600

Aluminiumgehalt in %

A+F

F+Fe C

Temperatur in °C

Bild 3.3: Zustandsschaubild für einen CMnAl-TRIP Stahl mit einer dem o.g. Untersuchungswerk-

stoff vergleichbaren chemischen Zusammensetzung bei variablem Aluminiumgehalt [117]

3.2 Experimentelle Versuchsdurchführung

3.1.1 Metallographie und Mikrobereichsanalyse

Zur Bestimmung der Gefügestruktur und insbesondere des Austenitgehaltes wird in dieser

Arbeit die Farbniederschlagsätzung nach Klemm angewendet (siehe [174]). Bei dieser Ätzme-

thode erfolgt die Färbung der anodischen, α-Bereiche (Ferrit: blau/braun, Bainit: dunkel-

braun), während die γ-Bereiche ungefärbt, d.h. weiß, erscheinen. Der Austenitgehalt wird

schließlich durch die Ermittlung der Flächenanteile bestimmt. Anzumerken ist, dass aufgrund

der geringen Potentialdifferenz zwischen Austenit und Martensit keine eindeutige Unterschei-

dung dieser Gefügebestandteile möglich ist.

Zur Bewertung der Austenitmorphologie und der Austenitkorngröße im Grundwerkstoff wird

die Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) verwendet. Zusätzlich erfolgt eine qualitati-

ve Bewertung der Korngröße und Kornorientierung im Grundwerkstoff und in der WEZ einer

Widerstandspunktschweißverbindung aus o.g. TRIP Stahl mittels der EBSD-Technik

(Electron backscatter diffraction). Die TEM-Analysen erfolgen für die in Bild 3.4 dargestell-

ten Bereiche einer bis zum Versagen belasteten Zugprobe. Die EBSD-Untersuchungen an der

Widerstandspunktschweißverbindung werden für den in Bild 3.5 markierten Bereich durchge-

führt.

TEM

Bild 3.4: Schematische Lage der Messstel-

len an einer Zugprobe für die TEM- Analy-

sen

Bild 3.5: Lage des Messbereiches für die EBSD Analy-

sen an einer realen Widerstandspunktschweiß-

verbindung aus den o.g TRIP Stahl, Linsendurchmesser

entsprach 5 mm

Die Ermittlung der Härtewerte für die Widerstandspunktschweißverbindung erfolgt unter

Verwendung der Vickers-Härteprüfung gemäß DVS Merkblatt DVS 2916-4 [175] bei einer

Kraft von 4,903 N (HV0,5).

3.1.2 Mechanisch-technologische Prüfung

3.1.2.1 Zugversuche und Scherzugprüfung

Für die in-situ Phasenanalyse im Zugversuch sowie für die Zugproben aus den Ofen-/

Gleeble-Versuchen werden hydraulische Zugmaschinen verwendet. Die Zugprüfung erfolgt

einheitlich mit einer Prüfgeschwindigkeit von 0,01 mm s-1 bei Raumtemperatur. Für die

qualitative Bewertung der Phasenumwandlung wird ein stufenartiger Zugversuch genutzt, bei

dem zunächst kraftgeregelt (elastischer Bereich) und anschließend weggeregelt (plastischer

Bereich) gearbeitet wird, detaillierter wird hierauf in Kap. 3.1.4.1 eingegangen.

Die verwendeten Probengeometrien sind zusammenfassend in Bild 3.6 wiedergegeben. Für

die in-situ Phasenanalyse im Zugversuch sowie für die Ofenversuche wurde die Geometrie

nach Bild 3.6a verwendet. Die zweifache Taillierung erfolgte mit dem Ziel unterschiedliche

Spannungs-/Dehnungsverhältnisse in der Probe zu erzeugen. Um möglichst hohe Abkühlraten

bei den Gleeble-Versuchen zu gewährleisten, wurde eine abweichende Geometrie nach Bild

3.6b genutzt. Durch die breiten Spannbereiche kann die Wärme effektiver aus der Probe in die

Einspannvorrichtung der Gleeble-Anlage abgeführt werden.

a) b)

Bild 3.6: Probenformen für die Zugprüfung a) ex-situ/in-situ Versuche b) Gleeble-Versuche

Die in dieser Arbeit dargestellten Ergebnisse der Zugprüfung werden überwiegend in Form

der wahren Spannung bezogen auf die wahre Dehnung dargestellt. Dabei erfolgt die Ermitt-

lung der wahren mechanischen Kennwerte durch den in Gleichung 3.1 und Gleichung 3.2

[176] beschriebenen Zusammenhang:

)1(







w 3.1

)1ln(





 3.2

Dabei entsprechen σ und ε der technischen Spannung bzw. der technischen Dehnung. Zu

beachten ist, dass für die Auswertung der Zugversuche einheitlich die Gleichmaßdehnung

bzw. die wahre Spannung bei Erreichen der Gleichmaßdehnung als Vergleichskriterien ge-

nutzt wird.

Basierend auf den wahren Spannungen und Dehnungen kann der Kaltverfestigungsexponent

(n-Wert) wie folgt bestimmt werden:





 3.3

Um Referenzdaten für die mechanischen Kennwerte von Widerstandspunktschweißverbin-

dungen zu erhalten, werden Scherzugversuche in Anlehnung an DIN EN ISO 14323 [177]

durchgeführt. Die Scherzugprüfung wird genutzt, da sie die am häufigsten in der Praxis

angewendete zerstörende Prüfmethodik zur quantitativen Bewertung der Festigkeit von

Punktschweißverbindungen ist [136], [137]. Die hierfür verwendete Probengeometrie ist in

Bild 3.7 dargestellt. Für die Herstellung der Schweißproben wurde eine Roboterschweißzange

(C-Zange) mit servo-motorischer Krafterzeugung im MF-DC Betrieb verwendet. Die verwen-

deten Schweißparameter sind in Tabelle 3.3 wiedergegeben. Die Schweißparameter werden

dabei so gewählt, dass ein Punktdurchmesser von 5 mm vorliegt.

175

weld

Schweißpunkt

Bild 3.7: Probenform für die Scherzugversuche einer Widerstandspunktschweißverbindung

Tabelle 3.3: Schweißparameter und Elektrodenkappe zur Herstellung der Scherzugproben mit einem

Punktdurchmesser von 5mm

Elektrodenkraft

in kN

Schweißstrom

in kA

Schweißzeit

in ms

Vor-/Nachhaltezeit

in ms

Elektrodenkappe

3,5 7,20 260 60 / 100 F16 (Arbeitsfläche 5 mm)

Um eine zuverlässige Ermittlung der wahren und der technischen Dehnungskennwerte mit

hoher Ortsauflösung im Zugversuch sowie im Scherzugversuch zu gewährleisten, werden

optische Dehnungsfeldmessungen mit dem ARAMIS-System durchgeführt. Der Versuchsauf-

bau ist in Bild 3.8 schematisch für den Scherzugversuch dargestellt.

Bild 3.8: Versuchsaufbau für die Dehnungsfeldanalyse; links: Ausschnitt einer Probe mit Deh-

nungsfeld

Die Berechnung des lokalen Dehnungsverhaltens erfolgt dabei durch Auswertung eines vor

der Messung auf der Probenoberfläche aufgetragenen stochastischen Musters. Hierzu wird das

unverformte Ausgangsmusters mit dem für den jeweiligen Messzeitpunkt spezifischen ver-

formten Muster verglichen und aus den örtlichen Veränderungen die resultierenden Oberflä-

chendehnungen der Proben bestimmt. Die Stereobildaufnahmen ermöglichen eine dreidimen-

sionale Auswertung des Verformungsverhaltens. Durch eine spezielle Anlagenkonfiguration

bei der ein Spiegelsystem genutzt wird, kann dabei sowohl die Vorderseite als auch die Rück-

seite der Probe analysiert werden.

Für die Charakterisierung des Dehnungsverhaltens der Scherzugproben und der Zugproben

wurde einheitlich die Dehnung in Zugrichtung (x-Richtung, Bild 3.8) εx bzw. φx ermittelt. Die

an unbelasteten Proben ermittelte Messabweichung des Systems betrug dabei weniger als

0,2 %. Die Untersuchungen erfolgten bei einer Messrate von 1 Hz.

Um die mittels der optischen Dehnungsfeldanalyse bestimmten Ergebnisse der Scherzugpro-

ben für geringe Dehnungen zu verifizieren, werden zusätzlich Messungen mittels Dehnungs-

messstreifen (DMS) durchgeführt. Die DMS werden in den Bereich der maximalen Dehnung,

d.h. oberhalb des Schweißpunktes (Punkt 7 in Bild 3.9), positioniert. Die Ermittlung der

lokalen Dehnung erfolgt mit einer Messrate von 1000 Hz, bei einer Scherzuggeschwindigkeit

von 0,01 mm s-1. Anzumerken bleibt, dass aufgrund der relativ großen Messfläche des DMS

(ca. 4 mm x 6 mm) nicht gewährleistet werden konnte, dass ausschließlich der Bereich der

maximalen Dehnung erfasst wird.

Bild 3.9: Lokale Dehnungsmessungen mittels DMS; links Ausschnitt mit der Lage des DMS

3.1.2.2 Instrumentierte Eindringprüfung

Für die Ermittlung der lokalen Spannungs-Dehnungskurven für den Bereich der WEZ und der

Schweißlinse wird die instrumentierte Eindringprüfung herangezogen. Im Rahmen dieser

Prüfung erfolgt ein zyklisches Eindringen eines kugelförmigen Diamant-Prüfkörpers (Radius

200 µm) in die Probenoberfläche (Querschliff) einer Punktschweißverbindung mit einem

Linsendurchmesser von 5 mm, siehe auch Bild 3.10.

Bild 3.10: Querschliff einer mittels instrumentierter Eindringprüfung analysierten Widerstands-

punktschweißverbindung aus dem o.g. TRIP Stahl, Punktdurchmesser = 5 mm

Durchgeführt werden die Versuche mit einem Zwick-Härtemesssystem, ausgestattet mit

einem 200 N Härtemesskopf. Die im Härtemesskopf integrierte Eindringtiefenmesseinrich-

tung hat eine Messauflösung von 20 nm. Um repräsentative Ergebnisse zu erzielen, erfolgen

die Eindringversuche sowohl in der Schweißlinse und der WEZ als auch vergleichend in dem

Grundwerkstoffbereich. Der Abstand zwischen den Eindrücken beträgt jeweils 400 µm. Bild

3.11 zeigt exemplarisch den Kraft-Zeit a) und den Kraft-Weg-Verlauf b) während des Ein-

dringversuches.

Bild 3.11: a) Kraft-Zeit-Verlauf und b) Kraft-Weg-Verlauf (Messpunkt in der Schweißlinse) bei der

instrumentierten Eindringprüfung

Die Auswertung der Messergebnisse des Eindringversuches erfolgt unter Nutzung der Soft-

ware „Indent-Analyser“ auf Basis neuronaler Netze. Eine detaillierte Beschreibung zu den

neuronalen Netzen und dem genutzten visko-plastischen Werkstoffmodell findet sich in [178].

Zu beachten ist, dass die neuronalen Netze lediglich bis zu einer Streckgrenze von 500 MPa

trainiert sind.

3.1.3 Thermisch behandelte Proben

Um die mechanischen Kennwerte sowie die Entwicklung des Austenitgehaltes im Bereich der

WEZ einer Widerstandspunktschweißverbindung näherungsweise bestimmen zu können,

werden durch eine gezielte Wärmebehandlung Zugproben mit modifizierter Gefügestruktur

hergestellt. Da die im Widerstandspunktschweißprozess auftretenden hohen Aufheiz- und

Abkühlraten nicht durch eine einzelne Methodik nachgestellt werden konnten, werden zur

Analyse hoher Aufheizraten Gleeble-Versuche genutzt. Zur Bewertung hoher Abkühlraten

erfolgen Ofenversuche mit Abschreckung der Proben in Eiswasser.

Die Gleeble-Versuche werden mit einem Gleeble 3500-System von Dynamic Systems durch-

geführt. Mit dieser Anlage werden die in Bild 3.6b dargestellten Zugproben geregelten und

definierten Aufheiz- und Abkühlzyklen unterzogen, die mit einem Thermoelement überprüft

werden. Für die in dieser Arbeit durchgeführten Untersuchungen werden die Proben mit

einem Heiztransformator mit einer Aufheizgeschwindigkeit von ca. 1200 °C/s erwärmt. Die

Wärmeableitung erfolgt anschließend über die Spannbacken ohne eine aktive Kühlung. Die

Proben befinden sich während der Messungen in einer geschlossenen Arbeitskammer, welche

zuvor evakuiert und mit dem Schutzgas Argon gespült wird. Da die Probenvorbereitung und

die Versuchsdurchführung einen erheblichen Aufwand bedeuten, werden lediglich zwei

Proben mit einer Spitzentemperatur von 1200 °C bzw. 500 °C realisiert. Diese Temperaturen

werden gewählt, da sie die jeweiligen Randbereiche der Schweißlinse (Bereich nahe der

Schweißlinse und Bereich nahe dem Grundwerkstoff) abbilden. In diesen Versuchen werden

zusätzlich die Wärmedehnungen als Funktion der Abkühlgeschwindigkeit, so genannte

Dilatometerkurven, sowohl für den Aufheiz- als auch für den Abkühlprozess ermittelt. Basie-

rend auf den Wärmedehnungen werden die α → γ Phasenumwandlungen sowie eine mögliche

γ → αM hinsichtlich ihrer Starttemperaturen in Anlehnung an [117], [131], [132] analysiert.

Zur Ermittlung der α → γ Phasenumwandlungen wurde zusätzlich die Einsensor-Differenz-

Thermoanalyse nach [133] genutzt. Bei diesem Verfahren werden Festphasenumwandlungen

anhand der Veränderungen der Steigung dT/dt eines gemessenen Temperaturverlaufs auf-

grund der Phasentransformation quantifiziert. Dabei wird die Veränderung der Steigung dT/dt

gegenüber einem umwandlungsfreien Referenztemperaturzyklus durch Differenzbildung

bestimmt. Als Referenzfunktion wird in dieser Arbeit eine lineare Interpolation des gemesse-

nen Temperaturverlaufs genutzt.

Um die in den Gleeble-Versuchen nicht realisierbaren hohen Abkühlraten zu erhalten, werden

zusätzlich Ofenversuche durchgeführt. Hier werden die in Bild 3.6a dargestellten Zugproben

zunächst in einem Infrarotofen (Juve H-Mat 221) mit vergleichsweise geringer Aufheizrate

(< 50/s) erwärmt. Durch das nachfolgende Abschrecken in Eiswasser können dann die ange-

strebten hohen Abkühlraten erzeugt werden. Die vorliegenden Spitzentemperaturen und

Abkühlraten werden durch Messungen mittels Thermoelementen (Messrate 100 Hz), welche

im taillierten Bereich der Proben angebracht werden, dokumentiert. Um eine möglichst

umfangreiche thermische Simulation der WEZ von Widerstandspunktschweißverbindungen

zu gewährleisten, werden in Anlehnung an Bild 2.9 vier unterschiedliche Spitzentemperaturen

(500 °C, 700 °C, 900 °C und 1200 °C) gewählt.

Um reale Temperaturzyklen, wie sie beim Widerstandspunktschweißen auftreten, als Ver-

gleichsdaten für die thermisch simulierten Zugproben zu ermitteln, wird die Simulationssoft-

ware Sorpas (Version 6.03) verwendet. Als Eingangsdaten für die Simulation werden die o.g.

Schweißparamter genutzt. Als Grundwerkstoff wurde ein CMnAl-TRIP Stahl verwendet.

Dadurch können das Temperaturfeld sowie die Temperaturverläufe in verschiedenen Regio-

nen der Schweißverbindung bestimmt werden.

Die einer Wärmebehandlung unterzogenen Zugproben werden sowohl hinsichtlich ihrer

mechanischen Kennwerte als auch insbesondere bezüglich des Austenitgehaltes und dessen

Stabilität ausgewertet. Hierfür werden röntgenographische Methoden sowie

metallographische Verfahren (Farbniederschlagsätzung nach Klemm) verwendet.

3 http://www.swantec.com/SORPAS.php

3.1.4 In-situ und ex-situ Phasenanalyse mittels röntgenographischer

Methoden

Um die prinzipiellen werkstoffkundlichen Vorgänge beim Aufheizen und Abkühlen in Hin-

blick auf die Austenitausbildung analysieren zu können, eigenen sich neben der Einsensor-

Differenz-Thermoanalyse, die jedoch nur eine qualitative Methode darstellt, insbesondere

Beugungsmethoden. Diese ermöglichen eine in-situ Beobachtung des Phasenumwandlungs-

verhaltens sowohl qualitativ als auch quantitativ. Im Rahmen dieser Arbeit wurde zur quanti-

tativen Bewertung der γ → α-Phasenumwandlung in Abhängigkeit von der Temperatur bzw.

dem Belastungszustand überwiegend die energiedispersive Synchrotronbeugung genutzt. Die

Untersuchungen erfolgten an der Materialforschungsbeamline EDDI (engl. Energy Dispersive

Diffraction) am Helmholtz-Zentrum Berlin (HZB).

Bei Beugungsexperimenten (Synchrotron- / Röntgenstrahlung) führt die Wechselwirkung der

elektromagnetischen Wellen mit den Elektronen des Metallgitters zur Beugung, d.h. zur

Änderung der Strahlenrichtung. Voraussetzung ist dabei, dass der Abstand der Gitterlinien des

Beugungsgitters in der Größenordnung der Wellenlänge der auftreffenden Wellen liegt. Die

von den einzelnen Atomen ausgehenden gebeugten Wellen interferieren miteinander. Kommt

es nun zu einer sogenannten konstruktiven Interferenz der gebeugten Wellen entsteht ein

Messsignal in Beobachterrichtung. Durch die Nutzung eines geeigneten Detektors können

diese Strahlungsanteile in Form von Beugungsspektren sichtbar gemacht werden [179].

Die Analyse der Werkstoffphasen sowie der phasenspezifischen Spannungen erfolgt generell

auf Basis der Bragg-Gleichung, die als notwendige Bedingung für eine konstruktive Interfe-

renz vorliegt:

hklhkl

dn  sin2



3.4

Demnach liegt ein Messsignal dann vor, wenn die Strahlwegdifferenz zweier an benachbarten

Netzebenen reflektierter Wellen ein ganzzahliges Vielfaches n der Wellenlänge λ ist. Die

Indizes hkl (Millersche Indizes) charakterisieren dabei die jeweiligen Netzebenen im Kristall-

gitter während d der Netzebenenabstand ist. Bei der winkeldispersiven Messung (Anregung

mit Energie einer konstanten Wellenlänge) erfolgt die Detektierung der jeweiligen Werkstoff-

phasen (Netzebenen) mittels des Bragg-Winkels Θ. Dieser ist charakteristisch für jede Netz-

ebene im Kristallgitter. Den Netzebenen können dann die jeweiligen Werkstoffphasen (α-, γ-

Phase) zugeordnet werden.

Die im Rahmen dieser Arbeit genutzte energiedispersive Synchrotronbeugung erlaubt die

Bestimmung des gesamten Beugungsspektrums durch die Nutzung weißer

(polychromatischer) Strahlung. Aus dem Zusammenhang:

hkd

hkl E

sin2 





 3.5

wobei der Beugungswinkel Θ konstant ist, folgt, dass sich die aus der konstruktiven Interfe-

renz ergebende Energie charakteristisch für die jeweiligen Netzebenen / Beugungslinien und

somit Werkstoffphasen ist [179]. Bild 3.12 zeigt exemplarisch das Beugungsspektrum eines

TRIP Stahls mit den jeweiligen energiespezifischen Netzebenen.

Energie in keV

220g

311g

222g

310a

321a

30 40 50 60 70 80 90

100

120

140

111g

110a

200g

200a

211a

220a

Intensität in cts

Bild 3.12: Beugungsspektrum des o.g. TRIP Stahls unter einem 2Θ-Winkel von 10,3° (eigene Unter-

suchung)

Auf Grundlage der Beugungsspektren können die Austenitgehalte nach der Methode der

Intensitätsverhältnisse berechnet werden, siehe Gleichung 3.6. Demnach kann der Volumen-

anteil der α-Phase aus dem Verhältnis der Integralintensitäten4 Iα und Iγ der jeweiligen Netz-

ebenen (hkl) unter Einbeziehung eines Proportionalitätsfaktors entsprechend [180] ermittelt

werden.





























)(

hkl







3.6

3122

00 )(²)()(





M

eFmIR

3.7

mit:

I0(λ) – Intensität des Primärstrahls

η(λ) – Effizienz des Detektorsystems

m – Multiplikationsfaktor

F0 – Strukturfaktor

e-2M – Temperaturfaktor (M nach [181] ermittelt)

ν – Volumen der Elementarzellen

µ(λ) – linearer Absorptionskoeffizient

λ – Wellenlänge

4 Fläche unter dem jeweiligen Intensitätspeak

Unter der Annahme, dass ausschließlich Gefüge mit kubisch-raumzentrierter und kubisch-

flächenzentrierter Struktur vorliegen, ergibt sich der Volumenteil des Austenits (im Folgenden

als Austenitgehalt bezeichnet) nach Gleichung 3.8:



VV 1 3.8

Für eine detaillierte Analyse der spannungsunterstützten- bzw. dehnungsinduzierten γ → αM-

Umwandlung werden darüber hinaus die phasenspezifischen Spannungen bei unterschiedli-

cher Belastung unter Nutzung der sin2ψ-Methode nach [182] ermittelt. Grundlage für diese

Berechnung ist die aus der mechanischen Spannung resultierende Veränderung des

Netzebenenabstandes dhkl. Werden die Netzebenenabstände dhkl bei unterschiedlichen Nei-

gungswinkeln ψ ermittelt und gegen das Quadrat des Sinus des Neigungswinkels ψ aufgetra-

gen, kann aus der Steigung der entsprechenden Regressionsgeraden die vorliegende Spannung

je Phase ermittelt werden [179]. Die Berechnung der phasenspezifischen Spannungen erfolgte

dabei unter Nutzung eines von der Materialforschungsbeamline EDDI bereitgestellten Soft-

waretools. Die sowohl für die Ofenexperimente als auch die Zugversuche genutzten Mess-

und Auswerteparameter für die in-situ Bestimmung der Phasenumwandlung sind in Tabelle

3.4 zusammenfassend wiedergegeben.

Tabelle 3.4 Mess- und Auswerteparameter für die Bestimmung der Phasenanteile

Primärstrahl 0,5



0,5 mm²

Sekundärstrahl 0,1



5 mm² (äquatorial



axial)

Beugungswinkel 2Θ = 12° (Ofenversuch, thermisch

behandelte Zugproben)

2Θ = 10,3° (Zugversuche, Schweißprobe)

Messmodus Reflektion: (Ofenproben, thermisch behandelte

Zugproben)

Transmission: (Zugproben, Punktschweißverbindung)

Beugungslinien (Zugver-

such, Schweißprobe)

Beugungslinien (Ofenver-

such, thermisch

behandelte Zugproben)

Ferrite: .110, 200, 211, 220, 310, 321

Austenite: 111, 200, 220, 311, 222

Ferrite: .110, 200, 211

Austenite: 111, 200, 220, 311

Zählzeit 8 s / Spektrum (Ofenversuche - kontinuierlich)

30 s / Spektrum (Ofenversuche - stufenartig)

60 s / Spektrum (Zugproben, Schweißprobe)

Kalibrierung Wolframpulver

Die Bewertung der Austenitstabilität des untersuchten TRIP Stahls erfolgt durch die Analyse

der Kinetik der γ → αM-Phasenumwandlung, durch den in Gleichung 2.1 beschrieben Zu-

sammenhang (Kap. 2.2.2.1, [75]). Durch die Gegenüberstellung von



VV  für den hier

untersuchten TRIP Stahl mit den berechneten Werten aus Literaturangaben erfolgt schließlich

eine fundierte Bewertung der Austenitstabilität.

3.1.4.1 In-situ-Phasenanalyse im Ofenversuch

Um die thermisch bedingte Phasenumwandlung quantitativ erfassen zu können, werden in-

situ Untersuchungen mittels Synchrotronstrahlung durchgeführt. Dabei kommen zwei unter-

schiedliche Temperaturzyklen zum Einsatz. So erfolgen zum einen Aufheizversuche, bei

denen mit einer Aufheizrate von 500 °C/min in der in Tabelle 3.5 und Bild 3.13 dargestellten

Art die Probe stufenartig auf unterschiedliche Temperaturen erwärmt wird. Diese Ofenversu-

che werden einheitlich an Flachproben (50 mm x 20 mm x 1 mm) im Reflektionsmodus

durchgeführt.

Tabelle 3.5: Aufheiz- und Abkühlparameter für die in-situ Ofenversuche

Versuch Aufheizen Abkühlung

Stufenartig

Aufheizrate: effektive 20 °C/min

20 °C → 300 → 350 °C → 375 °C →

400 °C → 425 °C → … → 900 °C

Kontinuierlich

Abkühlrate: 250 °C/min

2 Kontinuierlich

Aufheizrate: 250 °C/min

Kontinuierlich

Abkühlrate: 170 °C/min

3 Kontinuierlich

Aufheizrate: 100 °C/min

Kontinuierlich

Abkühlrate: 170 °C/min

200

400

600

800

1000

Temperatur in °C

Zeit

30 s 8 s 8 s 8 s

stufenartige Erwärmung

kontinuierliche Erwärmung

Bild 3.13: Schematische Darstellung des Aufheiz- und Abkühlprozesses für die in-situ Ofenversuche

und der Messzeit pro Spektrum

Für die Ermittlung des jeweiligen temperaturabhängigen Beugungsspektrums wurde eine

Haltezeit von 30 s für jede Temperaturstufe vorgegeben. Darüber hinaus werden Beugungs-

messungen bei kontinuierlicher Temperaturerhöhung durchgeführt. Die Beugungsspektren

werden hier fortlaufend ermittelt. Für die zuverlässige Bestimmung von repräsentativen

Beugungsspektren wurde eine Messzeit von 8 s/Spektrum vorgegeben, siehe auch Bild 3.13.

Die Abkühlung erfolgte in beiden Versuchen kontinuierlich mit einer vorgegebenen Abkühl-

rate von 500 °C/min bzw. 250 °C/min. Die Beugungsspektren werden im Abkühlprozess

ebenfalls fortlaufend bestimmt. Für die Berechnung der Austenitgehalte werden die in Tab-

le 3.4 gezeigten Beugungslinien genutzt.

Um den Einfluss lokal stark unterschiedlicher Temperaturen, wie sie in der WEZ einer Wi-

derstandspunktschweißverbindung vorherrschen, auf den Austenitgehalt analysieren zu kön-

nen, werden in-situ Messungen bei unterschiedlichen Spitzentemperaturen durchgeführt. So

erfolgt die Ermittlung des Austenitgehaltes sowohl direkt bei 500 °C, 700 °C und 940 °C als

auch nach Abkühlung auf Raumtemperatur, siehe Tabelle 3.5 - Versuch 3. Dabei wird mit

einer Aufheizrate von 100 °C/min die jeweilige Spitzentemperatur angesteuert und nach

Erreichen dieser mit einer vorgegebenen Abkühlrate von 170 °C/min abgekühlt.

Der Temperaturzyklus für die o.g. Ofenversuche wurde durch ein spezielles Heizsystem

(Antor Paar DHS 1100) erzeugt. Während der Messung sind die Proben mittels zweier Me-

tallbügel auf der Ofenplatte fixiert. Die Temperaturmessung erfolgte durch ein auf der Probe

befestigtes Thermoelement. Um eine Oxidierung der Proben während des Versuchs zu ver-

meiden, wurde die Ofenkammer, welche durch eine Graphitkuppel von der Atmosphäre

getrennt wurde, kontinuierlich mit Stickstoff gespült. Der Versuchsaufbau mit den Strahlen-

gängen sowie der Ofenkonstruktion ist in Bild 3.14 gezeigt.

Bild 3.14: Versuchsaufbau für die in-situ Ofenversuche mit Darstellung des Strahlenganges und des

Ofens mit fixierter Probe

Die thermisch behandelten Proben (Gleeble-Proben / Ofenproben) werden ebenfalls im

Reflektionsmodus hinsichtlich des Austenitgehaltes mittels Synchrotronstrahlung analysiert.

Dazu wird die in Bild 3.14 dargestellte Versuchsanordnung genutzt, wobei die Gleeble-

Proben analog zu den Ofenproben befestigt werden. Die Austenitgehalte werden dabei nach

dem jeweiligen Temperaturzyklus sowie vergleichend nach der zerstörenden Prüfung in dem

in Bild 3.15 schematisch für die Zugproben dargestellten Messbereich ermittelt. Die Berech-

nung der Austenitgehalte erfolgt auf Basis der in Tabelle 3.4 angegebenen Beugungslinien bei

einer Zählzeit von 60 s. Anzumerken ist, dass für eine qualitative Bewertung des

Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Wärmbehandlung zusätzlich zur

Synchrotronstrahlung konventionelle Röntgenstrahlung (winkeldispersiv) genutzt wird. Die

Auswertung erfolgt durch Analyse der Peakintensität der 200γ-Netzebene.

Messbereich

nach Wärme-

behandlung

nach Zug-

versuch

Bild 3.15: Schematische Lage des Messbereiches für die Bestimmung des Austenitgehaltes thermisch

behandelter Proben vor und nach dem Zugversuch; Messmodus: Reflektion

3.1.4.2 In-situ-Phasenanalyse im Zugversuch

Für die Quantifizierung des Phasenumwandlungverhaltens werden Flachzugproben mit der in

Bild 3.6 dargestellten Geometrie verwendet. Um den Bereich der Einschnürung bereits im

Bild 3.16: Schematische Lage der Messpunkte für

die Ermittlung des Austenitgehaltes, Messmodus:

Transmission

Vorfeld lokal zu definieren, werden zweifach

taillierte Zugproben genutzt. Für die in Bild

3.16 dargestellten Messbereiche (Z0 bis Z2)

werden die Austenitgehalte im Abhängigkeit

von der globalen wahren Spannung und

wahren Dehnung ermittelt. Die wahren

Spannungen werden aus den in-situ Zugver-

such berechnet, während die wahren Deh-

nungen aus dem Vergleich von in-situ und

ex-situ Zugversuch (Spannungs-

Verlängerungskurven) abgeleitet werden. Die

Untersuchungen werden überwiegend für den

Messbereich Z0 präsentiert. Die Ergebnisse

für die Messbereiche Z1 und Z2 werden

genutzt um die Homogenität der γ→αM

Phasenumwandlung innerhalb der Probe zu

bewerten.

Die Analyse der γ→αM Phasenumwandlung im Zugversuch erfolgt im Transmissionsmodus.

Dabei wird der gesamte Probenquerschnitt durchstrahlt, so dass das Beugungsspektrum

integrale Informationen aus dem gesamten Probenvolumen enthält. In Bild 3.17 ist schema-

tisch der Strahlengang, die Messrichtung und das Messvolumen dargestellt. Zu beachten ist,

dass die Messrichtung der Phasenspannungen versuchsbedingt um 5° von der Zugrichtung

abweicht.

0,5 mm

0,1 mm

1 mm

Primärstrahl

Sekundärstahl

2 =10,3°Q

5°

Messrichtung

Zugrichtung

Zugprobe

Messvolumen

Bild 3.17: Schematische Darstellung des Strahlenganges und des Messvolumens im Transmissions-

modus; die Messrichtung der Phasenspannungen liegt 5° verschoben zur Zugrichtung

Die Zugversuche werden stufenartig, d.h. mit Haltezeiten bei Erreichen einer spezifischer

Kraft bzw. Probenverlängerungen, durchgeführt. Nach der Messung des unbelasteten Proben-

körpers erfolgt zunächst eine Messung im elastischen Bereich nahe der Streckgrenze (kraftge-

regelt). Oberhalb der Steckgrenze wird die Probe stufenartig auf verschiedene Verlängerun-

gen gefahren (Δl = 0,5 mm, weggeregelt). Bei der jeweiligen Verlängerung wird ein Beu-

gungsspektrum (Zählzeit 60 s) ermittelt. Basierend auf der sin2ψ-Methode können durch

Drehung der Probe um den Neigungswinkel ψ für jeden Lastschritt die vorliegenden Phasen-

spannungen ermittelt werden. Um eine statistisch abgesicherte Untersuchung der Phasenspan-

nung sowie der Phasenumwandlung zu erreichen, werden 11 unterschiedliche Neigungswin-

kel zwischen 0° und 90° herangezogen. Bild 3.18 zeigt den Versuchsaufbau für die in-situ-

Phasenanalyse mit dem Primär- und Sekundärstrahlengang sowie schematisch die Drehrich-

tung der Probe bzw. den Neigungswinkel ψ. Anzumerken ist, dass die Austenigehalte je

Laststufe im Zugversuch ebenfalls für diese 11 Neigungswinkel bestimmt werden.

Bild 3.18: Versuchsaufbau für die in-situ Zugversuche (Messmodus: Transmission) und die Punkt-

schweißverbindung

Für die Analyse des Austenitgehaltes einer Widerstandspunktschweißverbindung aus dem

untersuchten TRIP Stahl HCT690T werden ex-situ Messungen mittels Synchrotronstrahlung

im Transmissionsmodus durchgeführt. Die Messungen erfolgen in der Schweißpunktmitte

sowie im Abstand von 2 mm, 3 mm und 5 mm zur Schweißpunktmitte. Bild 3.19 zeigt sche-

matisch die Lage der Messbereiche relativ zur Schweißlinse und zur WEZ. Die Untersuchun-

gen werden unter einem Neigungswinkel von ψ = 0° durchgeführt.

Bild 3.19: Schematische Lage des Strahlenganges und des Messvolumens für die Bestimmung des

Austenitgehaltes einer Punktschweißverbindung mittels Synchrotronstrahlung; Messmodus: Transmis-

sion

3.3 Numerische Versuchsdurchführung

Aufbauend auf den durch die o.g. Prozeduren (Ofenproben, Eindringprüfung) experimentell

ermittelten mechanischen Kennwerten der WEZ und der Schweißlinse wird eine numerische

Simulation eines Scherzugversuches mit Hilfe der FE-Software Ansys durchgeführt. Hierzu

wird ein FE-Modell entsprechend Bild 3.20 genutzt. Für Bereiche die das mechanische Ver-

halten der Scherzugprobe bestimmen und somit eine erhöhte Genauigkeit erfordern (Schweiß-

linse, WEZ, Überlappbereich), werden rechteckige Elemente mit einer Elementkantenlänge

von 0,10 mm in der x-Ebene, 0,14 mm in der y-Ebene sowie 0,10 mm in z-Richtung verwen-

det. Mit zunehmendem Abstand zur WEZ-2 wird das Netz schrittweise auf eine Elementkan-

tenlänge von 2,5 mm in der x-Ebene, 2 mm in der y-Ebene und 2,8 mm in z-Ebene gebracht.

Das genutzte Halbmodell besteht aus 87.522 Knoten und 63.168 Elementen. Um Konver-

genzprobleme zu vermeiden, wurde die Schweißlinse nicht vollständig vernetzt. Dies wird

aufgrund der dort wirkenden vernachlässigbar kleinen Dehnungen keinen signifikanten Ein-

fluss auf das Ergebnis der FE-Simulation haben.

Bild 3.20: FE-Modell einer Scherzugprobe mit Vernetzung und Darstellung der Probenbereiche die

eine Variation der Materialkenndaten zulassen, Halb-Modell mit 87522 Knoten und 63168 Elementen,

für die nachfolgenden Untersuchungen wurden die Materialkenndaten der WEZ-2 Zone variiert

Das Modell wird im Bereich der Fügestelle in drei separate Materialzonen gegliedert

(Schweißlinse, WEZ-1 und WEZ-2). Härtemessungen an realen widerstandspunktgeschweiß-

ten TRIP Stahl zeigen, dass der Bereich der WEZ der sich nahe der Schweißlinse befindet

vergleichbare Härtewerte wie die Schweißlinse aufweist. Daher werden für die Schweißlinse

und die WEZ-1 vereinfacht identische Materialkenndaten implementiert. Hierfür wird die aus

den o.g. Prozeduren bestimmte wahre Spannungs-Dehnungskurve der Schweißlinse verwen-

det. Um den Nutzen der aufwendig bestimmten wahren Spannungs-Dehnungskurve der realen

WEZ als Eingangsdaten für die FE-Simulation zu ermitteln, wurden drei Modelle mit variab-

len Kenndaten der WEZ-2 verglichen.

 Modell 1: Implementierung der wahren Spannungs-Dehnungskurve des

Grundwerkstoffes

 Modell 2: Implementierung der wahren Spannungs-Dehnungskurve der realen WEZ

 Modell 3: Implementierung der wahren Spannungs-Dehnungskurve der Schweißlinse

Eine Zusammenfassung der für die numerische Simulation der Scherzugprobe genutzten

Parameter zeigt Tabelle 3.6:

Tabelle 3.6: Darstellung der wichtigsten Parameter für die FE-Simulation

Parameter Erläuterungen

Elementtyp SOLID185 (tri-lineares Hexaederelement)

Verfestigungsverhalten isotrope Verfestigung

Verlängerung der Probe 1,8 mm

Materialkenndaten

(elastisch-plastisches Werk-

stoffverhalten)

wahre Spannungs-Dehnungskurven des:

- Grundwerkstoff: aus quasi-statischen Zugversuch

- WEZ/ Schweißlinse: thermisch behandelte Zugproben,

instrumentierte Eindringprüfung an einer realen

Schweißprobe

Vereinfachungen/Annahmen - Keine vollständig vernetzte Schweißlinse

- Kerbgeometrien in Anlehnung an Querschliff

- Maschinensteifigkeit deutlich höher als Probensteifigkeit.

- Symmetrie entlang der Probenlängsachse (Halbmodell)

- Diskontinuierlicher Verlauf der Materialkenndaten der -

Schweißlinse und WEZ

Die verwendeten Lagerungsbedingungen der Scherzugprobe sind in Bild 3.21 dargestellt.

Bild 3.21: Lagerungsbedingungen der simulierten Scherzugprobe

4 Ergebnisse

4.1 Charakterisierung des Grundwerkstoffes HCT690T

Das zentrale Ziel dieser Arbeit ist die Analyse des Einflusses eines Widerstandspunkt-

schweißprozesses auf die mechanischen Kennwerte sowie den Austenitgehalt und die

Austenitstabilität im Bereich der Fügestelle am Beispiel des TRIP Stahls HCT690T. Um eine

quantitative Beurteilung zu gewährleisten, erfolgt im nachstehenden Kapitel zunächst die

Charakterisierung des Grundwerkstoffes hinsichtlich der o.g. Parameter.

4.1.1 Gefügestruktur

Die Gefügestruktur des untersuchten TRIP Stahls HCT690T ist in Bild 4.1 dargestellt. Die

ferritischen Körner sind entsprechend [174] blau gefärbt, die bainitischen Körner sind auf-

grund der Potentialdifferenz zum Ferrit (ca. 1,6 mV) braun gefärbt, während der Austenit

weiß erscheint. Zu beachten ist, dass mögliche martensitische Körner durch die geringe

Potentialdifferenz zwischen Martensit und Austenit nicht separat bestimmt werden konnten.

Jedoch ist der Anteil nach [22], [23] vergleichsweise klein und wird daher im Folgenden

vernachlässigt. Aus den Gesamtflächenanteilen der einzelnen Gefügephasen wird die

Gefügezusammensetzung zu ca. 50 % Ferrit, 35 % Bainit und 15 % Austenit bestimmt. Somit

liegt eine für TRIP Stähle typische Mikrostruktur vor [22], [23]. Da die Phasenanteile auf

Grundlage von verschiedenen Querschliffen bestimmt wurden, ist eine gute Übereinstimmung

der ermittelten Flächenanteile zu den real vorliegen Volumenanteilen zu erwarten.

Bild 4.1: Gefügeausbildung des TRIP Stahls HCT690T (Ferrit - blau, Bainit - braun, Austenit

weiß), Ätzung nach Klemm

Der Austenit ist inselförmig (Blocktyp) an den Korngrenzen sowohl des Ferrits als auch des

Bainits angelagert. Die messbare Größe der Austenitkörner liegt dabei zwischen etwa 1 µm

und 3 µm. Da der u. a. in [19] und [21] diskutierte lamellenartige Austenit zwischen den

Bainitlatten lichtmikroskopisch nicht erfasst werden konnte, wurden transmissionselektro-

nenmikroskopische Untersuchungen durchgeführt. In Bild 4.2 ist die Hellfeldabbildung eines

α-Korns (krz - Mikrostruktur) dargestellt. Wesentlich ist dabei, dass der lamellenartige Auste-

nit (dunkel) durch den hell-dunkel Kontrast zu erkennen ist. Diese Austenitbereiche haben

eine Breite von ca. 100 nm und eine Länge von deutlich über 500 nm.

Bild 4.2: Hellfeldabbildung eines α-Korns aus dem unverformten Bereich einer Zugprobe mit

Darstellung des Austenits (siehe Bild 3.4)

Bild 4.3 zeigt die Hellfeldaufnahmen eines α-Korns aus dem stark verformten Bereich (φ >

0,4) einer geprüften Zugprobe. Deutlich sind lamellare Austenitkörner zu erkennen. Darüber

hinaus konnten Austenitkörner mit einer Korngröße < 1 µm ermittelt werden, Bild 4.3b.

Bild 4.3: Hellfeldabbildung aus dem verformten Bereich einer Zugprobe, a) zeigt austenitische und

martensitische Bereiche, b) zeigt Austenitkörner im Bereich einer Korngrenze

Da die Orientierung des Austenits, wie von Oliver [107] nachgewiesen, für die γ → αM Pha-

senumwandlung von Bedeutung sein kann, ist in Bild 4.4 die mittels EBSD bestimmte Orien-

tierungsdarstellung (inverse Polfiguren) für die γ-Phase in den {001}-, {101}- und {111}-

Gitterebenen aufgezeigt. Bei der Analyse der Polfiguren wird deutlich, dass die Poldichtever-

teilung für die dargestellten Gitterebenen relativ homogen ist und folglich keine deutliche

Vorzugsorientierung (Textur) der Austenitkörner vorliegt.

Bild 4.4: Orientierungsdarstellung für die γ-Phase in den {001}-, {101}- und {111}-Gitterebenen

4.1.2 Mechanisch-technologische Kennwerte

Da die optische Verformungsanalyse im Gegensatz zu Extensometermessungen sehr lokale

Messungen ermöglicht, können insbesondere für den Bereich oberhalb der Zugfestig-

keit / Gleichmaßdehnung (d.h. im Einschnürbereich) die tatsächlich auftretenden Dehnungen

präzise erfasst werden. Bild 4.5 zeigt exemplarisch das Dehnungsfeld einer Zugprobe bei

unterschiedlichen Beanspruchungszuständen. Zu beachten ist, dass die Dehnungen in den

folgenden Betrachtungen immer in Zugrichtung (x-Richtung) und für den Bereich der Ein-

schnürung (maximale Dehnung) bestimmt werden. Die Gegenüberstellung der aus einer

Dehnungsfeldmessung und einer konventionellen Messung mittels Extensometer nach be-

stimmten wahren Dehnungen verdeutlicht, dass oberhalb der Zugfestig-

keit / Gleichmaßdehnung mit der Dehnungsfeldanalyse wesentlich größere Dehnungen ermit-

telt werden, Bild 4.6. Die wahre Dehnung in Zugrichtung wird im Folgenden als φ bezeichnet

0123456789

0,0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

optische Dehnungsfeldmessung

Extensometer

Verlängerung der Probe in mm

Wahre Dehnung

Zugfestigkeit

Bild 4.5: Dehnungsfelder einer ex-situ Zugprobe

für verschiedene Belastungszustände

Bild 4.6: Vergleich der Ergebnisse der optischen

Dehnungsfeldmessung und der Messung mittels

Extensometer

Die technische und die wahre Spannungs-Dehnungskurve des Versuchswerkstoffes HCT690T

ist in Bild 4.7 gezeigt. Die Dehngrenze liegt bei 410 MPa, die Zugfestigkeit erreicht einen

Wert von 710 MPa. Die Verformungsfähigkeit wird durch eine Gleichmaßdehnung von 0,32

und einer technischen Bruchdehnung von 0,35 charakterisiert. Eine ausgeprägte Streckgrenze

ist nicht zu erkennen. Die wahre Spannung σw liegt erwartungsgemäß deutlich oberhalb der

technischen Spannung und erreicht im Maximum 1180 MPa, die wahre Bruchdehnung liegt

bei 61 %.

Bild 4.7: Wahre und technische Spannungs-Dehnungskurve des untersuchten TRIP Stahls

Der für die Umformbarkeit bedeutende Kaltverfestigungsexponent n ist in Bild 4.8 gezeigt.

Der n-Wert steigt bis zu einer Dehnung von ca. 0,1 nahezu linear an und verbleibt dann bei

zunehmender Dehnung auf einem konstanten Niveau von ca. 0,3. Bemerkenswert ist, dass

kein Abfall des Kaltverfestigungsexponenten n bei höheren Dehnungskennwerten auftritt.

Bild 4.8: Kaltverfestigungswert (n-Wert) in Abhängigkeit von der wahren Dehnung

4.1.3 In-Situ Analyse der Phasenumwandlung unter quasi-statischer

Belastung

Die γ → αM Phasenumwandlung wird im quasi-statischen Zugversuch quantifiziert. Um

aussagekräftige Ergebnisse zu erzielen, soll die Auswertung auf Basis der wahren Spannun-

gen und der wahren Dehnungen (optische Dehnungsfeldmessungen) erfolgen. Zu beachten ist

jedoch, dass die Methode der Dehnungsfeldmessung während des Zugversuchs bei der Mes-

sung mittels Synchrotronstrahlung (in-situ Messung) nicht realisierbar war. Daher soll die

Möglichkeit einer Übertragung der ex-situ im Zugversuch ermittelten wahren Spannungs-

Dehnungskennwerte (Dehnungsfeldmessung, Bild 4.7) auf die in-situ Zugversuche analysiert

werden. Bild 4.9 zeigt den aus dem jeweiligen Zugversuch ermittelten Zusammenhang zwi-

schen der technischen Spannung und der Verlängerung der Probe. Auffällig ist, dass im

unterbrochenen Zugversuch (in-situ) eine Spannungsrelaxation während der Haltezeit auftritt.

Bild 4.9: Darstellung der Spannungs-Verlängerungskurve für die a) ex-situ und b) in-situ Zugver-

suche

Eine qualitative Bewertung der Phasenumwandlung im Zugversuch kann durch die Analyse

des Beugungsspektrums erfolgen. Bild 4.10a zeigt exemplarisch das Beugungsspektrum des

TRIP Stahls HCT690T im unbelasteten Zustand und bei Erreichen der Gleichmaßdehnung

(Angabe erfolgt hier als wahre Dehnung). Die unbelastete Probe weist zwei unterschiedliche

Kristallgitterstrukturen auf, die kubisch-raumzentrierte (α-Phase) und die kubisch-

flächenzentrierte (γ-Phase), wobei die austenitischen 111γ-, 200γ-, 200γ- und 311γ-

Beugungspeaks deutlich zu erkennen sind. Bei der belasteten Probe ist eine Abnahme des

Austenitgehaltes durch die signifikante Verringerung der Intensität der γ – Beugungspeaks

feststellbar. Weiterhin ist unter Belastung eine Erhöhung der 110α- und 220α-

Beugungsintensitäten zu beobachten.

Energie in keV

220g

311g

222g

310a

321a

unbelastet

wahre Dehnung bei 0,344

wahre Spannung bei 985 MPa

30 40 50 60 70 80 90 100

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2000

Energie in keV

Intensität in cts

30 40 50 60 70 80 90

100

120

140

111g110a

200g

200a

211a

220a

Intensität in cts

Bild 4.10: Beugungsspektrum für den untersuchten TRIP Stahl bei unterschiedlichen Belastungen

Eine quantitative Analyse der γ → αM Phasenumwandlung (siehe Kap. 3) in Abhängigkeit von

der wahren Spannung und der wahren Dehnung ist in Bild 4.11 gezeigt. Dabei kennzeichnen

die Punkte P1 und P2 die Streckgrenze bzw. die Zugfestigkeit, d.h. globale Spannungs-

/Dehnungswerte. Im Ausgangszustand liegt ein Austenitgehalt von 16,5 % vor. Bei einer

Belastung unterhalb der globalen Streckgrenze (P1) ist keine Reduzierung des

Austenitgehaltes festzustellen, siehe Bild 4.11b. Oberhalb der globalen Streckgrenze, d.h. bei

einsetzender plastischer Verformung, erfolgt unmittelbar die dehnungsinduzierte

martensitische Phasenumwandlung. Bis zur einer Dehnung von etwa 0,225 (P2) ist ein nahezu

linearer Abfall des Austenitgehaltes auf 10,5 % festzustellen. Eine weitere Erhöhung der

Dehnung, auch oberhalb der Gleichmaßdehnung (P3), führt zu keiner weiteren messbaren γ

→ αM Phasenumwandlung.

Austenitgehalt in %

Wahre Dehnung

Austenit

P1 P3

00,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,30 0,35 0,40

200

400

600

800

1000

0,000 0,010 0,020

200

400

600

800

1000

a) b)

Wahre Spannung in MPa

Austenitgehalt in %

Wahre Dehnung

Bild 4.11: a) Entwicklung des Austenitgehaltes im in-situ Zugversuch und aus den ex-situ Zugversu-

chen übertragene wahre Spannungs-Dehnungskurve, b) Detailausschnitt bei geringen Dehnungen; die

Austenitgehalte werden über 11 Neigungswinkel gemittelt

Die Gegenüberstellung der globalen wahren Spannungen und der phasenspezifischen wahren

Spannungen in Abhängigkeit von der wahren globalen Dehnung zeigt Bild 4.12. Im unbelas-

teten Ausgangszustand liegt in der α-Phase (Ferrit/Bainit/Martensit) eine geringe Zugeigen-

spannung (20 MPa) vor, während in der γ-Phase Druckeigenspannungen (80 MPa) vorliegen.

Bei Beanspruchung unterhalb der globalen Streckgrenze (P1) liegt die phasenspezifische

Spannung der α-Phase um den Betrag der Differenz der Eigenspannungen oberhalb der γ-

Phase. Die phasenspezifische Streckgrenze liegt für die α-Phase bei ca. 400 MPa während für

die γ-Phase eine Streckgrenze zwischen 550 MPa und 700 MPa zu erwarten ist. Oberhalb der

globalen Streckgrenze findet das so genannte „load shearing“ statt, so dass in der γ-Phase bei

gleicher globaler Dehnung eine deutlich höhere Spannung vorliegt als in der α-Phase (Fer-

rit/Bainit/Martensit). Die globale wahre Spannung liegt bis zum Erreichen der Gleichmaßdeh-

nung (P3) stets zwischen den phasenspezifischen Spannungen. Oberhalb von P3 nähert sich

die Spannung der Austenitphase der wahren globalen Spannung an, wobei zu berücksichtigen

ist, dass die Streuung stark zunimmt.

Bild 4.12: Wahre Spannungs-Dehnungskurve (ex-situ) und Phasenspannungen für die γ-Phase und

die α-Phase in Abhängigkeit von der wahren Dehnung

Um die Homogenität der in Bild 4.11 dargestellten Abhängigkeit des Austenitgehaltes von der

wahren Dehnung für die gesamte Probe zu validieren, wurden zusätzlich zu dem Bereich der

Gleichmaßdehnung (Z0) Zonen mit abweichenden Dehnungskennwerten analysiert (Z1, Z2),

siehe Bild 4.13a. Die Ergebnisse für verschiedene Probenlängenänderungen sind in Bild 4.13b

gezeigt. Die verschiedenen Zonen (Z0 - Z2) zeigen unterschiedliche Austenitgehalte. So

liegen bei identischen Probenverlängerungen in den Zonen mit einer geringeren wahren

Dehnungen (Z1 / Z2) deutlich größere Austenitgehalte vor.

012345678

Verlängerung der Probe in mm

Austenitgehalt in %

Bild 4.13: a) Dehnungsfeld des untersuchten TRIP Stahls im Zugversuch bei Erreichen der Gleich-

maßdehnung mit schematischer Lage der Messpunkte für die Bestimmung des Austenitgehaltes, b)

Austenitgehalt für die in a) gezeigten Messpunkte in Abhängigkeit von der Verlängerung der Probe im

Zugversuch, Zugversuch erfolgte mit einer Zuggeschwindigkeit von 0,01 mm s-1 bei Raumtemperatur

4.2 Einfluss eines Temperaturzyklus auf die austenitische

Phasenumwandlung

In Hinblick auf das lokale mechanische Verhalten in der Fügezone von widerstandspunktge-

schweißten TRIP Stählen kann der Austenitgehalt und die Austenitstabilität prinzipiell von

Bedeutung sein. Aufgrund der hohen Aufheiz- und Abkühlraten (1000 °C/s - 5000 °C/s [119])

beim Widerstandspunkschweißen ist eine in-situ Erfassung der Austenitausbildung und der

Austenitumwandlung in der Aufheiz- bzw. Abkühlphase experimentell gegenwärtig nicht

möglich. Durch die Simulation des Schweißzyklus mit Hilfe einer gezielten Wärmbehandlung

können jedoch grundlegende Erkenntnisse zum Aufbau der Fügezone bezüglich des

Austenitgehaltes sowie der Austenitstabilität und darüber hinaus auch der lokalen mechani-

schen Eigenschaften erzielt werden.

4.2.1 In-situ Phasenanalyse

Die Ergebnisse der in-situ Phasenanalyse bei einer stufenartigen Erwärmung und Abkühlung

entsprechend Tabelle 3.5 sind in Bild 4.14 gezeigt. Durch die Darstellung der α- und γ-

Peakintensitäten der jeweiligen Gitterebenen in Abhängigkeit von der Temperatur können

zunächst qualitativ Erkenntnisse zur Entwicklung des Austenitgehaltes gewonnen werden.

Dabei zeigt sich, dass die Peakintensitäten der γ-Gitterbennen bis ca. 300 °C nahezu konstant

sind. Oberhalb von 300 °C verringern sich die γ-Peakintensitäten jedoch signifikant und

erreichen bei 400 °C bis 450 °C ein Minimum. Oberhalb von 650 °C erfolgt schließlich

wieder ein Anstieg der γ-Peakintensitäten, der mit einem äquivalenten Abfall der α-

Peakintensitäten verbunden ist. Bei 850 °C liegen für die γ-Peakintensitäten Maximalwerte

vor, die sich auch bei zunehmender Temperatur nicht weiter verändern.

Bei stufenartiger Abkühlung von 900 °C auf 500 °C, 300 °C und schließlich Raumtemperatur

bleibt festzuhalten, dass bereits bei 500 °C keine deutlichen γ-Peakintensitäten ermittelt

werden konnten. Eine signifikante Veränderung sowohl der α- als auch der γ-Peakintensitäten

ist auch bei weiterer Abkühlung unterhalb von 500 °C nicht zu beobachten.

Bild 4.14: Beugungsspektren in Abhängigkeit von der Temperatur für den Aufheiz- / Abkühlvorgang

Die Auswertung der 111-Gitterebene (γ-Phase) bestätigt prinzipiell die in Bild 4.14 darge-

stellte Verringerung der γ-Peakintensitäten beim Aufheizen zwischen 300 °C und 500 °C,

siehe Bild 4.15. Weiterhin kann die Ausbildung von Eisenkarbid zwischen 500 °C und 600 °C

nachgewiesen werden. Über einer Temperatur von 650 °C erfolgt die Neubildung des Auste-

nits, die durch eine Zunahme der γ-Peakintensitäten charakterisiert und mit einem Zerfall des

Eisenkarbides verbunden ist.

Bild 4.15: Ausschnitt des Beugungsspektrums für den TRIP Stahl HCT690T in Abhängigkeit von der

Probentemperatur; Darstellung der Entwicklung des 111γ-Peaks sowie der Ausbildung von Karbid

Für eine quantitative Analyse des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Temperatur wird

zusätzlich eine kontinuierliche Erwärmung (Tabelle 3.5) verwendet. Bild 4.16 zeigt die Ent-

wicklung des Austenitgehaltes sowohl beim Aufheizen als auch beim Abkühlen. Bei einer

Erwärmung bis auf ca. 300 °C kann unter Berücksichtigung der Streuungen keine wesentliche

Verringerung des Austenitgehaltes festgestellt werden. Oberhalb von 400 °C erfolgt zunächst

eine allmähliche, zwischen 450 °C und 500 °C schließlich eine drastische Verringerung des

Austenits auf ca. 20 % des Anfangsgehaltes. Zu beachten ist, dass unterhalb dieses Wertes

eine zuverlässige Bestimmung des Austenitgehaltes nicht mehr möglich war. Bei einer weite-

ren Temperaturerhöhung erfolgt dann oberhalb von 600 °C eine Neubildung von Austenit

(Ac1-Temperatur) die bis 890 °C zu einem Austenitgehalt von ca. 85 % führt.

Bild 4.16: In-situ Messung des Austenitgehaltes bei Erwärmung mit durchschnittlich 100 °C/min und

Abkühlung mit durchschnittlich 170 °C/min

Die in Bild 4.16 dargestellte quantitative Entwicklung des Austenitgehaltes bei Abkühlung

der Probe kann in drei Bereiche eingeteilt werde. So erfolgt zwischen 750 °C (Beginn der

Phasenumwandlung) und 675 °C zunächst eine drastische Verringerung des Austenitgehaltes

von 85 % auf ca. 25 %. Die Abkühlung auf 525 °C führt zu einer weiteren jedoch weniger

signifikanten Abnahme des Austenitgehaltes auf etwa 10 %. Die weitere Abkühlung bis auf

40 °C führt dann lediglich zu geringen Änderungungen des Austenitgehaltes (8 %).

4.2.1.1 Einfluss der Aufheiz- und Abkühlrate

Die Gefügezusammensetzung nach einer Wärmebehandlung bzw. einem Schweißprozess

wird wesentlich durch die zwei Prozesse Erwärmung und Abkühlen sowie deren spezifische

Parameter Aufheizrate und Abkühlrate bestimmt. Die Herausforderung bei der Übertragung

der o.g. Ergebnisse auf den realen Schweißprozess liegt u.a. in den unterschiedlichen Auf-

heiz- und Abkühlraten. Um grundsätzliche Erkenntnisse zum Einfluss der Aufheiz- und

Abkühlrate auf den Austenitgehalt während und insbesondere nach dem Schweißprozess zu

erhalten, wurde zwei unterschiedliche Aufheiz- und Abkühlraten untersucht. Die experimen-

tell ermittelten Aufheiz- und Abkühlkurven sind in Bild 4.17 gezeigt.

0 300 600 900 1200 1500 1800

200

400

600

800

1000

0 50 100 150 200

200

400

600

800

1000

Temperatur in °C

Zeit in s

Stufenförmige Erwärmung

(25 °C/min)

Kontinuierliche Erwärmung

(100 °C/min)

Tempeartur in °C

Zeit in s

170 °C/min

250 °C/min

a) b)

Bild 4.17: a) Temperatur-Zeitverlauf bei stufenartiger und kontinuierlicher Erwärmung b) Tempera-

tur-Zeitverlauf

Die Abhängigkeit des Austenitzerfalls und der Austenitneubildung von der Aufheizrate ist in

Bild 4.18 dargestellt. Dabei zeigt Bild 4.18a die Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer

Aufheizrate von 100 °C/min und Bild 4.18b für die stufenartige Erwärmung mit einer mittle-

ren Aufheizrate von 20 °C/min. Grundsätzlich kann eine vergleichbare Abhängigkeit des

Austenitgehaltes von der aktuellen Temperatur nachgewiesen werden. So ist, unabhängig von

der Aufheizrate, eine Abnahme des Austenitgehaltes ab ca. 300 °C und eine Neubildung des

Austenits ab etwa 600 °C zu beobachten. Bei einer Spitzententemperatur von 900 °C wird ein

Austenitgehalt von ca. 85 % erreicht.

Bild 4.18: Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer a) kontinuierlichen Erwärmung (Aufheizrate

ca. 100 °C/min) und einer b) stufenartigen Erwärmung (Aufheizrate ca. 20 °C/min)

Bild 4.19 zeigt den Einfluss verschiedener Abkühlgeschwindigkeiten auf den Austenitgehalt.

Zu beachten ist, dass die in Tabelle 3.5 aufgezeigten Abkühlraten (250 °C/min und

500 °C/min) Programmvorgaben sind, die im realen Prozess nicht vorlagen. Vielmehr wurden

effektive Abkühlraten von 170 °C/min bzw. 250 °C/min erreicht.

Die Umwandlung des Austenits in die α-Phase setzt, nahezu unabhängig von der Abkühlge-

schwindigkeit, bei etwa 750 °C ein. Dabei erfolgt bis ca. 650 °C (170 °C/min) bzw. 600 °C

(250 °C/min) eine drastische Reduzierung und bis etwa 500 °C eine allmähliche Abnahme des

Austenitgehaltes. Bei einer weiteren Verringerung der Temperatur erfolgt keine signifikante

Veränderung des Austenitgehaltes.

800 700 600 500 400 300

100

800 700 600 500 400 300

100

170 °C/min

Austenitgehalt in %

Temperatur in °C

a) b)

250 °C/min

Austenitgehalt in %

Temperatur in °C

Bild 4.19: Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer a) Abkühlrate von ca. 170 °C/min und b)

einer Abkühlrate von ca. 250 °C/min)

4.1.1.2 Austenitgehalt bei unterschiedlichen Spitzentemperaturen

Die Wärmeeinflusszone realer Widerstandspunktschweißverbindungen ist im Belastungsfall

hinsichtlich eines Versagens die kritische Zone [142], [146]. Daher können Kenntnisse über

die Entwicklung des Restaustenitgehaltes in Abhängigkeit von der vorliegenden Maximal-

temperatur das Verständnis hinsichtlich der lokalen mechanischen Kennwerte und dem resul-

tierenden Versagensverhalten fördern. In diesen Versuchen erfolgt durch Erwärmung auf

unterschiedliche Spitzentemperaturen unterhalb der Schmelztemperatur die Simulation von

Spitzentemperaturen wie sie in der WEZ auftreten. Dabei wurden Spitzentemperaturen in

Anlehnung an Bild 2.9 verwendet. Da die Simulation realer Temperaturzyklen wie sie in der

WEZ auftreten im Ofenversuch nicht möglich war (geringere Aufheiz-/ Abkühlrate), können

die Ergebnisse nur Hinweise auf die Entwicklung des Austenits im Schweißprozess liefern.

Bild 4.20 zeigt den Austenitgehalt in Abhängigkeit von der Temperatur. Die Erwärmung auf

unterschiedlich hohe Spitzentemperaturen Tmax führt zu verschiedenen Austenitgehalten vor

dem jeweiligen Abkühlprozess. So liegen bei Erwärmung auf 940 °C etwa 93 % Austenit vor,

bei 700 °C werden etwa 15 % erreicht, während die Erwärmung auf 500 °C zu einem Abfall

des Austenitgehaltes auf 4 % führt. Hinsichtlich des Abkühlprozesses zeigt sich, dass die

Abkühlung, unabhängig von der Spitzentemperatur, zu einer signifikanten Abnahme des

Austenitgehaltes führt. So werden nach der Abkühlung Austenitgehalte zwischen 3 %

(Tmax = 500 °C / 700 °C) und 6,5 % (Tmax = 940 °C) erreicht.

0 5 10 15 20 25 80 100

200

400

600

800

1000

0 5 10 15 20 25 80 100

200

400

600

800

1000

Temperature in °C

Austenitgehalt in %

Temperature in °C

Austenitgehalt in %

0 5 10 15 20 25 80 100

200

400

600

800

1000

Temperature in °C

Austenitgehalt in %

Spitzentemperatur 500 °C Spitzentemperatur 700 °C Spitzentemperatur 900 °C

Aufheizen

Abkühlen

a) b) c)

Bild 4.20: Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer Spitzentemperaturen von a) 500 °C, b) 700 °C

und c) 940 °C bei einer Aufheizrate von ca. 100 °C/s

4.2.2 Ex-Situ Phasenanalyse

Es wurde bereits daraufhin gewiesen, dass die in den Ofenexperimenten in-situ erzielten

Ergebnisse bezüglich der Gefügeausbildung nur bedingt auf einen realen Schweißprozess

übertragen werden können. Dies resultiert im Wesentlichen aus den signifikant geringeren

Aufheiz- und Abkühlraten. Daher wurden ex-situ Untersuchungen an thermisch behandelten

Zugproben durchgeführt, bei denen höhere Aufheiz- und Abkühlraten erzielt werden konnten.

Da die WEZ unter Belastung im industriell angestrebten Ausknöpfbruch die kritische Zone

bezüglich eines Versagens ist, sind die Simulation des WEZ-Gefüges und insbesondere die

Bestimmung der mechanischen Kennwerte für die numerische Simulation von Punktschweiß-

verbindungen von zentraler Bedeutung. Daher werden in den Ofenversuchen unterschiedlich

hohe Spitzentemperaturen verwendet, die sich an den vorliegenden Temperaturen in der WEZ

orientieren (siehe Bild 2.9) und dadurch eine Simulation des gesamten WEZ-Gefüges ermög-

lichen.

Die Auswertung des Austenitgehaltes vor und nach der Wärmebehandlung sowie nach der

Zugprüfung lässt zusätzlich detailliertere Rückschlüsse auf die Austenitausbildung nach

einem realen Punktschweißprozess zu und ermöglicht darüber hinaus die Untersuchung einer

Korrelation zwischen dem Austenitgehalt (TRIP-Effekt), der jeweiligen Spitzentemperatur

und den mechanischen Kennwerten.

4.2.2.1 Gleeble-Versuche

Im Folgenden wird zunächst der Einfluss hoher Aufheizraten durch Einsatz von Gleeble-

Versuchen bewertet. Dabei wurden zwei Extremtemperaturen, wie sie in den äußeren Berei-

chen der WEZ am Übergang zur Schweißlinse (1100 °C) bzw. am Übergang zum Grund-

werkstoff (500 °C) auftreten können verwendet, siehe auch Bild 2.9. Die resultieren Tempera-

turverläufe des simulierten Schweißzyklus sind in Bild 4.21 dargestellt. Festzustellen ist, dass

die erzielte Aufheizrate von ca. 1200 °C/s eine vergleichsweise gute Näherung zum realen

Schweißprozess darstellt [119].

Bild 4.21: Temperatur-Zeitverlauf im Gleeble-Versuch für die Proben mit einer Spitzentemperatur

von 500 °C und 1100 °C

Für eine Analyse der Phasenumwandlung werden zunächst die Aufheizkurve und die Abkühl-

kurve der Probe mit einer Spitzentemperatur von 1100 °C betrachtet. Bild 4.22a zeigt zu-

nächst die Aufheizkurve zwischen 600 °C und 750 °C.

Bild 4.22: Ermittlung der Ac1 Temperatur mittels Einsensor-Differenz-Thermoanalyse, a) Ausschnitt

der gemessene Temperaturkurve mit linearer Interpolation, b) Temperaturdifferenz aus gemessener

Temperatur und der linearen Interpolation

Die Abweichung der Aufheizkurve wird in Anlehnung an die Einsensor-Differenz-

Thermoanalyse zur Charakterisierung eine Phasenumwandlung genutzt, siehe (Kap. 3). Dem-

zufolge erfolgt bei ca. 665 °C der Beginn der α→γ Phasenumwandlung (Ac1-Tempertur), Bild

4.22b. Die Ac3-Temperatur konnte durch die Einsensor-Differenz-Thermoanalyse nicht ein-

deutig bestimmt werden.

Bild 4.23 zeigt die entsprechende Abkühlkurve bei einer Spitzentemperatur von 1100°C und

einer t8/5-Zeit von 3,3 s. Dabei kann deutlich ein Haltepunkt (Ms-Starttemperatur) bei einer

Temperatur von 400 °C festgestellt werden. Bei einer Spitzentemperatur von 500 °C konnte

hingegen kein Haltepunkt gefunden werden.

Bild 4.23: Temperatur-Zeitverlauf im Abkühlprozess nach Erwärmung auf 1100 °C mit Darstellung

des Haltepunktes (Ms-Start)

Da die Einsensor-Differenz-Thermoanalyse keine präzise Bestimmung der Ac3 Temperatur

ermöglichte, erfolgte eine Analyse des Dilatationsverhaltens im Aufheiz- sowie Abkühlpro-

zess, siehe Bild 4.24a. Während des Aufheizens kennzeichnet die Abweichung von der linea-

ren Regressionsgerade den Beginn der α→γ-Phasenumwandlung (Ac1-Temperatur) [117],

[131] [132]. Da der Beginn der diffusionsgesteuerten Austenitbildung jedoch nicht exakt zu

erfassen ist, kann für die Ac1-Temperatur nur ein Intervall zwischen 640 °C und 660 °C ange-

geben werden, Bild 4.24b. Hingegen kann die Ac3-Temperatur, welche durch einen deutlichen

Anstieg der Dilatations-Temperaturkurve charakterisiert ist, mit 930 °C vergleichsweise

präzise angegeben werden. Aus der in Bild 4.24b dargestellten Dilatationsmessung während

des Abkühlprozesses mit einer t8/5-Zeit von 3,3 s wird die Ms-Temperatur mit 410 °C be-

stimmt.

200 400 600 800 1000 1200

0,05

0,10

0,15

0,20

200 300 400 500 600

-0,04

-0,02

0,00

0,02

Dilatation in mm

Temperatur in °C

Aufheizen Abkühlen

Dilatation in mm

lineare Regression

Temperatur in °C

b) c)

Aufheizen

Abkühlen

Ac1 Ac3 Ms

200 400 600 800 1000 1200

-0,05

0,00

0,05

0,10

0,15

0,20

Dilatation in mm

Temperatur in °C

Bild 4.24: a) Ausschnitt aus der Dilatationsmessung, b) Darstellung der Dilatation im Aufheizvor-

gang (Detailausschnitt), c) Darstellung der Dilatation während der Abkühlung (Detailausschnitt)

Der mittels Synchrotronstrahlung quantifizierte Austenitgehalt vor und nach dem simulierten

Schweißzyklus ist in Bild 4.25 gegenübergestellt. So liegt nach der Erwärmung auf 500 °C

mit ca. 10 % ein deutlich größerer Austenitgehalt vor als bei einer Erwärmung auf 1100 °C

(6,5 %). Anzumerken bleibt, dass die in den Gleeble-Versuchen vorliegenden Abkühlbedin-

gungen nicht die für das Widerstandspunktschweißen typischen Abkühlraten von deutlich

über 1000 °C/s [119] erreichen.

Bild 4.25: Einfluss der Temperaturzyklen auf den Austenitgehalt der Gleeble-Proben

4.2.2.2 Ofenversuche

In Hinblick auf eine Simulation der Gefügestruktur der WEZ werden in dieser Arbeit zu-

nächst vier unterschiedliche Temperaturzyklen mit einer Maximaltemperatur von 500 °C,

700 °C, 900 °C und 1200 °C untersucht, Bild 4.26. Es zeigt sich, dass die hohen Aufheizraten

eines realen Schweißprozesses nicht realisiert werden konnten, jedoch die für die

Gefügeausbildung maßgebliche Abkühlrate mit ca. 1500 °C/s dem realen Punktschweißpro-

zess vergleichbar ist [119].

Zeit in s

Temperatur in °C

1200 °C

900 °C

700 °C

500 °C

25 50 75 100 125 150 175

200

400

600

800

1000

1200

Bild 4.26: Temperatur-Zeitverlauf bei der Herstellung der Ofenproben

Bild 4.27 zeigt das Abkühlverhalten bei der Maximaltemperatur von 900 °C und einer t8/5-Zeit

von 0,1 s. Die Ms-Starttemperatur tritt demnach bei ca. 400 °C (Haltepunkt) auf.

Bild 4.27: Temperatur-Zeitverlauf im Abkühlprozess nach Erwärmung auf 900 °C mit Darstellung

des Haltepunktes (Ms-Start)

Für eine qualitative Bewertung des Einflusses der verwendeten Temperaturzyklen auf den

Austenitgehalt wurden zunächst konventionelle röntgenographische Untersuchungen an den

entsprechend präparierten Zugproben durchgeführt. Bild 4.28 zeigt die Entwicklung der 200γ-

Ebene in Abhängigkeit von Θ (Theta) für die wärmebehandelten Proben. Es kann festgestellt

werden, dass eine Erwärmung auf eine Spitzentemperatur von 500 °C mit nachfolgender

Abschreckung (Bild 4.28b) zu einer mäßigen Verringerung der Intensität der 200γ-Ebene im

Vergleich zum unbehandelten Grundwerkstoff (Bild 4.28a) führt. Bei einer Spitzentemperatur

von 700 °C, 900 °C und 1200 °C und nachfolgender Abschreckung (Bild 4.28c-d) verringert

sich hingegen die Intensität der 200γ-Ebene drastisch, so dass hier ein deutlich reduzierter

Austenitgehalt im Vergleich zur unbehandelten Probe zu erwarten ist. Da der Austenitgehalt

aus den Integralintensitäten der γ-Phase und der α-Phase errechnet wird, ist zu beachten, dass

die eingegebenen Änderungen der 200γ-Ebene lediglich Hinweise auf die Änderung des

Austenitgehaltes liefern können.

124 126 128 130 132

200

400

600

800

1000

124 126 128 130 132

200

400

600

800

1000

124 126 128 130 132

200

400

600

800

1000

124 126 128 130 132

200

400

600

800

1000

124 126 128 130 132

200

400

600

800

1000

Intensität in cts

2 Theta in °

Unbehandelt

Intensität in cts

2 Theta in °

500 °C und abgeschreckt

Intensität in cts

2 Theta in °

700 °C und abgeschreckt

Intensität in cts

2 Theta in °

900 °C und abgeschreckt

Intensität in cts

2 Theta in °

1200 °C und abgeschreckt

a) b) c)

d) e)

Bild 4.28: Entwicklung des 200γ-Peaks nach Erwärmung auf unterschiedliche Spitzentemperaturen

und nachfolgender Abschreckung, Messung mittels Röntgenstrahlung (winkeldispersive Messung)

Die metallographische Gefügeanalyse bestätigt diese Ergebnisse der röntgenographischen

Untersuchungen. Bild 4.29 zeigt exemplarisch Schliffbilder von Proben, die nach der o. g.

Prozedur thermisch behandelt wurden. Es kann zunächst festgestellt werden, dass der Austenit

(weiß gekennzeichnet, Ätzung nach Klemm [174]) bei Spitzentemperaturen ab 500 °C signi-

fikant abnimmt. Eine quantitative Auswertung gelingt dabei durch die Bestimmung des

Flächenanteils des Austenits bezogen auf die Gesamtfläche. So kann bereits bei einer Spitzen-

temperatur von 500 °C ein signifikanter Abfall des Austenitgehaltes von 16,5 % (unbehan-

delt) auf 9,5 % nachgewiesen werden. Eine weitere Erhöhung der Temperatur führt zu einer

Verringerung des Austenitgehaltes auf 4,5 % (700 °C) und 3,5 % (900 °C). Bei einer Erwär-

mung auf 1200 °C und nachfolgender Abschreckung in Eiswasser treten martensitischen

Gefügebestandteile auf. Da diese bei der Ätzung nach Klemm nicht von den Austenitantilen

zu separieren sind [174] kann keine zuverlässige Bestimmung des Austenitgehalte für diese

Spitzentemperatur vorgenommen werden. Festgestellt werden kann, dass die Erwärmung auf

1200 °C zu einer Kornvergröberung (Bild 4.29e) führt. Darüber hinaus können nadelartige

martensitische Körner (weis) identifiziert werden.

Bild 4.29: Exemplarische Darstellung der Gefügeausbildung mit Visualisierung des Austenits (weiß)

für den a) unbehandelten Grundwerkstoff und nach Erwärmung auf Spitzentemperaturen von b)

500 °C, c) 700 °C, d) 900 °C und e) auf 1200 °C mit nachfolgender Abschreckung in Eiswasser

Die durch metallographische Gefügeanalyse bestimmten Austenitgehalte beziehen sich auf

einen vergleichsweise kleinen Messbereich. Um eine globalere Bewertung bezüglich der

Abhängigkeit des Austenitgehaltes von der jeweiligen Spitzentemperatur zu ermöglichen

wurden zusätzlich Messungen mittels Synchrotronstrahlung durchgeführt, siehe Bild 4.30.

Auch hier zeigt sich, dass durch die verschiedenen Temperaturzyklen eine Verringerung des

Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Spitzentemperatur erfolgt. Nach einem Erwärmen

auf 500 °C und anschließender Abschreckung liegen im Gefüge noch etwa 11 % Austenit vor.

Bei Erhöhung der Maximaltemperatur verringert sich der Austenitgehalt weiter auf 3,3 %

(700 °C), 4,5 % (900 °C) bzw. 2,6 % (1200 °C).

Bild 4.30: Berechnete Austenitgehalte nach Erwärmung auf die angegebene Spitzentemperatur und

nachfolgender Abschreckung in Eiswasser, Messung mittels Synchrotronstrahlung im

Reflektionsmodus

4.3 Mechanische Kennwerte und Austenitgehalt nach

simuliertem Widerstandspunktschweißprozess

4.3.1 Gleeble Proben

Um den Einfluss des Temperaturzyklus auf die mechanisch-technologischen Kennwerte und

hier insbesondere auf die Dehnungsfähigkeit detailliert erfassen zu können, wurden optische

Dehnungsfeldmessungen im Zugversuch durchgeführt.

In Bild 4.31 sind exemplarisch die Dehnungsfelder bei Erreichen der Gleichmaßdehnung für

die Gleeble-Proben und den unbehandelten Grundwerkstoff gegenübergestellt. Dabei zeigt

sich, dass eine Spitzentemperatur von 500 °C bei dem o. g. Aufheiz- und Abkühlverhalten zu

einer Verringerung der Dehnungsfähigkeit führt. Zu beachten ist, dass die maximale Dehnung

im Bereich des simulierten Schweißgefüges (Mitte der Probe) auftritt. Hingegen liegt bei der

Probe mit einer Spitzentemperatur von 1100 °C aufgrund der höheren Festigkeit des simulier-

ten Schweißgefüges die maximale Dehnung im thermisch gering beeinflussten Grundwerk-

stoff.

Bild 4.31: Dehnungsfelder für a) den unbehandelten Grundwerkstoff (Zugprobe) und die Gleeble-

Proben mit einer Spitzentemperatur von b) 500 °C und c)1100 °C

Die aus den optischen Dehnungsfeldmessungen für den Bereich des simulierten Schweißpro-

zesses (Mitte der Probe) ermittelten wahren Spannungs-Dehnungskurven sind in Bild 4.32

dargestellt. Anzumerken ist, dass die wahren Spannungs-Dehnungskurven bis zum Erreichen

der globalen, d.h. auf die gesamte Probe bezogenen Gleichmaßdehnung, dargestellt sind. Es

zeigt sich, dass eine Erwärmung auf 500 °C zu einer signifikanten Verringerung der ertragba-

ren Spannung und zu einer abnehmenden Verformbarkeit führt. Der Bruch erfolgt dabei im

wärmebehandelten Bereich. Bei einer Erwärmung auf 1100 °C erfolgt der Bruch außerhalb

des thermisch behandelten Bereiches (siehe auch Bild 4.31), so dass die hier ermittelte wahre

Spannungs-Dehnungskurven nicht bis zur Gleichmaßdehnung des simulierten Schweißgutes

aufgetragen werden kann. Somit wird lediglich gezeigt, dass bei einer Spitzentemperatur von

1100 °C die Streckgrenze unter den o. g. Aufheiz- und Abkühlraten auf über 750 MPa an-

steigt.

Bild 4.32: Wahre Spannungs-Dehnungskurven der Gleeble-Proben, die wahre Dehnung entspricht

der maximalen lokalen Dehnung der Probe

Die Analyse des Austenitgehaltes vor und nach dem Zugversuch (Versagen der Proben) kann

Hinweise auf eine mögliche γ→αM-Phasenumwandlung und damit auf die Stabilität des

vorliegenden Austenits geben. In Bild 4.33 sind die ermittelten Austenitgehalte für die unter-

suchten Spitzentemperaturen aufgezeigt. Es kann festgestellt werden, dass der Temperatur-

zyklus vor dem Zugversuch einen signifikanten Einfluss auf die γ-Phasenumwandlung im

Zugversuch hat. So erfolgt bei der Probe die auf eine Spitzentemperatur von 500 °C erwärmt

wird im Zugversuch eine Reduzierung des Austenitgehaltes um ca. 60 %. Hingegen kann für

die Probe die auf eine Temperatur von 1100 °C erwärmt wurde keine wesentliche Verringe-

rung des Austenitgehaltes festgestellt werden. Zu beachten ist, dass die Bestimmung des

Austenitgehaltes in der Mitte der Probe bzw. direkt an der Bruchstelle erfolgt.

Bild 4.33: Verringerung des Austenitgehaltes der thermisch behandelten Gleeble-Proben durch eine

quasi-statische, einachsige Zugbelastung

4.3.2 Ofenproben

Der Einfluss unterschiedlicher Spitzentemperaturen und den für das Punktschweißen typi-

schen hohen Abkühlraten auf die lokale Verformbarkeit zeigt Bild 4.34. Dabei ist eine mit

steigender Spitzentemperatur auftretende sukzessive Verringerung der Gleichmaßdehnung zu

beobachten.

Bild 4.34: Dehnungsfelder der thermisch behandelten Zugproben (Ofenproben) bei Erreichen der

Gleichmaßdehnung, die Dehnung ist in Zugrichtung (x-Richtung)

Die ermittelten wahren Spannungs-Dehnungskurven für die thermisch behandelten Zugpro-

ben sind in Bild 4.35 gezeigt. Wie bereist dargestellt, verringert sich die Verformbarkeit mit

zunehmender Spitzentemperatur signifikant von 0,34 (unbehandelt) auf 0,09 (1200 °C). Auch

die Festigkeit (definiert als wahre Spannung bei Erreichen der Gleichmaßdehnung) nimmt

zunächst mit steigender Temperatur signifikant ab (990 MPa/unbehandelt zu 790 MPa/

700 °C). Ab einer Spitzentemperatur von 900 °C ist jedoch ein abweichendes Verhalten

festzustellen. So erfolgt, unabhängig von der Temperatur, ein deutlicher Anstieg der Streck-

grenze auf etwa 850 MPa (900 °C) bis ca. 1000 MPa (1200 °C) und der Festigkeit auf ca.

1450 MPa.

Bild 4.35: Wahre Spannungs-Dehnungskurve für den unbehandelten Grundwerkstoff und die ther-

misch behandelten Zugproben, die wahre Dehnung entspricht der maximalen lokalen Dehnung

Um eine Übertragbarkeit der hier dargestellten Ergebnisse auf die mechanischen Kennwerte

der WEZ und der Schweißlinse einer realen Widerstandspunktschweißverbindung zu ermög-

lichen, wurden die Härtewerte der thermisch behandelten Proben ermittelt. Die Mittelwerte

und die Standardabweichung sind in Tabelle 4.1 wiedergegeben.

Tabelle 4.1: Härte des Grundwerkstoffes und der thermisch behandelten Ofenproben

Grundwerkstoff 500 °C 700 °C 900 °C 1200 °C

210 4 HV0,5 240 3 HV0,5 265



6 HV0,5 420



8 HV 0,5 465 7 HV0,5

Eine Gegenüberstellung des Austenitgehaltes vor und nach dem Zugversuch ist in Bild 4.36

wiedergegeben.

25 50 75 100 125

Austenitgehalt in %

Spitzentemperatur in °C

vor Zugversuch

nach Zugversuch

25 500 700 900 1200

Messbereich

Bild 4.36: Verringerung des Austenitgehaltes der thermisch behandelten Zugproben durch eine

quasi-statische, einachsige Zugbelastung

4.4 Austenitgehalt und lokale mechanische Kennwerte nach

realem Widerstandspunktschweißprozess

4.4.1 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen

auf den Austenitgehalt

Das mittels der Simulationssoftware Sorpas bestimmte Temperaturfeld beim Widerstands-

punktschweißen des TRIP Stahls HCT690T sowie die hieraus extrahierten Temperaturverläu-

fe für die WEZ (Temperaturbereich der in Kap. 4.3 experimentell untersucht wurde) sind in

Bild 4.37 dargestellt. Die t8/5-Zeiten liegen dabei zwischen 140 ms (Punk 1) und 180 ms

(Punkt 2). Die Aufheizgeschwindigkeit beträgt, abhängig von dem Bereich in der WEZ,

zwischen 5000 °C/s und etwa 1500 °C/s. Die Ergebnisse sind mit den Arbeiten von Kießling

et al. [165] vergleichbar.

Bild 4.37: Temperaturfeld sowie Temperaturzyklen für die markierten Knotenpunkte bei einem

Punktdurchmesser von 5 mm (Simulation mit Sorpas); Werkstoff: TRIP Stahl HCT690T+Z mit einer

Blechdicke von 1 mm; verwendete Schweißparameter: Elektrodenkraft = 3,5 kN, Schweißzeit = 260

ms, Vor-/Nachhaltezeit = 60 ms/100 ms.

Um den Einfluss der o.g. Temperaturzyklen im realen Widerstandspunktschweißprozess auf

die Korngröße des TRIP Stahls HCT690T zu bewerten, wurde eine ortsaufgelöste Analyse der

Gefügestruktur mittels EBSD durchgeführt. Die Untersuchung erfolgte für einen Bereich der

WEZ mit einer Ausdehnung von 700 µm x 70 µm, siehe Bild 4.38a und b. Bei einer Breite

der WEZ von ca. 1,2 mm konnte somit ein signifikanter Bereich herangezogen werden. In

Bild 4.38c ist die Kornorientierung und die Korngröße in diesem Bereich der WEZ darge-

stellt. Dabei zeigt sich, dass eine quasiisotrope Orientierung der Körner vorliegt. Weiterhin ist

zu beobachten, dass im Übergangsbereich zwischen Schweißlinse und WEZ ein grobkörniges

Gefüge auftritt, das mit zunehmendem Abstand zur Schweißlinse zunächst feinkörnig wird

und dann in die für den Grundwerkstoff typische Struktur übergeht.

Bild 4.38: Ortsaufgelöste Gefügeanalyse mittels EBSD, a) und b) Messbereich, c) Korngröße und

Kornorientierung

Zur Analyse des Austenitgehaltes sowohl in der Schweißlinse als auch der WEZ wird die

hochenergetische Synchrotronstrahlung angewendet. Eine qualitative Bewertung des

Austenitgehaltes kann durch die Analyse des Beugungsspektrums in Abhängigkeit von dem

Abstand zur Schweißlinsenmitte erfolgen, Bild 4.40. Zu beachten ist, dass der Linsendurch-

messer ca. 4,7 mm betrug. Sowohl in der Schweißlinsenmitte wie auch am Übergang zur

WEZ (2 mm) sind nur geringe Beugungsintensitäten für die 111γ-, 200γ-, 200γ- und 311γ-

Netzebenen festzustellen. Ab einem Abstand von 3 mm zur Schweißlinsenmitte treten hinge-

gen vergleichsweise hohe γ-Beugungsintensitäten auf, wobei die Intensitätsmaxima auch mit

größerem Abstand zur Schweißlinse nahezu konstant bleiben.

Bild 4.39: Ausschnitt des Beugungsspektrums für verschiedene Bereiche der Schweißverbindung

(zunehmender Abstand zur Schweißlinsenmitte); rechts: geprüfte Punktschweißung

Die quantitative Analyse des Austenitgehaltes ist in Bild 4.40 gezeigt. So liegen in der

Schweißlinse vergleichsweise geringe Austenitgehalte von < 4 % vor. Im Abstand von 3 mm

zur Schweißlinse, d.h. am Übergang WEZ/Grundwerkstoff, konnte mit 16,6 % ein

Austenitgehalt ermittelt werden der dem des Grundwerkstoffes (16,8 % bei einem Abstand

von 15 mm zur Schweißlinsenmitte gemessen) entspricht.

Bild 4.40: Entwicklung des Austenitgehaltes in der Punktschweißverbindung dargestellt für ver-

schiedene Bereiche der Fügestelle, bestimmt mittels Synchrotronstrahlung (Messmodus: Reflektion)

4.4.2 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen

auf die lokalen mechanischen Eigenschaften

Die lokalen mechanischen Kennwerte von Widerstandspunktschweißverbindungen werden

generell über die Härtewerte charakterisiert. Bild 4.41 zeigt den typischen Härteverlauf einer

Widerstandspunkschweißverbindung aus dem TRIP Stahl HCT690T.

Bild 4.41: Exemplarische Darstellung des Härteverlaufes im Bereich der Punktschweißverbindung,

die Vickers-Härteprüfung erfolgt nach [175], Schweißparameter siehe Tabelle 3.3, Punktdurchmes-

ser: 5 mm

Aufgrund der eingeschränkten Nachbildung der verschiedenen Spitzentemperaturen in der

WEZ einer Punktschweißverbindung wurden, zusätzlich zu den Zugversuchen an Ofenproben

die mechanischen Kennwerte direkt an der Fügestelle einer Widerstandspunktschweißverbin-

dung bestimmt. Die mittels der instrumentierten Eindringprüfung bestimmten lokalen Fließ-

grenzen und wahren Spannungs-Dehnungskurven sind in Bild 4.42 dargestellt. Dabei kann

festgestellt werden, dass die Fließgrenze in der Wärmeinflusszone zunächst in einem ver-

gleichsweise geringen Umfang ansteigt. Bei Annäherung an die Schweißlinsengrenze erfolgt

unmittelbar ein Anstieg der Fließgrenze auf das Niveau der Schweißlinse. Die Fließgrenze der

Schweißlinse liegt dabei mit ca. 800 MPa nahezu doppelt so hoch wie die des Grundwerkstof-

fes. Die wahren Spannungs-Dehnungskurven der einzelnen Bereiche der Punktschweißver-

bindung zeigen ein der Fließgrenze vergleichbares Verhalten. Dabei ist jedoch anzumerken,

dass kein abrupter Anstieg der ertragbaren Spannung auf das Niveau der Schweißlinse erfolgt.

WEZ SchweißlinseGrundwerkstoff

1,0 mm

910 11 12

b) c)

1 - Grundwerkstoff (GW)

2 - Übergang GW/WEZ

3 - Übergang GW/WEZ

4 - WEZ

5 - WEZ

6 - WEZ

7 - WEZ

8-WEZ

15 - Schweißlinse

Zugversuch (GW)

0246

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20

500

1000

1500

2000

2500

15 12 11

FließgrenzeinMPa

Abstand von der Linsenmitte in mm

Schweißlinse WEZ Grundwerkstoff

Wahre Spannung in MPa

Wahre plastische Dehnung

Bild 4.42: Ergebnisse der instrumentierten Eindringprüfung, a) Querschliff nach der Eindringprü-

fung mit Messpunkten und schematischer Lage der WEZ/Schweißlinse, b) Fließgrenze für verschiede-

ne Bereiche der Fügestelle mit Angabe des Eindringversuches, c) Wahre Spannungs-Dehnungskurve

ermittelt mit der instrumentierten Eindringprüfung und dem Zugversuch

4.5 Verformungs- und Bruchverhalten von widerstandspunkt-

geschweißtem TRIP Stahl

Die ermittelten lokalen mechanischen Eigenschaften der WEZ und der Schweißlinse werden

als Eingangsdaten für die FE-Simulation verwendet. Die Validierung der numerischen Simu-

lation erfolgt sowohl mittels der aus konventionellen Scherzugversuchen ermittelten Kraft-

Verlängerungskurven als auch durch die aus Dehnungsfeldmessungen bestimmten Kraft-

(lokale) Dehnungsverläufe der Scherzugproben. Für die Dehnungsverläufe werden dabei die

maximal auftretenden Oberflächendehnungen an der Fügestelle sowohl an der Vorder- als

auch an der Rückseite genutzt. Mit den Kraft-Verlängerungskurven steht ein globales Ver-

gleichskriterium zur Verfügung, während die Kraft-Dehnungskurven das lokale Verhalten

charakterisieren.

Bild 4.43 zeigt exemplarisch die Kraft-Verlängerungskurve (a) und die maximale Oberflä-

chendehnung an der Vorder- und Rückseite in Abhängigkeit von der Kraft (b).

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10

Kraft in kN

Verlängerung in mm

Kraft in kN

Dehnung

Vorderseite

Rückseite

a) b)

Vorderseite Rückseite

Messpunkt

Schweißlinse

10 mm

Schweißlinse

Messpunkt

Bild 4.43: Ergebnisse des Scherzugversuches für eine einschnittige Punktschweißverbindung mit

einem Punktdurchmesser von 5 mm a) Kraft-Verlängerungskurve b) Kraft-Dehnungskurve, die Deh-

nungen entsprechen den maximalen lokalen Dehnungen

Zur Verdeutlichung des Dehnungsverhaltens von widerstandspunktgeschweißten Scherzug-

proben ist in Bild 4.44 zusätzlich des Dehnungsfeld bei Erreichen der Scherzugkraft darge-

stellt. Deutlich wird, dass die maximale Dehnung außerhalb der Schweißlinse bzw. des Elekt-

rodeneindrucks auftritt und die Schweißlinse nur geringfügig verformt wird. Darüber hinaus

kann eine vergleichsweise geringe Dehnung des Grundwerkstoffes (< 2 %) nachgewiesen

werden.

Das Dehnungsfeld dient darüber hinaus, neben den Kraft-Dehnungskurven, als ein zusätzli-

ches qualitatives Vergleichskriterium für die Ergebnisse der numerischen Simulation.

Vorderseite Rückseite

Messpunkt

Kraft= 11,7 kN

Schweißlinse

Dehnung e

0,090

0,075

0,060

0,045

0,030

0,015

0,0

-0,025

-0,01

Bild 4.44: Dehnungsfeld bei Erreichen der Scherzugkraft an der Vorder- und Rückseite der Scher-

zugprobe (Punktdurchmesser 5mm) sowie Lage der Messpunkte für Bestimmung der Kraft-

Dehnungskurve in Bild 4.43

Da die Ergebnisse der optischen Dehnungsfeldmessung im Bereich geringer Dehnungen

x  0,01 vergleichsweise starke Streuungen aufweisen, wurden zusätzlich mittels DMS

Dehnungsmessungen im Bereich der maximalen lokalen Dehnungen der Scherzugprobe

durchgeführt, siehe Bild 4.45. Es zeigt sich, dass bei geringen Belastungen zunächst eine

vergleichsweise geringe negative Dehnung vorliegt. Mit zunehmender Belastung erfolgt dann

jedoch ein Wechsel des Verformungsverhaltens, so dass bei Belastungen über 3,7 KN eine

positive Dehnung auftritt.

10 mm

Schweißlinse

DMS

0,000 0,002 0,004 0,006 0,008 0,010

Kraft in kN

Dehnung e

Bild 4.45: Mittels DMS bestimmte Kraft-Dehnungskurve; schematische Lage des DMS

Das Bruchverhalten dient neben der Kraft-Verlängerungskurve und dem Kraft-

Dehnungsverhalten als eine weitere Referenz für die Interpretation der FE-

Simulationsergebnisse. Bild 4.46 gibt exemplarisch das Bruchverhalten für eine Scherzugpro-

be mit einen Linsendurchmesser von 5,2 mm wieder. Die Risseinleitung erfolgt dabei in der

WEZ, etwa 0,2 mm von dem Kerbgrund entfernt. Weiterhin konnte festgestellt werden, dass

vor dem Versagen der Scherzugprobe eine merkliche Einschnürung im Übergang Grundwerk-

stoff/WEZ auftritt.

Bild 4.46: Querschliff einer im Scherzugversuch versagten Widerstandspunktschweißverbindung mit

einem Punktdurchmesser von 5 mm, Probengeometrie nach Bild 3.7, Zuggeschwindigkeit =

0,01 mm·s-1

4.6 FE-Simulation

Im Folgenden werden die Ergebnisse der FE-Simulation unter Verwendung der in Kap. 3.3

beschriebenen Modelle dargestellt. Anschließend erfolgt für die relevanten Modelle 2 und 3

eine Charakterisierung des Spannungs- und Dehnungsverhaltens in den hinsichtlich des

Probenversagens bedeutenden Bereichen der Fügestelle.

Es sei darauf hingewiesen, dass die Materialkenndaten der in Kap. 3.3 dargestellten WEZ-2

variiert werden, um den Nutzen der experimentell bestimmten Materialkenndaten der WEZ

und folglich auch die Notwendigkeit ihrer Ermittlung zu beurteilen. Die Festlegung der Varia-

tion lediglich einer WEZ-Zone erfolgt auf Basis des Härteverlaufes und der Ergebnisse der

Eindringprüfung. So konnten lediglich für einen örtlich stark eingeschränkten Bereich ein von

der Schweißlinse bzw. dem Grundwerkstoff abweichendes Werkstofffestigkeitsverhalten

nachgewiesen werden.

4.6.1 Ergebnisse der unterschiedlichen Simulationsmodelle

Als Basis für die Interpretation der FE-Simulationsergebnisse dient neben dem Kraft-

Verlängerungsverhalten (globales Kriterium) insbesondere die mittels optischer Dehnungs-

feldanalyse bestimmte maximale Oberflächendehnung (lokales Kriterium). In Bild 4.47 ist

das Dehnungsverhalten im Bereich der Punktschweißverbindung für die untersuchten Simula-

tionsmodelle bei einer Verlängerung von 1,8 mm exemplarisch gegenübergestellt. Für die

Bewertung des lokalen Dehnungsverhaltens wird die Dehnungskomponente in Zugrichtung

(x-Richtung) verwendet. Diese setzt sich aus dem elastischen und plastischen Anteil zusam-

men. Für die drei Modelle tritt die maximale Oberflächendehnung deutlich außerhalb der

Schweißlinse im Bereich des Grundwerkstoffes auf.

Bild 4.47: Dehnungskennwerte (Dehnung in x-Richtung) der FE-Modelle 1, 2 und 3 bei Erreichen

der maximalen Verlängerung von 1,8 mm, variiert werden die Materialkenndaten der WEZ-2 (siehe

Kap. 3.3), Materialkenndaten des a) Grundwerkstoffes, b) der WEZ (instrumentierte Eindringprüfung)

und c) der Schweißlinse, siehe auch Bild 5.27

Durch die Analyse der maximalen Oberflächendehnung (Bild 4.47) unter Berücksichtigung

der äußeren Kraft können Kraft-Dehnungsverläufe für das jeweilige Modell ermittelt werden

Bild 4.48a. In Abhängigkeit von dem verwendeten Simulationsmodell liegt bei Belastungen

bis 4 kN (Modell 3), bis 5,5 kN (Modell2) bzw. bis 6,3 kN (Modell 1) zunächst eine geringe

negative Dehnung vor. Für das Modell 1 konnte dabei eine größere negative Dehnung ermit-

telt werden als für das Modell 2 und das Modell 3. Mit ansteigender Belastung erfolgt ein

Wechsel des Verformungsverhaltens, so dass oberhalb einer spezifischen, vom Simulations-

model abhängigen Kraft, eine positive Dehnung vorliegt. Oberhalb dieser Kraft ist die zu-

nehmende Festigkeit der WEZ-2 (Modell 3 > Modell 2 > Modell 1) mit einer größeren Stei-

gung der Kraft-Dehnungskurve und mit einer geringeren maximalen Oberflächendehnung

(0,19  0,18  0,16) verbunden.

Die ermittelten Kraft-Verlängerungskurven für die jeweiligen Simulationsmodelle sind in

Bild 4.48b wiedergegeben. Für die untersuchten Modelle konnten dabei vergleichbare Verläu-

fe mit geringen Abweichungen nachgewiesen werden.

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

Kraft in kN

Dehnung

Modell 1 (mit Grundwerkstoff)

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Kraft in kN

Verlängerung in mm

Modell 1 (mit Grundwerkstoff)

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

a) b)

0,000 0,005 0,010

Modell 1 (mit Grundwerkstoff)

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Kraft in kN

Dehnung e

Bild 4.48: Ergebnisse der FE-Simulation für die drei untersuchten Modelle a) Kraft-

Dehnungskurven (Dehnung bei einer Verlängerung von 1,7 mm), mit Detailausschnitt bei geringen

Dehnungen b) Kraft-Verlängerungskurven

Um einen gesicherten Vergleich der FE-Simulationsergebnisse mit dem realen Verhalten im

Scherzugversuch zu gewährleisten, wird zusätzlich zu den dargestellten lokalen und globalen

Vergleichskriterien, das Versagen der Simulationsprobe analysiert. Dazu werden die lokalen

Dehnungs- und Spannungsverhältnisse in verschiedenen Bereichen der Fügestelle ermittelt.

Bild 4.49 zeigt exemplarisch für Modell 2 die auftretenden von Mises Dehnungen und von

Mises Spannungen im Bereich der Fügestelle bei einer Kraft von 10,3 kN. Die von Mises

Spannungen bzw. Dehnungen werden herangezogen da im Bereich der Fügestelle ein mehr-

achsiger Spannungs-/Dehnungszustand vorliegt [139] [140]. Zusätzlich sind die drei kriti-

schen Bereiche gekennzeichnet. Diese umfassen den kerbnahen Bereich (Materialkenndaten

der Schweißlinse (1)), den Randbereich der WEZ (WEZ-2 - variable Materialkenndaten (2))

und den Grundwerkstoffbereich (3). Es wird deutlich, dass die höchsten Dehnungen und

Spannungen in der Blechinnenseite auftreten, wobei die maximalen Dehnungen im Grund-

werkstoffbereich (3) und die maximalen Spannungen im kerbnahen Bereich (1) vorliegen.

Weiterhin kann eine merkliche Einschnürung im Grundwerkstoffbereich nachgewiesen wer-

den. Ein nahezu identisches Werkstoffverhalten wurde für Modell 3 nachgewiesen. Da das

Modell 2 (Kenndaten der WEZ) und das Modell 3 (Kenndaten der Schweißlinse) das reale

Verhalten tendenziell besser abbilden als das Modell 1 (Kenndaten des Grundwerkstoffes)

erfolgt die Analyse und Diskussion des Versagensverhaltens ausschließlich für diese Modelle.

Bild 4.49: Exemplarische Darstellung der von Mises Dehnung a) und der von Mises Spannung mit

den für das Versagen kritischen Bereichen 1, 2 und 3 am Beispiel des Modells 2

Um ein mögliches Versagen der FE-Scherzugprobe prognostizieren zu können ohne dabei ein

direktes Versagenskriterium in der FE-Simulation zu implementieren, wurden die Vergleichs-

spannungs- und -dehnungswerte in den o.g. kritischen Bereichen für den gesamten Belas-

tungsvorgang ermittelt, Bild 4.50. Dadurch kann neben der maximal ertragbaren äußeren

Belastung zusätzlich der zu erwartende Versagensort näherungsweise vorhergesagt werden.

Bild 4.50: Von Mises Dehnung für das Modell 2 a) und das Modell 3 b), von Mises Spannung für

das Modell 2 c) und das Modell 3 d) für die kritischen Bereiche in Bild 4.49; Modell 2: WEZ-2 mit

Materialkenndaten der WEZ (instrumentierte Eindringprüfung) Modell 3: WEZ-2 mit Materialkennda-

ten der Schweißlinse

Bild 4.50a und Bild 4.50b zeigen das Dehnungsverhalten für die jeweiligen Bereiche und

Simulationsmodelle durch die Darstellung der von Mises Dehnung bezüglich der Kraft.

Abhängig von den Bereichen und den Simulationsmodellen erfolgt oberhalb einer spezifi-

schen Kraft eine exponentielle Zunahme der Dehnung. Die maximalen Dehnungen treten

dabei im Grundwerkstoff auf. Die Spannungsverhältnisse im Fügebereich zeigen Bild 4.50b

und Bild 4.50c. Abhängig von den untersuchten Bereichen ist zunächst eine lineare Zunahme

der Spannung bis zum Erreichen der jeweiligen bereichsabhängigen Streckgrenzen zu be-

obachten. Oberhalb dieser spezifischen Spannung verringert sich die Steigung der Spannungs-

Kraftkurve, zeigt aber weiterhin näherungsweise einen linearen Verlauf. Die höchsten Span-

nungen liegen im kerbnahen Bereich vor, während im Grundwerkstoff die niedrigsten Span-

nungen wirken.

5 Diskussion

Wesentliches Ziel der vorliegenden Arbeit ist die systematische Analyse der Entwicklung des

Austenitgehaltes und speziell die quantitative Bestimmung des umwandlungsfähigen

Austenitanteils im Grundwerkstoff und insbesondere im wärmebehandelten Bereich von

Widerstandspunktschweißverbindungen aus TRIP Stahl. In den anschließenden Kapiteln

erfolgt nun eine gezielte Diskussion und Interpretation der Ergebnisse hinsichtlich der o.g.

Zielstellung sowie den aus den Änderungen des Austenitgehaltes resultierenden mechanisch-

technologischen Kennwerten im Fügebereich. Darüber hinaus wird die Übertragbarkeit der

Ergebnisse der simulierten Proben auf das real vorliegende Material der Schweißverbindung

bewertet.

5.1 Mechanisch-technologische Kennwerte und γ → αM

Phasenumwandlung des Grundwerkstoffs

Die im einachsigen Zugversuch unter Verwendung der optischen Dehnungsfeldmessung

ermittelten technischen und wahren Spannungs-Dehnungskurven zeigen ein für TRIP Stähle

typischen Verlauf. Sowohl die Zugfestigkeit als auch die Bruchdehnung entsprechen den

Angaben nach DIN EN 10336 [173]. Hingegen liegt die Streckgrenze geringfügig unterhalb

der Mindestangaben. Bemerkenswert ist, dass die wahre Bruchdehnung bei vergleichbarer

Festigkeit deutlich über den Literaturangaben liegt [26], [30], [31]. Die hohen Bruch- und

Gleichmaßdehnungen weisen die hohe Kaltverfestigungsfähigkeit des untersuchten TRIP

Stahls nach.

Der die Umformbarkeit kennzeichnende Kaltverfestigungsexponent n erreicht mit 0,3 ein für

niedriglegierte TRIP Stähle typischen Wert [23], [24]. Bemerkenswert ist jedoch, dass im

Gegensatz zu Arbeiten von [6], [26], [30] der n-Wert bei zunehmender Dehnung nahezu

konstant bleibt und auch bei hohen Dehnungen oberhalb der Gleichmaßdehnung nicht signifi-

kant abfällt. Darüber hinaus können durch den dehnungsunabhängigen n-Wert bereits qualita-

tive Aussagen zur Austenitumwandlung und -stabilität getroffen werden. So charakterisiert

ein konstanter n-Wert eine über die Dehnung kontinuierliche γ → αM Phasenumwandlung.

Das weist auf die Existenz von Austenitkörnern unterschiedlicher Stabilität [29] hin, d.h. auf

Austenitkörner die bei niedriger Dehnung in Martensit umwandeln als auch auf solche die bei

höheren Dehnungen umwandeln. Dieser Sachverhalt wird im Folgenden weiterführend disku-

tiert.

Um die martensitische Phasenumwandlung im Zugversuch auch bei hohen lokalen Dehnun-

gen präzise analysieren zu können, soll eine Übertragbarkeit der aus den ex-situ Zugversu-

chen mittels optischer Dehnungsfeldmessung ermittelten wahren Spannungs-Dehnungskurven

auf die in-situ Zugversuche (keine Dehnungsmessung möglich) erfolgen. Bild 5.1 zeigt ver-

gleichend den aus dem jeweiligen Zugversuch ermittelten Zusammenhang zwischen der

technischen Spannung und der Verlängerung der Probe. Da die Spannungs-

Verlängerungsverläufe nahezu identisch sind, wird vereinfacht die wahre Spannungs-

Dehnungskurve des ex-situ Zugversuchs für die folgenden Auswertungen der γ → αM Phasen-

umwandlung genutzt.

in-situ Zugversuch ex-situ Zugversuch

0123456789

100

200

300

400

500

600

700

800

Technische Spannung in MPa

Verlängerung der Probe in mm

Bild 5.1: Gegenüberstellung der Spannungs-Verlängerungskurve für die Zugversuche bei der in-

situ Phasenanalyse und der ex-situ Vergleichsmessung zur Bewertung der Übertragbarkeit der ermit-

telten Kenndaten

Die qualitative Charakterisierung der γ → αM Phasenumwandlung gelingt durch die alleinige

Darstellung der γ-Beugungsintensitäten in Abhängigkeit von der wahren Spannung bzw.

wahren Dehnung, Bild 5.2.

Bild 5.2: Entwicklung der γ-Beugungsintensitäten in Abhängigkeit von der wahren Spannung und

der wahren Dehnung

Bis zu einer wahren Spannung von 875 MPa bzw. einer wahren Dehnung von 0,2 erfolgt eine

signifikante Verringerung der γ-Beugungsintensitäten. Eine weitere Erhöhung der Span-

nung / Dehnung führt lediglich zu einer geringen Abnahme der Intensitäten. Dabei ist, mit

Ausnahme der 220γ-Gitterebene, für alle Gitterebenen ein linearer Abfall der Peakintensitäten

zu beobachten. Dadurch wird die auf Basis des n-Wertes geschlussfolgerte kontinuierliche γ

→ αM Phasenumwandlung bis zu einer Dehnung von 0,2 prinzipiell bestätigt. Oberhalb einer

wahren Dehnung von 0,2 verringert sich die Peakintensität jedoch nicht signifikant. Das weist

auf den Abschluss der γ → αM Phasenumwandlung hin. Damit werden die auf Basis des n-

Wertes getroffenen Aussagen bezüglich einer über den gesamten Belastungsprozess kontinu-

ierlich stattfindenden Austenitumwandlung nicht bestätigt. Demzufolge kann der n-Wert nicht

als alleiniges Merkmal zur Charakterisierung der Kontinuität der γ → αM Phasenumwandlung

herangezogen werden.

Die beobachtete Erhöhung der 110α- und 220α-Beugungsintensitäten bei plastischer Verfor-

mung charakterisiert eine Texturentwicklung durch Drehung von α-Körnern in Zugrichtung.

Die 110α- und 220α-Beugungsintensitäten nehmen zu, da die {110} Gitterebene die bevor-

zugte Gleitebene ist und sich folglich die α-Körner bevorzugt in diese Gitterebene drehen. Die

Berechnung des Restaustenitgehaltes im Abhängigkeit von der Dehnung (Verhältnis der

Integralintensitäten der α-Phase und γ-Phase, Gleichung 3.6) wird jedoch hierdurch nicht

wesentlich beeinflusst, da sich die Beugungsintensitäten der anderen α-Netzebenen (200α-,

200α, 221α, 310α, 321α) in ähnlichem Maße verringern wie die 110α- und 220α-

Beugungsintensitäten ansteigen, siehe Bild 5.3. Die einheitliche Verschiebung der Beugungs-

intensitäten zu geringeren Energiewerten deutet weiterhin auf eine ansteigende Zugspannung

in den Atomlagen der Gitterebenen hin.

32 33 34 35

500

1000

1500

2000

66 67 68 69

100

200

300

400

500

600

46 47 48 49

100

200

300

400

500

600

57 58 59 60

100

200

300

400

500

600

211a

200a

220a

unbelastet

j = 0,12

j = 0,20

j = 0,34

unbelastet

j = 0,12

j = 0,20

j = 0,34

unbelastet

j = 0,12

j = 0,20

j = 0,34

Intensität in cts

Energie in keV

110a

Intensität in cts

Energie in keV

Intensität in cts

Energie in keV

unbelastet

j = 0,12

j = 0,20

j = 0,34

Intensität in cts

Energie in keV

a) b)

c) d)

Bild 5.3: Beispielhafte Darstellung der Entwicklung der α-Beugungsintensitäten in Abhängigkeit

von der wahren Dehnung φ

Die quantitative Analyse des Austenitgehaltes hat in Überstimmung mit den Arbeiten von

Choi et al. [71] und Soulami et al. [79] gezeigt, dass die γ → αM Phasenumwandlung oberhalb

der globalen Streckgrenze (definiert als Beginn des globalen plastischen Fließens, P1) bzw.

der phasenspezifischen Streckgrenze auftritt, siehe auch Bild 5.4. Demzufolge konnte für den

hier untersuchten TRIP Stahl keine spannungsunterstützte sondern lediglich eine dehnungsin-

duzierte γ-Phasenumwandlung nachgewiesen werden. Die Umwandlung des Austenits in

Martensit setzt dabei nach Überschreiten der phasenspezifischen Streckgrenze, d.h. zwischen

550 MPa und 600 MPa, ein. Anzumerken bleibt, dass die ermittelten phasenspezifischen

Streckgrenzen sowohl der γ- als auch der α-Phase eine gute Übereinstimmung mit den Arbei-

ten von Choi et al. [70] und Soulami et al. [79] zeigen.

Austenitgehalt

Phasenspezifische Spannung im Austenit

0,00 0,01 0,02 0,03 0,04 0,05

-200

200

400

600

800

Phasenspezifische

wahre Spannung

in MPa

Wahre Dehnung

Austenitgehalt in %

prognostizierter Verlauf

Bild 5.4: Phasenspezifische wahre Spannung im Austenit und Austenitgehalt in Abhängigkeit von

der globalen wahren Dehnung - Detaildarstellung

Die nahezu lineare Verringerung des Austenitgehaltes nach Einsetzen der plastischen Ver-

formung ist konsistent zu der qualitativen Phasenanalyse (γ-Peakintensitäten). Jedoch wird die

kritische Dehnung / Spannung für die Beendigung der messbaren γ → αM Phasenumwandlung

zu 0,225 ermittelt. Somit kann zusammenfassend festgestellt werden, dass im Bereich globa-

ler plastischer Verformung bis zu einer wahren Dehnung von 0,225 eine kontinuierliche

γ → αM Phasenumwandlung stattfindet bei der sich der Austenitgehalt auf ca. 60 % des Aus-

gangswertes reduziert. Somit sind unter den vorliegenden Prüfbedingungen (Raumtemperatur,

quasi-statischer Zugversuch, einachsige Belastung) selbst bei sehr hohen lokalen Dehnungen,

wie sie oberhalb der Gleichmaßdehnung auftreten, ca. 40 % des verbleibenden Austenits

stabil. Das entspricht einem Austenitgehalt von ca. 6 %.

Ursache für den Abschluss der Phasenumwandlung kann zum einen der Effekt der mechani-

sche Stabilisierung, d.h. die hohe plastische Verformung des Austenits, sein [46], [48]. Wei-

terhin wiesen die Hellfeldaufnahmen (Bild 4.3a) im stark verformten Bereich der geprüften

Zugprobe die Existenz lamellarer Austenitkörner nach, die nach [20], [21] eine höhere Stabili-

tät als der inselförmige Austenit aufweisen. Darüber hinaus konnten durch diese TEM Auf-

nahmen Austenitkörner mit einer Korngröße < 1 µm ermittelt werden (Bild 4.3b) die nach

[66], [103], [104] eine hohe Stabilität aufweisen. Somit kann die geringe Größe der

Austenitkörner u.a. zur beobachteten unvollständige γ → αM Phasenumwandlung beitragen.

Eine fundierte Bewertung der Stabilität des Austenits bzw. der Phasenumwandlungskinetik

gelingt durch die Analyse der Änderung des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der wahren

Dehnung entsprechend Gleichung 3.8 [75], [76]. So kennzeichnen kp und folglich



VV die Austenitstabilität. Dabei gilt, je kleiner kp bzw.



VV  (bezogen auf einen

spezifischen Dehnungswert) desto stabiler ist der vorliegende Austenit. Bild 5.5a zeigt die

Änderung von



VV in Abhängigkeit von der wahren Dehnung sowohl für den in dieser

Arbeit verwendeten TRIP Stahl als auch für eine Reihe von niedriglegierten TRIP Stählen mit

unterschiedlicher chemischer Zusammensetzung.

eigene

Ergebnisse

[76]

[75]

[82]

[80]

[65]

[77]

[21]

[72]

[78]

[54]

[20]

[70]

[23]

[30]

[79]

[81]

-2

-1

-2

-1

0 102030405060708090

1/Vy-1/Vy0

Wahre Dehnung

kp-Wert

- Winkel in °

a) b)

Øk = 16.4

Bild 5.5: Analyse der Austenitstabilität des untersuchten TRIP Stahls HCT690T durch a) die

Gegenüberstellung der 1/Vγ - 1/Vγ0-Werte mit Literaturangaben und b) der kp-Werte in Abhängigkeit

des Kippwinkels ψ (siehe Bild 3.18)

Es kann festgestellt werden, dass der in dieser Arbeit verwendete CMnAl-TRIP Stahl im

geringfügig unterhalb des aus der Literatur ermittelten Streubandes liegt. Demzufolge kann

der vorliegende Austenit auch im Vergleich zu den im Schrifttum vorgestellten TRIP Stählen

als vergleichsweise stabil bezeichnet werden. Dies ist neben den bereits diskutierten Faktoren

auch auf die chemische Zusammensetzung, speziell auf den Aluminiumgehalt, zurückzufüh-

ren. So wird nach Samek et al. [102] die höchste Austenitstabilität bei dem CMnAl-TRIP

Stählen erreicht, während die geringste Austenitstabilität bei CMnSi-TRIP Stählen vorliegt.

Dies wird auch durch die Auswertung der Literatur bestätigt, da im oberen Streubereich

(weniger stabiler Austenit) überwiegend CMnSi-TRIP Stähle [20], [70], [75], [78] und im

unteren Streubereich CMnAl-TRIP Stähle [80], [81] vorliegen. Bemerkenswert ist weiterhin,

dass im Gegensatz zu den in der Literatur verwendeten TRIP Stählen der hier untersuchte

TRIP Stahl eine maximale wahre Dehnung 0,225 (P2) aufweist oberhalb der keine signifikan-

te γ → αM Phasenumwandlung stattfindet. Demzufolge kann der TRIP-Effekt oberhalb dieser

Dehnung bzw. der vorliegenden globalen Spannung keinen deutlichen Einfluss auf die me-

chanischen Kennwerte ausüben.

Der für die Austenitstabilität charakteristische kp-Wert ist in Bild 5.5b für die verschiedenen

Kippwinkel ψ der Zugprobe (siehe Bild 3.18) dargestellt. Es zeigt sich, dass der kp-Wert

bezogen auf den Kippwinkels ψ der Zugprobe relative stark streut (um ~250% zwischen dem

Mittelwert bei 56° und den Mittelwert bei 36°). Vergleichbare Streuungen wurden auch von

[76] festgestellt. Der durchschnittliche kp-Wert liegt dabei deutlich unter den Angaben von

Kruiver et al. [76] und bestätigt somit die oben dargestellte hohe Austenitstabilität im hier

untersuchten TRIP Stahl.

Die Untersuchungen zur Homogenität der γ → αM Phasenumwandlung zeigen, dass bei einer

Verlängerung der Probe aufgrund der unterschiedlichen Dehnungswerte für die verschiedenen

Zonen (Z0 - Z2) abweichende Austenitgehalte und demzufolge verschiedenartige Phasenum-

wandlungscharakteristiken vorliegen. Um eine Aussage zur Homogenität der dehnungsindu-

zierten γ → αM Phasenumwandlung zu erhalten ist es jedoch zweckmäßig die jeweiligen

Austenitgehalte bei identischen Dehnungswerten zu vergleichen und nicht wie o.g. bei glei-

chen Verlängerungen, siehe Bild 5.6.

0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,30

0,0

Wahre Dehnung

Austenitgehalt in %

Bild 5.6: Entwicklung des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der wahren Dehnung für unter-

schiedliche Bereiche der Zugprobe

Festzustellen ist, dass sowohl im Bereich Z0 als auch im Bereich Z1 und Z2 vergleichbare

Austenitgehalte vorliegen und demzufolge die γ → αM Phasenumwandlung nahezu identisch

ist. Im Bereich Z0 wird aufgrund der vorliegenden Spannungsverhältnisse eine größere wahre

Dehnung erzielt und somit ein größerer Gesamtabfall des Austenitgehaltes beobachtet.

Durch die vergleichende Darstellung von



VV  in Abhängigkeit von der wahren Dehnung

kann zusätzlich die Stabilität des Austenits in den jeweiligen Bereichen bewertet werden.

Dabei wird für die untersuchten Probenbereiche eine vergleichbare Austenitstabilität nachge-

wiesen, siehe Bild 5.7.

Bild 5.7: Vergleichende Darstellung des Austenitstabilität für verschiedene Bereiche der Zugprobe

(ZO, Z1, Z2) durch die die Analyse von 1/Vγ - 1/Vγ0

Die dargestellten Ergebnisse zeigen somit, dass, unter Vorrausetzung einer einachsigen Zug-

beanspruchung und bei identischen Dehnungen, die γ → αM Phasenumwandlung in einem

Bauteil nahezu homogen erfolgt. Sollten in einem Umformprozess jedoch lokal abweichende

Dehnungen oder mehrachsige Beanspruchungen auftreten, können unterschiedliche

Austenitgehalte vorliegen, so dass sich das Bauteil unter Betriebsbelastungen lokal unter-

schiedlich verhalten kann.

5.2 Einfluss eines Temperaturzyklus auf den Austenitgehalt

5.2.1 In-situ Phasenanalyse

Durch den direkten Zusammenhang zwischen den Peakintensitäten der α- bzw. γ-

Gitterebenen und dem Phasengehalt können zunächst qualitative Aussagen zur Entwicklung

des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Temperatur getroffen werden, siehe Bild 4.14.

So zeigen die Ergebnisse, dass zwischen 300 °C und 400 °C eine wesentliche Verringerung

der γ-Peakintensitäten und somit des Austenitgehaltes auftritt. Die Verringerung des Austenits

resultiert dabei aus dem diffusionsgesteuerten Zerfall des Austenits in Ferrite und Karbide

[111] und stimmt mit den Literaturangaben überein [110], [112], [113], [114]. Zu beachten

ist, dass der Zerfallsprozess von Austenit in Ferrit und Karbid diffusionsgesteuert [115] und

somit zeitabhängig ist. Daher kann die Heizrate bzw. bei einer stufenartiger Erwärmung

zusätzlich die Verweilzeit je Messstufe den Phasengehalt beeinflussen.

Eine deutliche Karbidausbildung kann dabei zwischen 500 °C und 600 °C im Beugungsspekt-

rum beobachtet werden. Vergleichbare Ergebnisse wurden von Choi et al. [110] mittels

Synchrotronstrahlung an einem CMnSi-TRIP Stahl ermittelt. Demnach ist davon auszugehen,

dass sich Eisenkarbid in Form von Zementit (Fe3C) ausbildet.

Über einer Temperatur von 650 °C erfolgt die Neubildung des Austenits die durch eine Zu-

nahme der γ-Peakintensitäten charakterisiert, und mit einem Zerfall des Zementits verbunden

ist, siehe Bild 4.14 und Bild 4.15. Das führt dazu, dass über einer Temperatur von 800 °C die

γ-Peakintensitäten deutlich über den Werten der α-Gitterebenen liegen und folglich ein

Austenitgehalt deutlich über 50 % zu erwarten ist. Bei Abkühlung der Probe erfolgt bereits bis

500 °C eine erhebliche Reduzierung des Austenitgehaltes, was durch eine Minimierung der γ-

Peakintensitäten auf Höhe des Grundrauschens gekennzeichnet ist.

Die bei einer kontinuierlichen Erwärmung durchgeführte quantitative Analyse des

Austenitgehaltes bestätigt grundsätzlich die Ergebnisse der qualitativen Phasenanalyse. So

kann in Übereinstimmung mit den in-situ Messungen von Amirthalingam [114] und den

Arbeiten von Choi et al. [110], [112] ein allmählicher Zerfall des Austenits ab einer Tempera-

tur von 400 °C und ein beschleunigter Zerfalls ab 450 °C beobachtet werden. Der

Absolutwert des verbleibenden Austenits ist mit ca. 3 % mit den Ergebnissen von

Amirthalingam [114] vergleichbar. Eine signifikante Neubildung des Austenits erfolgt ab ca.

600 °C. Demnach wird dabei die Ac1-Temperatur überschritten und es erfolgt eine

Austenitbildung durch Umwandlung der α-Phase in die γ-Phase. Eine vergleichbare Ac1-

Temperature ist in den Untersuchungen von Kapustka et al. [117] (Bild 3.3) bestimmt wor-

den. Die geringen Unterschiede zu der hier angegebenen A1-Temperatur können aus der

abweichenden chemischen Zusammensetzung der verwendeten TRIP Stähle resultieren. Zum

anderen gelten die in [117] dargestellten A1 und A3 Temperaturen lediglich für eine langsame

Abkühlung und nicht für einen Aufwärmprozess.

Bei einer in den Ofenversuchen erreichten maximalen Temperatur von 890 °C wurde ein

Austenitgehalt von ca. 85 % ermittelt. Vergleichbare Werte konnten auch von [114] ermittelt

werden. Weiterhin deuten die Ergebnisse, insbesondere unter Berücksichtigung der Dilatati-

onskurven (Gleeble Versuche) darauf hin, dass die Neubildung der γ-Phase bei 890 °C nicht

abgeschlossen ist. Da jedoch in diesen Versuchen keine Probentemperaturen oberhalb von

900 °C möglich waren, konnte die Ac3-Tempratur in diesen Versuchen nicht bestimmt wer-

den. Eine Quantifizierung der Ac3-Tempratur erfolgt schließlich durch Gleeble-Versuche

durch die Auswertung der Dilatation.

In Hinblick auf die schweißtechnische Verarbeitung von TRIP Stählen und den praktischen

Einsatz gefügter Bauteile ist die resultierende Gefügeausbildung nach erfolgter Abkühlung

von übergeordneter Bedeutung. Es sei darauf hingewiesen, dass in den in-situ Ofenversuchen

keine dem Schweißprozess äquivalenten Abkühlraten erzielt werden konnten (170 °C/min zu

> 1000 °C/s), so dass die dargestellten Ergebnisse zunächst nur einen grundsätzlichen Ein-

blick in die temperaturabhängig Phasenausbildung des TRIP Stahls geben.

Um die γ→α-Phasenumwandlung entsprechend der sich ausbildenden Phasen zu charakteri-

sieren, wird das ZTU Schaubild nach [126] herangezogen, siehe Bild 5.8. Gekennzeichnet ist

dabei eine Temperaturkurve, die näherungsweise zu einer t8/5 Zeit führt, die mit der in den in-

situ Experimenten vorliegenden t8/5 Zeit übereinstimmt.

Die γ-Phasenumwandlung bei Abkühlung auf Raumtemperatur kann wie in Bild 5.9 darge-

stellt in drei Bereiche eingeteilt werden. Die Charakterisierung dieser Bereiche soll nun

mittels des o.g. ZTU-Diagramms temperaturspezifisch erfolgen. Demnach resultiert die

drastische Reduzierung des Austenits im Bereich I (750 °C bis 675 °C) zunächst aus der

Umwandlung von Austenit in Ferrit. Anschließend folgt eine mäßige Verringerung des

Austenitgehaltes im Bereich II (675 °C bis 525 °C) durch die Umwandlung in Perlit. Schließ-

lich können im Bereich III (525 °C bis 40 °C) geringe Mengen von Bainit ausgebildet werden.

Temperatur in °C

Zeit in s

0,1 1 10 100 1000 10000

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

326 285 291 250 232 200

219

Bild 5.8: ZTU-Diagramm eines dem untersuchten TRIP Stahl vergleichbaren Werkstoffes mit

Kennzeichnung des in diesen Untersuchungen gemessenen Temperatur-Zeitverlaufs

Relative Änderung

des Austenitgehaltes in %

800 700 600 500 400 300 200 100 0

100

Temperatur in °C

III III

Bild 5.9: Relative Änderung des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Zeit, Einteilung in

relevante Temperaturbereiche

Mit Hilfe von in-situ Messungen mittels Synchrotronstrahlung konnten die Austenitzerfalls-,

- neubildungs und Umwandlungstemperaturen für den untersuchten TRIP Stahl HCT690T

identifiziert werden. Dabei kann prinzipiell ein für TRIP Stähle typisches temperaturabhängi-

ges Verhalten beobachtet werden, das durch einen Austenitzerfalls zwischen 400 °C - 600 °C,

einer Austenitneubildung (bis ca. 900 °C) und einer stufenartigen Austenitumwandlung im

Abkühlprozess gekennzeichnet ist.

5.2.2 Einfluss der Aufheiz- und Abkühlrate

Bild 5.10a zeigt vergleichend den Einfluss der unterschiedlichen Aufheizraten auf die Ent-

wicklung des Austenitgehaltes, wobei ein direkter Einfluss der Aufheizrate auf den

Austenitgehalt nachgewiesen werden kann.

Bild 5.10: a) Entwicklung des Austenitgehaltes im Aufheizprozess bei unterschiedlichen Heizraten b)

Veränderung des Austenitgehaltes im Aufheizprozess in Abhängigkeit von der Zeit

Bei der höheren Aufheizrate (100 °C/min) tritt eine Verschiebung des Austenitzerfalls zu

höheren Temperaturen auf. Begründet wird dies durch den Mechanismus der

Austenitumwandlung. So erfolgt die α → γ - Phasenumwandlung diffusionsgesteuert, d.h. sie

ist zeitabhängig. Das führt bei einer höheren Aufheizrate zu einer geringeren Verweildauer

bei der jeweiligen Temperatur und folglich zu einem bezüglich der Temperatur verzögerten

Austenitzerfall. Bild 5.10b zeigt zur Verdeutlichung die Abhängigkeit des Austenitgehaltes

von der Messzeit. Da die bei höheren Temperaturen einsetzende α → γ-Phasenumwandlung

ebenfalls diffusionsgesteuert ist, kann die verzögerte Zunahme des Austenitgehaltes bei einer

höheren Aufheizrate auch auf diesen Fakt zurückgeführt werden.

In Hinblick auf den Schweißprozess und der resultierenden Gefügezusammensetzung ist die

Abkühlphase von wesentlicher Bedeutung. Es kann festgestellt werden, dass die γ → α -

Phasenumwandlung bei einer höheren Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich von

750 °C bis ca. 675 °C verzögert erfolgt, siehe Bild 5.11.

Bild 5.11: Verringerung des Austenitgehaltes im Abkühlprozess in Abhängigkeit von der Temperatur

Unter der Voraussetzung einer rein diffusionsgesteuerten Phasenumwandlung kann auch hier

als Ursache die geringere Verweildauer bei der jeweiligen Temperatur und der damit verbun-

dene gehemmte Diffusionsprozess genannt werden. Die Annahme einer rein diffusionsgesteu-

erten, d.h. einer martensitfreien Phasenumwandlung in diesen Temperaturintervall kann durch

die in Bild 5.8 vorgegebenen Martensitstarttemperatur von 400 °C bestätigt werden. Unter-

halb einer Temperatur von 550 °C liegen keine signifikanten Unterschiede im Austenitgehalt

vor.

Aus den o.g. Ergebnissen wird deutlich, dass die Aufheiz- und Abkühlrate einen signifikanten

Einfluss auf die Austenitgehalt im Aufwärm- und Abkühlprozess haben können. So führen

höhere Aufheizraten zu einer Verschiebung des Austenitzerfalls zu höheren Temperaturen,

während höhere Abkühlraten zu einer verzögerten γ→α-Phasenumwandlung führen. Von

übergeordneter Bedeutung ist dabei jedoch, dass die hier untersuchten Abkühlraten keinen

Einfluss auf die keinen signifikanten Einfluss auf den bei Raumtemperatur, d.h. nach dem

Wärmebehandlungsprozess, vorliegenden Austenitgehalt haben. Eine Übertragung auf den

Schweißprozess kann jedoch nicht gewährleistet werden, da die Abkühlraten hier deutlich

größer sind als in den Ofenversuchen und folglich diffusionskontrollierte Vorgänge unter-

drückt bzw. verzögert werden. Somit können durch die in-situ Messungen lediglich grundle-

gende Anhaltspunkte zum temperaturspezifischen Verhalten von TRIP Stählen gewonnen

werden.

5.2.3 Austenitgehalt bei unterschiedlichen Spitzentemperaturen

In Bild 5.12 sind sowohl die für die jeweiligen Spitzentemperaturen bestimmten

Austenitgehalte als auch die nach Abkühlung auf Raumtemperatur vorliegenden

Austenitgehalte vergleichend wiedergegeben. Zu beachten ist, dass, bedingt durch die relativ

geringe Abkühlgeschwindigkeit, auch in diesem Fall eine rein diffusionsgesteuerte Phasen-

umwandlung vorlag. Die unterschiedlichen Austenitgehalte bei den vorliegenden Spitzentem-

peraturen lassen sich auf die in dem jeweiligen Temperaturbereichen erfolgenden Zerfalls-

und Neubildungsprozesse des Austenits zurückführen. Ein Vergleich mit den vorangestellten

Versuchsreihen (kontinuierliche /stufenförmige Erwärmung) zeigt eine relativ gute Überein-

stimmung der Ergebnisse. So erfolgt bei 500 °C eine signifikate Reduzierung des

Austenitgehaltes, während bei 700 °C und 940 °C ein geringer bzw. signifikanter Anstieg des

Austenitgehaltes im Vergleich zum Anfangsgehalt (Raumtemperatur) vorliegt. Der bei einer

Temperatur von 940 °C vorliegende hohe Austenitgehalt korreliert dabei mit den Untersu-

chungen von [114].

Bild 5.12: Austenitgehalt bei Erreichen der jeweiligen Spitzentemperatur sowie nach Abkühlung auf

Raumtemperatur

Von wesentlich größerer Bedeutung für das mechanische Verhalten von Schweißproben ist

das Gefüge nach dem Abkühlprozess. So wird bei einer Spitzentemperatur von 940 °C und

einer Abkühlrate von effektiv 170 °C/min ein Austenitgehalt von 6,5 % erzielt. Dies ent-

spricht nahezu den Ergebnissen der vorangestellten Versuchsreihen (kontinuierliche und

stufenartige Erwärmung) und den Ergebnissen von [114]. Für die Spitzentemperaturen von

700 °C und 500 °C werden hingegen abweichende Ergebnisse beobachtet. So werden bei

diesen Temperaturen einheitlich Restaustenitgehalte von ~3 % ermittelt. Unter Berücksichti-

gung der Streuung wird der Unterschied im Austenitgehalt bezogen auf die Spitzentemperatur

zunächst als gering eingestuft. Um eine Signifikanz der Ergebnisse zu bestätigen, sind jedoch

weitere Untersuchungen mit einer höheren Probenanzahl erforderlich.

Es sei auch hier darauf hingewiesen, dass bei den vorliegenden Abkühlraten nur rein diffusi-

onsgesteuerte Phasenumwandlungen erfolgen und die Ergebnisse demzufolge nur für diese

Bedingungen gelten. Damit ist eine Übertragung auf den Schweißprozess deutlich einge-

schränkt.

Die Untersuchungen mittels Synchrotronstrahlung im Ofenversuch ermöglichen eine generel-

le Beschreibung des Phasenumwandlungsverhaltens von Austenit bei relativ geringen Auf-

heiz- und Abkühlraten. Dadurch gelingt eine Analyse sowohl des diffusionskontrollierten

Austenitzerfalls- wie auch der diffusionskontrollierten Austenitneubildung und -umwandlung.

Jedoch können mit dieser Methode nicht die für den Punktschweißprozesse typischen diffusi-

onshemmenden Bedingungen bedingt durch die hohen Aufheiz- und Abkühlraten nachgestellt

werden. Daher ist für die Analyse des Einflusses eines Punktschweißprozesses auf den

Austenitgehalt erforderlich ex-situ Untersuchungen mit schweißprozessähnlichen Tempera-

turprofilen durchzuführen.

5.2.4 Ex-Situ Phasenanalyse

5.2.2.1 Ermittlung der Phasenumwandlungstemperaturen

Die Gleeble-Versuche zeigen insbesondere den Einfluss hoher Aufheizraten auf den

Austenitgehalt und die Austenitbildung. Die im Aufheizprozess mittels Einsensor-Differenz-

Thermoanalyse sowie Dilatometermessungen bestimmten Ac1-Temperaturen von 665 °C bzw.

640 °C bis 660 °C weisen eine relativ gute Übereinstimmung mit den o.g. in-situ Messungen

auf. So liegt der messbare Beginn der Austenitneubildung mit 20 °C bis 40 °C nur geringfügig

oberhalb der im in-situ Versuch bestimmten Ac1-Temperatur. Diese Abweichung kann aus der

deutlich höheren Aufheizrate in den Gleeble-Versuchen (1200 C/s zu 170 °C/min) resultieren,

so dass die zeitabhängige α → γ-Phasenumwandlung bei einer höheren Temperatur einsetzt.

Eine Verschiebung der Ac1-Temperatur zu höheren Temperaturen bei hohen Aufheizraten ist

hinlänglich bekannt und beispielsweise in [130] für einen Wälzlagerstahl 100Cr6 beschrieben.

In Hinblick auf die Ac3-Temperatur, d.h. dem Ende der Austenitneubildung, sind keine ein-

deutigen Vergleiche der Gleeble-Versuche und der in-situ Messungen möglich. Jedoch wiesen

Messungen mittels Synchrotronstrahlung nach, dass die Ac3-Temperatur oberhalb von 900 °C

liegt, wodurch die Ergebnisse der Gleeble-Versuche (930 °C) tendenziell bestätigt werden

können.

Die in dieser Arbeit durch unterschiedliche Methoden bestimmten Ac1- und Ac3-Temperaturen

zeigen prinzipiell eine gute Übereinstimmungen zu den in Bild 3.2 nach [114], [117] für

verschiedene TRIP Stähle dargestellten Umwandlungstemperaturen. So können für die Ac1-

Temperatur Abweichungen zwischen 80 °C [114] und 20 °C [117] festgestellt werden. Die

Abweichung bei der Ac3-Temperatur liegt bei ca. 100 °C. Es sei nochmals darauf hingewie-

sen, dass die ermittelten Temperaturunterschiede aus der ungleichen chemischen Zusammen-

setzung der TRIP Stähle sowie der eingeschränkten Gültigkeit der Phasendiagramme (siehe

[117]) bei Aufheizprozessen resultieren können.

In Hinblick auf die martensitische Phasenumwandlung während des Abkühlungsprozesses

konnte sowohl durch die Gleeble-Versuche unter Verwendung der Dilatometerkurven und des

Temperatur-Zeitverlaufs als auch durch die Ofenversuche eine Ms-Temperatur von ca. 400 °C

bestimmt werden. Eine entsprechende Ms-Temperatur wurde von Zhang et al. in [126] für

einen TRIP Stahl vergleichbarer chemischer Zusammensetzung vorgestellt.

5.2.2.2 Einfluss des Wärmzyklus auf den Austenitgehalt

Die in den Gleeble-Versuchen und den Ofenexperimenten verwendeten Temperaturzyklen zur

Nachbildung des Punktschweißprozesses führen einheitlich zu einer Reduzierung des

Austenitgehaltes. Für die Ofenversuche kann dies qualitativ durch die Gegenüberstellung der

Beugungsintensitäten der 200γ-Gitterebenne für die Spitzentemperaturen 500 °C, 700 °C und

die unbehandelte Probe nachgewiesen werden, siehe Bild 5.13. Die Ergebnisse für 900 °C und

1200 °C sind mit den Resultaten für 700 °C vergleichbar und werden daher hier nicht darge-

stellt. Es zeigt sich, dass lediglich bei einer Spitzentemperatur von 500 °C (bei nachfolgender

Abschreckung) eine signifikante Peakintensität ermittelt werden konnte. Oberhalb dieser

Spitzentemperatur sind demnach nur geringe Austenitgehalte zu erwarten.

Bild 5.13: Einfluss der Spitzentemperatur auf die Beugungsintensität der 200γ-Gitterebene; Messung

mittels Röntgenstrahlung (winkeldispersive Methode), auf die Darstellung der Beugungsintensitäten

bei 900 °C und 1200 °C wird aufgrund der Vergleichbarkeit zu 700 °C verzichtet

Eine quantitative Bewertung des Austenitgehaltes unter Nutzung von Synchrotronstrahlung

für die Gleeble- sowie für die Ofenproben zeigt vergleichend Bild 5.14. Zusätzlich sind die

für die Ofenproben mittels Farbniederschlagsätzung bestimmten Austenitgehalte dargestellt.

In Hinblick auf die Spitzentemperatur kann sowohl bei den Gleeble-Versuchen als auch den

Ofenexperimenten nachgewiesen werden, dass mit steigender Maximaltemperatur, in Über-

einstimmung mit den röntgenographisch ermittelten Ergebnissen, zunächst eine Verringerung

des Austenitgehaltes auftritt.

Bild 5.14: Gegenüberstellung der für die Gleeble-Proben und die Ofenproben mittels

Synchrotronstrahlung und für die Ofenproben metallographisch bestimmten Austenitgehalte

Durch die Ofenversuche konnte weiterhin gezeigt werden, dass bis 500 °C eine vergleichs-

weise geringe und zwischen 500 °C und 700 °C eine erhebliche Reduzierung des

Austenitgehaltes einsetzt. Oberhalb einer Spitzentemperatur von 700 °C tritt hingegen keine

weitere signifikante Reduzierung des Austenitgehaltes auf. Die bei 700 °C, 900 °C und

1200 °C aufgetretenen Unterschiede in den Austenitgehalten liegen innerhalb der Streuung

der Messung und sind somit nicht signifikant. Die durch Synchrotronstrahlung ermittelten

Austenitgehalte der Ofenproben zeigen sowohl qualitativ wie auch quantitativ eine gute

Übereinstimmung zu den metallographisch bestimmten Austenitgehalten. Demzufolge relati-

vieren sich die insbesondere bei großen Austenitgehalten auftretenden Streuungen in den

Messergebnissen. Die bei Amirthalingam [114] beobachtete Erhöhung des Austenitgehaltes

bei einer Spitzentemperatur von 800 °C (Messungen in der WEZ einer Lichtbogenschweiß-

naht) konnte hier nicht bestätigt werden.

Die vergleichsweise geringe Reduzierung des Austenitgehaltes bei 500 °C steht zunächst im

Gegensatz zu dem in in-situ Ofenversuch bestimmten niedrigen Austenitgehalt (< 5 %) bei

dieser Temperatur, siehe Bild 4.18. Jedoch ist zu berücksichtigen, dass der Zerfallsprozess des

Austenits zeitabhängig ist, d.h. mit zunehmender Aufheizrate zu höheren Temperaturen

verschoben wird. Da sowohl bei den Gleeble-Versuchen als auch den Ofenexperimenten (ex-

situ) deutlich höhere Aufheizraten als in den in-situ Versuchen vorlagen, können die hohen

Austenitgehalte bei 500 °C auf einen nur eingeschränkt ablaufenden Austenitzerfall zurückge-

führt werden. Die erhebliche Reduzierung des Austenitgehaltes oberhalb einer Spitzentempe-

ratur von 700 °C kann durch unterschiedliche Phänomene begründet werden. Wie in Bild 4.18

gezeigt, erfolgt die Neubildung des Austenits oberhalb von 600 °C, wobei bei höheren Auf-

heizraten tendenziell eine verzögerte Austenitausbildung zu beobachten ist. Bei einer Spitzen-

temperatur von 700 °C kann zum einen eine geringe Verweilzeit oberhalb von 600 °C ver-

antwortlich für den geringen Austenitgehalt sein. Zum anderen erfolgt vermutlich durch die

relative hohe Aufheizrate in den ex-situ Untersuchungen eine Verschiebung der

Austenitausbildung zu höheren Temperaturen.

Eine Reduzierung des Austenitgehaltes durch die martensitische Umwandlung im Abkühlpro-

zess ist bei Spitzentemperaturen von 500 °C und 700 °C hingegen nicht zu erwarten, da bei

den Abkühlkurven kein Haltepunkt festgestellt werden konnte, siehe Bild 5.15.

Bild 5.15: Temperatur-Zeitverlauf für die Ofenproben (500 °C, 700 °C, 900 °C) und die Gleeble-

Probe (1100 °C) mit Angabe der Haltepunkte (Ms-Start)

Die geringen Austenitgehalte der Proben mit einer Spitzentemperatur oberhalb von 700 °C

sind hingegen nicht auf den Austenitzerfall, sondern im Wesentlichen auf die martensitische

Phasenumwandlung zurückzuführen. So ist davon auszugehen, dass sowohl bei der Spitzen-

temperatur von 900 °C als auch von 1200 °C ein überwiegend austenitisches Gefüge vorliegt,

siehe auch Bild 5.10a. Bei der anschließenden Abkühlung erfolgt neben der diffusionsgesteu-

erten Austenit zu Ferrit/Bainit Phasenumwandlung bei 400 °C die diffusionslose Umwand-

lung des Austenits in Martensit (Bild 5.15), so dass im Gefüge nur geringe Anteile an Auste-

nit vorliegen.

Die Gegenüberstellung der Ergebnisse aus den Gleeble-Versuchen und den Ofenversuchen

(Bild 5.15) deutet zusätzlich darauf hin, dass die unterschiedlichen Abkühlraten ebenfalls

einen Einfluss auf den Austenitgehalt haben. So liegt bei der Gleeble-Probe (1100 °C), bei der

eine deutliche geringere Abkühlgeschwindigkeit auftritt als bei den Ofenversuchen (900 °C /

1200 °C), tendenziell ein höherer Austenitgehalt vor, Bild 5.14. Der Unterschied kann auf die

in geringerem Umfang stattfindende martensitische Phasenumwandlung zurückgeführt wer-

den, die durch die niedrigere Unterkühlung bei den Gleeble-Versuchen hervorgerufen wird.

Die Ergebnisse zeigen somit, dass die Erwärmung auf unterschiedliche Spitzentemperaturen

bei vergleichbaren Abkühlbedingungen zu variierenden Austenitgehalten führen kann. Dabei

wird ab einer Temperatur von 700 °C der Austenitgehalt drastisch reduziert, wobei eine

thermisch bedingte diffusionslose Umwandlung des Austenits in Martensit bei 900 °C zu

beobachten ist.

5.3 Mechanische Kennwerte und Austenitgehalt nach

simulierten Widerstandspunktschweißprozess

Die zur Simulation des Gefüges einer Punktschweißverbindung in der WEZ

(500 °C / 700 °C / 900 °C) und des Schweißgutes (1100 °C / 1200 °C) genutzten Tempera-

turzyklen führen nicht nur zu einer Veränderung des Austenitgehaltes im Vergleich zum

unbehandelten Grundwerkstoff, sondern insbesondere auch zu abweichenden mechanischen

Kennwerten. In Bild 5.16 sind die Ergebnisse für die Gleeble-Proben, bei denen dem Punkt-

schweißprozess vergleichbare Aufheizraten erzielt wurden, und die Ergebnisse der Ofenver-

suche, bei denen dem Punktschweißprozess vergleichbare Abkühlraten verwendet wurden,

gegenübergestellt. Zu beachten ist, dass die wahren Spannungs-Dehnungskurven bis zur

Gleichmaßdehnung aufgetragen sind. Der Vergleich der mechanischen Kennwerte der

Gleeble- bzw. Ofenversuche für eine Spitzentemperatur von 500 °C zeigt trotz der signifikant

unterschiedlichen Temperaturzyklen eine gute Übereinstimmung. Demzufolge kann ge-

schlussfolgert werden, dass in diesem Temperaturbereich die mechanischen Kennwerte nicht

durch die Aufheiz- bzw. Abkühlraten bestimmt werden, sondern wesentlich durch die Spit-

zentemperatur. Begründet wird dies dadurch, dass im Abkühlprozess keine von der Abkühl-

geschwindigkeit abhängige martensitische Phasenumwandlung auftritt (Bild 5.15) sowie

durch die vergleichbaren Austenitgehalte der Proben (Bild 5.14). Für eine Spitzentemperatur

von 1100 °C (Gleeble) bzw. 1200 °C (Ofen) kann eine ebenfalls gute Übereinstimmung

festgestellt werden. Jedoch ist zu beachten, dass für die Gleeble-Probe durch den Bruch im

unbehandelten Grundwerkstoff keine vollständige Spannungs-Dehnungskurve vorliegt, wo-

durch die Aussagekraft der Ergebnisse eingeschränkt ist. Die Gegenüberstellung mit den

Ergebnissen von Kießling et al. [165] (Bild 2.17) zeigt hinsichtlich der erreichbaren Festigkei-

ten und Gleichmaßdehnungen ebenfalls eine relativ gute Übereinstimmung.

Bild 5.16: Gegenüberstellung der wahren Spannungs-Dehnungskurven für die Gleeble-Proben und

die Ofenproben sowie Angabe der vor dem Zugversuch vorliegenden Austenitgehalte

Das mechanische Verhalten von TRIP Stählen wird durch die Temperaturzyklen signifikant

beeinflusst. Aufbauend auf den Ofenproben können hinsichtlich des Temperatureinflusses

zwei wesentliche Bereiche identifiziert werden, siehe Bild 5.17. So erfolgt bis zu einer Tem-

peratur von 700 °C zunächst eine wesentliche Verringerung der ertragbaren Spannung und

insbesondere der Verformbarkeit. Ab 900 °C tritt ein deutlicher Anstieg der ertragbaren

Spannungen auf, welcher jedoch mit einer weiteren Verringerung der Verformbarkeit verbun-

den ist.

Spitzentemperatur in °C

Bild 5.17: Wahre Spannung und wahre Gleichmaßdehnung in Abhängigkeit von der Spitzentempera-

tur

100

Zu berücksichtigen ist dabei, dass die mechanische Eigenschaften von TRIP Stählen sowohl

durch den Austenitgehalt als insbesondere auch durch den Anteil an umwandlungsfähigen d.h.

metastabilen Austenits (TRIP-Effekt) bestimmt werden [27], [29]. In Bild 5.18 sind zusam-

menfassend der Einfluss sowohl der thermischen als auch der mechanischen Belastung auf

den Austenitgehalt dargestellt. Aus der Differenz der Austenitgehalte nach der Wärmebehand-

lung und dem Zugversuch lassen sich nun die umgewandelten metastabilen Austenitanteile

bestimmen. So ist festzustellen, dass lediglich bei einer Spitzentemperatur von 500 °C signifi-

kante Austenitanteile (ca. 7 %) in Martensit umwandeln. Hingegen liegen nach einer Wärme-

behandlung mit einer Spitzentemperatur von 700 °C, 900 °C und 1200 °C vernachlässigbar

kleine metastabile Austenitanteile vor (< 2 %).

Austenitgehalt in %

Ausgangsgehalt

nach Wärmebahandlung

nach Zugversuch

Unbehandelt 500 °C 700 °C 900 °C 1200 °C

Spitzentempeartur in °C

Bild 5.18: Darstellung des Einflusses der Wärmebehandlung und des Zugversuches (bis zum Versa-

gen) auf den Austenitgehalt im TRIP Stahl HCT690T

Den Zusammenhang zwischen dem ermittelten metastabilen Austenitanteil bzw. dem

Austenitgehalt sowie den resultierenden mechanischen Eigenschaften bei Erreichen der

Gleichmaßdehnung zeigt Bild 5.19.

101

024681012141618

0,05

0,10

0,15

0,20

0,25

0,30

0,35

024681012141618

700

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1500

02468

0,05

0,10

0,15

0,20

0,25

0,30

0,35

02468

700

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

1500

1200 °C

900 °C

700 °C

Wahre Dehnung

Austenitgehalt in %

500 °C

unbehandelt

700 °C

900 °C

1200 °C

unbehandelt

500 °C

700 °C

900 °C

1200 °C

unbehandelt

500 °C

700 °C

900 °C1200 °C

a) b)

c) d)

Wahre Spannung in MPa

Austenitgehalt in %

Wahre Dehnung

metastabiler Austenit in %

500 °C

unbehandelt

Wahre Spannung in MPa

metastabiler Austenit in %

Bild 5.19: Abhängigkeit der wahren Gleichmaßdehnung bei verschiedenen Spitzentemperaturen von

a) dem Austenitgehalt und c) dem metastabilen Austenitanteil; Abhängigkeit der wahren Spannung bei

verschiedenen Spitzentemperaturen: vom b) dem Austenitgehalt und d) dem metastabilen

Austenitanteil

Dabei kann festgestellt werden, dass die bis zu einer Spitzentemperatur von 700 °C beobach-

tete Verringerung der Verformbarkeit und der Festigkeit einheitlich mit einer Reduzierung des

initialen Austenitgehaltes bzw. des initialen metastabilen Austenitanteils verbunden ist. Da

sich die Gesamtfestigkeit des Werkstoffes aus den Einzelfestigkeiten sowie den Anteilen der

jeweiligen Phasen zusammensetzt [44], [60] kann die Festigkeitsreduktion bei 500 °C und

700 °C wesentlich auf die geringeren Austenitanteile zurückgeführt werden, Bild 5.19b.

Begründet wird dies durch die nach [71], [84], [79] vorliegende höhere Härte und Festigkeit

des Austenits gegenüber dem Ferrit und dem Bainit. Zu beachten ist dabei, dass bei der Wär-

mebehandlung der Austenit nicht in Martensit sondern Ferrit zerfällt [112], [113], [114].

Die Abnahme der Verformbarkeit beruht insbesondere auf dem geringeren metastabilen

Austenitgehalt bei 500 °C bzw. 700 °C, siehe Bild 5.19c. So verringert sich bei diesen Proben

die Kaltverfestigungsfähigkeit, da die γ → αM Phasenumwandlung, die nach [44], [53], [54]

zur Verschiebung der Gleichmaßdehnung zu höheren Spannungs- und Dehnungswerten führt,

in geringerem Umfang als im unbehandelten Grundwerkstoff erfolgt. Die Reduzierung der

Gleichmaßdehnung von 0,26 auf 0,21 bei Erhöhung der Spitzentemperatur von 500 °C auf

700 °C lässt sich ebenfalls auf die geringeren metastabilen Austenitanteile bei 700 °C zurück-

führen, Bild 5.19c.

Oberhalb von 700 °C erfolgt während des Abkühlprozesses ebenfalls eine signifikante Redu-

zierung des Austenitanteils (Bild 4.21). Zusätzlich zeigt der Temperatur-Zeitverlauf (900 °C

Bild 5.15) durch die Darstellung des Haltepunktes bei 400 °C, dass während des Abkühlpro-

102

zesses Anteile an Martensit entstehen. Dies wird durch die Gefügedarstellung in Bild 4.30e

durch die Visualisierung von nadelförmigen Martensit bestätigt. Die Verringerung der

Gleichmaßdehnung und die Zunahme der ertragbaren Spannung bei Erhöhung der Spitzen-

temperatur von 900 °C auf 1200 °C kann auf den höheren Martensitgehalt bei der Probe die

auf 1200 °C erwärmt wurde zurückgeführt werden. So ist davon auszugehen, dass bei 900 °C

vor dem Abkühlprozess ein geringerer Austenitgehalt vorliegt als bei 1200 °C, siehe auch

Bild 3.3. Gestützt wird diese These durch die Ergebnisse der in-situ Aufheizversuche bei

denen bei 890 °C mit 85 % ein geringerer Austenitgehalt gemessen wurde als bei 940 °C

(93 %), siehe Kap. 4.2. Demzufolge kann der Anteil an Martensit nach dem Abschrecken

ebenfalls geringer sein, was folglich zu der ermittelten höheren Dehnungsfähigkeit führen

kann. Zusätzlich tritt bei der Probe die auf 1200 °C erwärmt wurde eine Kornvergröberung

auf die ebenfalls zu einer reduzierten Dehnungsfähigkeit beitragen kann. Vergleichbares

wurde auch von Kießling et al. [165] bei Erwärmung auf Temperaturen über 900 °C festge-

stellt. Der TRIP-Effekt ist aufgrund des vernachlässigbaren metastabilen Austenitanteils in

diesem Temperaturbereich nicht von Bedeutung. Die Kornvergröberung wurde ebenfalls in

realen Widerstandspunktschweißverbindungen im Übergangsbereich Schweißlinse / WEZ

mittels der EBSD-Technik nachgewiesen (Bild 4.38), in einem Temperaturbereich der nach

Bild 4.37 bei ca. 1200 °C -1300 °C liegt.

In Hinblick auf den TRIP-Effekt ist zusammenfassend festzuhalten, dass bei einer Spitzen-

temperatur von 500 °C eine deutliche γ→αM-Phasenumwandlung nachgewiesen werden kann.

So liegt im Gefüge nach einer dem Punktschweißprozess vergleichbaren Aufheizrate

(Gleeble) bzw. Abkühlrate (Ofen) bei dieser Spitzentemperatur noch ein relativ großer Anteil

metastabilen Austenits vor. Hingegen können bei einer Erwärmung auf 700 °C, 900 °C bzw.

1200 °C zwar noch Austenitanteile im Gefüge nachgewiesen werden, jedoch erfolgte im

Zugversuch lediglich eine vernachlässigbar kleine γ→αM-Phasenumwandlung. Somit führen

diese Spitzentemperaturen unter einem dem Punktschweißprozess vergleichbaren Tempera-

turzyklus zu einer nahezu vollständigen Beseitigung des metastabilen Austenits, wodurch

folglich keine deutliche Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften durch den TRIP-

Effekt erfolgen kann.

Eine Übertragung der Ergebnisse auf reale Punktschweißverbindungen führt zu der Schluss-

folgerung, dass in den Bereichen der WEZ, bei denen im Schweißprozess Temperaturen

von bis zu 500 °C vorliegen, signifikante Anteile an metastabilen Austenit auftreten können.

In diesen Bereichen kann daher eine γ → αM-Phasenumwandlung erfolgen und zu einer

Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften und hier insbesondere der Duktilität führen.

Jedoch ist anzumerken, dass die Größe dieser Zone bezogen auf die gesamte WEZ ver-

gleichsweise gering ist, wodurch ihr Einfluss auf das Tragverhalten der Punktschweißverbin-

dung als gering einzustufen ist. Bereiche der WEZ in denen Temperaturen 700 °C vorlie-

gen, können nicht durch den TRIP-Effekt beeinflusst werden. Dabei tritt in den Werkstoffzo-

nen die auf Temperaturen oberhalb von 700 °C erwärmt werden ein Gefüge mit geringer

Verformbarkeit bzw. hoher Festigkeit auf.

Die Gegenüberstellung der Ergebnisse bezüglich des Austenitgehaltes mit Literaturangaben

[110], [112], [113], [116] lässt bei Spitzentemperaturen ab 700 °C eine gute Übereinstim-

mung erkennen. So liegen bei diesen Temperaturen, bedingt durch den Austenitzerfall, ver-

103

gleichsweise geringe Austenitgehalte vor. Inkonsistente Ergebnisse können jedoch für eine

Spitzentemperatur von 500 °C festgestellt werden. Während Zhao et al. [116] von geringen

Austenitanteilen berichten, konnten in den hier gezeigten Untersuchungen vergleichsweise

hohe Austenitgehalte nachgewiesen werden. Dabei ist jedoch zu beachten, dass die Aussagen

von [116] hinsichtlich des temperaturabhängigen Austenitgehaltes lediglich für das Laser-

strahlschweißen Gültigkeit besitzen.

Eine Wärmebehandlung ab einer Spitzentemperatur von 500 °C führt generell zu einer Redu-

zierung des Austenitgehaltes und des metastabilen Austenits. Als Folge tritt eine Verringe-

rung der Verformbarkeit und der Festigkeit auf.

5.4 Austenitgehalt und lokale mechanische Kennwerte nach

realem Widerstandspunktschweißprozess

5.4.1. Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen

auf den Austenitgehalt

Im vorangestellten Kapitel wurde der Einfluss eines Schweißzyklus durch hohe Aufheizraten

bzw. hohe Abkühlgeschwindigkeiten abgebildet. Jedoch konnten dabei die Einflüsse der

Elektrodenkraft, der kurzen Haltezeiten bei den jeweiligen Maximaltemperaturen und insbe-

sondere die Kopplung der hohen Aufheiz- und Abkühlraten nicht experimentell nachgestellt

werden. Daher wurden zusätzlich zu den simulierten Schweißproben Untersuchungen an

realen Widerstandspunktschweißverbindungen durchgeführt.

Die mittels der Software Sorpas bestimmten Aufheiz- und Abkühlraten der WEZ eines punkt-

geschweißten TRIP Stahls vergleichbarer chemischer Zusammensetzung sowie die Verweil-

zeit bei der jeweiligen Spitzentemperaturen weichen z.T. deutlich von den experimentell

simulierten Gleeble bzw. Ofenproben ab. Jedoch liegen für die Abkühlbedingungen, welche

wesentlich für die Gefügeausbildung sind, mit t8/5-Zeiten von 0,1 s Werte vor, die unter

Berücksichtigung von Schweiß-ZTU Diagrammen [127] eine grundsätzliche Übertragbarkeit

der Ergebnisse von thermisch simulierten Proben auf reale Widerstandspunktschweißproben

gewährleisten.

Durch die Untersuchungen mittels hochenergetischer Synchrotronstrahlung konnte festgestellt

werden, dass mit zunehmendem Abstand zur Schweißlinsenmitte ein signifikanter Anstieg der

γ-Peakintensitäten auftritt. Dieses Verhalten deutet auf einen geringen Austenitgehalt in der

Schweißlinse und auf eine drastische Erhöhung des Austenitanteils in den Randbereichen der

WEZ hin.

Die quantitative Auswertung zeigt, dass in der Schweißlinse und am Übergang zur WEZ

geringe Gehalte von < 4 % Austenit vorliegen. Damit erfolgt eine deutlich größere Reduktion

des Austenits als von Zhao et al. [116] beim Laserstahlschweißen nachgewiesen wurde. Am

Übergang WEZ und Grundwerkstoff, d.h. ca. 1 mm von der Schweißlinse entfernt, werden

bereits Austenitgehalte bestimmt die denen des Grundwerkstoffes entsprechen. Demzufolge

liegt in der WEZ einer Widerstandspunktschweißverbindung aus TRIP Stahl HCT690T ein

hoher Gradient hinsichtlich des Austenitgehaltes vor. Zur Verdeutlichung sind in Bild 5.20

die geometrischen Verhältnisse während der Messung und insbesondere die Lage der Messbe-

reiche sowie die ermittelten Austenitgehalte wiedergegeben.

104

Bild 5.20: Schematische Lage der mittels Synchrotronstrahlung ausgewerteten Messbereiche mit

Angabe der vorliegenden Austenitgehalte

Für die in Bild 5.20 dargestellten Messbereiche können unter Verwendung der Simulationser-

gebnisse aus Bild 4.37 die Spitzentemperaturen abgeschätzt werden. So liegen für den Mess-

bereich in der Mitte der Schweißlinse Spitzentemperaturen von ca. 1500 °C vor. Für den

Messbereich der 2 mm von der Schweißlinse entfernt liegt (4 % Austenit), wurde eine mittlere

Temperatur von 1200 °C ermittelt. Zu beachten ist dabei, dass dieser Messbereich sich auf-

grund der Geometrie der Linse (siehe Bild 5.20) zu ca. 50 % aus der Schweißlinse und zu

weiteren ca. 50 % aus einer Zone mit variabler Spitzentemperatur (Temperaturintervall

700 °C bis 1500 °C in Blechdickenrichtung) zusammensetzt. Für den Messpunkt mit einem

Abstand von 3 mm zur Schweißlinsenmitte liegt eine Spitzentemperatur zwischen 500 °C und

350 °C vor. Im Folgenden wird von einer mittleren Temperatur von 425 °C ausgegangen.

Basierend auf diesen Ergebnissen erfolgt in Bild 5.21 eine Gegenüberstellung der

Austenitgehalte für den simulierten und den realen Schweißprozess in Abhängigkeit von der

Spitzentemperatur.

Bild 5.21: Gegenüberstellung der Austenitgehalte in Abhängigkeit von der Spitzentemperatur für

eine reale Punktschweißverbindung (Temperaturdaten näherungsweise durch die Sorpas-Simulation

bestimmt) und für die Ofenproben

105

Es können sowohl für den unbeeinflussten Grundwerkstoff als auch für den Übergangsbereich

WEZ/Schweißlinse (1200 °C) relativ gute Übereinstimmungen festgestellt werden. Da durch

die in-situ Messungen mittels Synchrotronstrahlung nachgewiesen wurde, dass der

Austenitzerfall in einem vergleichsweise kleinen Temperaturintervall erfolgt (siehe Bild

4.18), können die Abweichungen im Übergangsbereich WEZ/Grundwerkstoff (500 °C bzw.

425 °C) auf die unterschiedlich hohen Spitzentemperaturen zurückgeführt werden. Anzumer-

ken bleibt weiterhin, dass die Ergebnisse der realen Punktschweißverbindung für die mittlere

Spitzentemperatur von 425 °C die Aussagen von [116] hinsichtlich der Grenztemperatur für

den Austenitzerfall (400 °C) prinzipiell bestätigen.

Die geringen Abweichungen in den Austenitgehalten der realen Fügestelle und der korres-

pondierenden wärmebehandelten Proben führen zu der Schlussfolgerung, dass eine Übertrag-

barkeit der aus den Ofenversuchen gewonnenen Ergebnisse bezüglich des Austenitgehaltes

auf die WEZ einer realen Widerstandspunktschweißverbindung möglich ist. Demnach kann

die Entwicklung des Austenitgehaltes sowie des metastabilen Austenitanteils in einer Wider-

standspunktschweißverbindung wie in Bild 5.22 dargestellt näherungsweise beschrieben

werden. So liegen lediglich im Übergang von der WEZ zum Grundwerkstoff signifikante

Austenitgehalte vor. Eine Beeinflussung des mechanischen Verhaltens durch eine γ→αM-

Phasenumwandlung (TRIP-Effekt) bei äußerer Belastung ist daher ebenfalls lediglich in

diesem Bereich zu erwarten. Basierend auf den hier dargestellten Ergebnissen ist davon

auszugehen, dass bei dem widerstandpunktgeschweißten TRIP Stahl HCT690T die für TRIP

Stähle typische Kombination aus hoher Festigkeit und hoher Verformbarkeit in der WEZ nur

im Übergangsbereich zum Grundwerkstoff, d.h. bei Spitzentemperaturen von ≤ 500 °C,

erreicht werden können. Aufgrund der vergleichsweise geringen Größe dieses Werkstoffbe-

reiches wird geschlussfolgert, dass der TRIP-Effekt keinen deutlichen Einfluss auf die me-

chanischen Eigenschaften von Punktschweißverbindung aus TRIP Stahl ausüben kann.

Bild 5.22: Darstellung der Entwicklung des Austenitgehaltes und des metastabilen Austenitanteils in

einer realen Widerstandspunktschweißverbindung aus HCT690T

106

5.4.2 Einfluss des Temperaturzyklus beim Widerstandspunktschweißen

auf die lokalen mechanischen Eigenschaften

5.4.2.1 Diskussion der Härteverläufe

Die Härte ist das wichtigste Kriterium zur Charakterisierung der lokalen mechanischen Eigen-

schaften von Widerstandspunktschweißverbindungen [134], [135]. Dabei zeigen die Ergeb-

nisse den typischen Verlauf mit einem drastischen Anstieg der Härte in der WEZ bis auf das

Niveau der Schweißlinse.

Die Härteverläufe können jedoch auch als Referenzdaten für die Bewertung der Ergebnisse

aus den Ofenversuchen hinsichtlich einer Übertragbarkeit auf die mechanischen Kennwerten

einer Widerstandspunktschweißverbindung genutzt werden. Bild 5.23a zeigt die Härtewerte

der Ofenproben im Vergleich zu den Ergebnissen der Widerstandspunktschweißverbindung.

Dabei kann festgestellt werden, dass die Proben mit einer Spitzentemperatur von 500 °C und

700 °C sich in Bereichen der WEZ eingliedern, die eine relativ geringe Härtezunahme im

Vergleich zum Grundwerkstoff aufweisen. Hingegen erreicht die Ofenprobe mit einer Spit-

zentemperatur von 1200 °C einen Härtewert der nahezu dem der Schweißlinse entspricht.

Basierend auf dem mittels Sorpas bestimmten Temperaturfeld werden in Bild 5.23b die

Spitzentemperaturen in der WEZ ermittelt, die zu einer äquivalenten Härte bei einer Wider-

standspunktweißverbindung führen. Dabei kann eine relativ gute Übereinstimmung der im

Ofenversuch tatsächlich aufgetretenen Spitzentemperatur und der mittels numerischer Simula-

tion bestimmten Spitzentemperatur festgestellt werden.

150

300

450

600

750

900

1050

1200

1352

1500

Temperatur in °C

Widerstandspunktschweißverbindung

Ofenproben

1200 °C

-4,0 -3,5 -3,0 -2,5 -2,0

100

200

300

400

500

600

Härte HV0,5

Abstand von der Schweißlinsenmitte in mm

WEZ

a) b)

-4 -2 0

100

200

300

400

500

600

Härte HV0,5

Abstand von der Schweißlinsenmitte in mm

GW WEZ Schweißlinse

500 °C

700 °C

900 °C

500 °C

700 °C

1200 °C

900 °C

1100 °C

825 °C

650 °C

525 °C

Bild 5.23: a) Vergleich der Härtewerte einer realen Punktschweißverbindung aus HCT690T und den

thermisch simulierten Zugproben b) Analyse der Spitzentemperatur der Ofenproben durch einen

Vergleich mit der Sorpas-Simulation

Bemerkenswert ist hingegen, dass die Härtewerte der thermisch behandelten Zugproben

(500 °C und 700 °C) oberhalb des Grundwerkstoffniveaus liegen, während die Festigkeit

dieser Proben geringer ist als die des Grundwerkstoffes, siehe Bild 4.35. Demnach kann die

häufig beschriebene direkte Korrelation zwischen Härte und Festigkeit hier nicht nachgewie-

107

sen werden, wodurch eine Übertragung von Härtewerte auf Festigkeitskennwerte unter den

hier dargestellten Bedingungen nicht möglich ist.

Auf Grundlage der o.g. Ergebnisse kann geschlussfolgert werden, dass die in den Ofenversu-

chen bei den jeweiligen Spitzentemperaturen ermittelten mechanischen Kennwerte auf die

Bereiche der WEZ einer Widerstandspunktschweißverbindung übertragen werden können, in

denen den Ofenversuchen äquivalente Temperaturen vorliegen.

5.4.2.1 Instrumentierte Eindringprüfung

Sowohl die mittels der instrumentierten Eindringprüfung bestimmten Fließspannungen als

auch die wahren Spannungs-Dehnungskurven zeigen bereits in der WEZ einen signifikanten

Anstieg der Festigkeit bis auf das Niveau der Schweißlinse. Basierend auf den Festigkeits-

kennwerten aber auch den Härtewerten können zwei unterschiedliche Bereiche innerhalb der

WEZ definiert werden, Bild 5.24.

WEZ SchweißlinseGrundwerkstoff

1,0 mm

910 11 12

(II)

0246

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

15 12 11

Fließgrenze in MPa

Abstand von der Linsenmitte in mm

Schweißlinse Grundwerkstoff

WEZ

(I)

Bild 5.24: Mittels der instrumentierten Eindringprüfung bestimmte Fließgrenzen für die WEZ und

die Schweißlinse mit Einteilung der WEZ in zwei signifikant unterschiedliche Bereiche (I) und (II)

Bereich I umfasst den Bereich der WEZ der geringfügig höhere Festigkeiten aufweist als der

Grundwerkstoff. Basierend auf den Ergebnissen aus den Ofenexperimenten ist davon auszu-

gehen, dass in diesen Bereich Temperaturen von deutlich unter 900 °C auftreten. Diese Hypo-

these wird durch den in Bild 5.23 gezeigten Härtevergleich der thermisch behandelten Zug-

proben und der Punktschweißverbindung gestützt.

Im Bereich II liegen die mechanischen Eigenschaften bereits auf dem Niveau der Schweißlin-

se. Das ist konsistent zu den Ergebnissen von Sommer [147] und Tao et al. [164] die Festig-

keitskennwerte der WEZ ermittelten die denen der Schweißlinse entsprechen. Zusätzlich

wurde von [164] ebenfalls eine Unterteilung der WEZ in einen harten und einen weicheren

Bereich vorgenommen. In Bereich II der WEZ treten Temperaturen deutlich oberhalb von

108

700 °C auf (Bild 4.18). Diese führen zu einem hohen Austenitanteil vor dem Abkühlprozess,

was in Übereinstimmung mit [117] folglich einen hohen Anteil an Martensit nach dem Ab-

kühlen im Gefüge erwarten lässt. Eine Erhöhung der lokalen Temperatur über ca. 1000 °C

führt nach Bild 4.18 und [114] nicht zu einer weiteren signifikanten Zunahme des

Austenitgehaltes vor und somit des Martensitgehaltes nach dem Abkühlvorgang womit eine

wesentliche Veränderung der mechanischen Eigenschaften, unter Voraussetzung vergleichba-

rer Abkühlbedingungen, ausgeschlossen werden kann. Daher liegen im Bereich II Festig-

keitskennwerte vor, die denen der Schweißlinse entsprechen.

In Hinblick auf die Bestimmung der Verformungsfähigkeit ist anzumerken, dass die instru-

mentierte Eindringprüfung diesbezüglich keine zuverlässige Auswertung ermöglicht. So kann

bei diesen Verfahren im Gegensatz zu einer Zugprüfung kein Versagenskriterium wie z.B. der

Bruch der Probe definiert werden. Daher ist die Ermittlung der Bruch- oder der Gleichmaß-

dehnung als Kriterium für die Verformungsfähigkeit nicht möglich.

Um die Ergebnisse der instrumentierten Eindringprüfung zu validieren, werden die wahren

Spannungs-Dehnungskurven den Ergebnissen der Ofenversuche (unbehandelt, 900 °C und

1200 °C) gegenübergestellt, siehe Bild 5.25.

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20

250

500

750

1000

1250

1500

1750

2000

2250

2500

2750

Wahre plastische Dehnung

1 - Grundwerkstoff -IIP

7 - WEZ - IIP

8 - WEZ -

IIP

15 - Schweißlinse -

IIP

Grundwerkstoff

aus Zugversuch

900 °C und abgeschreckt

1200 °C und abgeschreckt

WEZ SchweißlinseGrundwerkstoff

1,0 mm

910 11 12

Wahre Spannung in MPa

Bild 5.25: Vergleich der wahren Spannungs-Dehnungskurven aus der instrumentierten Eindringprü-

fung und den thermisch behandelten Zugproben

Dabei zeigt sich, dass bezüglich des Grundwerkstoffes eine relativ gute Übereinstimmung der

Ergebnisse besteht. Die Abweichung liegt dabei im Maximum unterhalb von 18 %. Bezüglich

der mechanischen Kennwerte der Schweißlinse bzw. des Bereichs II der WEZ kann bis zu

einer wahren plastischen Dehnung von 0,03 für die auf 900 °C erwärmte Probe ebenfalls eine

relative gute Übereinstimmung nachgewiesen werden. Oberhalb einer Dehnung von 0,03

weichen die wahren Spannungs-Dehnungskurven jedoch stark voneinander ab. Hingegen liegt

109

für die auf 1200 °C erwärmte Probe im gesamten plastischen Dehnungsbereich ein deutlich

unterschiedlicher Spannungs-Dehnungsverlauf vor. Diese Abweichungen können aus den

Beschränkungen des verwendeten Auswerteprogramms (Indent-Analyser) resultieren. So sind

die neuronalen Netze lediglich bis zu einer Streckgrenze von 500 MPa trainiert (siehe Kap. 3).

Ein Vergleich der Ergebnisse der Eindringprüfung mit den Untersuchungen von Sommer

[147] und Tao et al. [164] weist ein inkonsistentes Verhalten nach. So wurden mit 1000 MPa

bzw. 1150 MPa in diesen Arbeiten deutlich höhere Fließspannungen für die Schweißlinse

ermittelt als bei Einsatz der instrumentierten Eindringprüfung. Auch die experimentell be-

stimmten wahren Spannungs-Dehnungskurven (Ofenversuche) weichen relativ stark von den

Ergebnissen der instrumentierten Eindringprüfung ab. Hingegen zeigen die mit Hilfe von

Ofenversuchen bestimmten Fließgrenzen eine relativ gute Übereinstimmung zu den Werten

von [147]. Anzumerken bleibt, dass die Vergleichbarkeit der Ergebnisse jedoch eingeschränkt

ist, da diese Untersuchungen an einen Dualphasenstahl und nicht an einen TRIP Stahl durch-

geführt wurden. Jedoch deuten die Ergebnisse darauf hin, dass die instrumentierte Eindring-

prüfung in der hier verwendeten Form lediglich Tendenzen in Hinblick auf die Festigkeits-

kennwerte der WEZ und der Schweißlinse liefern kann. Eine Validierung des Verfahrens

durch einen statistisch abgesicherten Vergleich der wahren Spannungs-Dehnungskurven von

thermisch behandelten Zugproben und den Ergebnissen der instrumentierten Eindringprüfung

an identisch behandelten Proben ist daher für einen weiteren Einsatz der instrumentierten

Eindringprüfung als Verfahren zur Bestimmung lokaler mechanischer Kennwerte von

Schweißverbindungen erforderlich.

Durch eine Kopplung der Ergebnisse aus der instrumentierten Eindringprüfung und den

Ofenversuchen, insbesondere auf Basis der Steigung der Kurven, können jedoch näherungs-

weise die zu erwartenden wahren Spannungs-Dehnungskurven der WEZ und der Schweißlin-

se ermittelt werden.

So zeigen die Ergebnisse aus den Ofenversuchen, dass die Steigung der wahren Spannungs-

Dehnungskurven nahezu unabhängig von der Spitzentemperatur ist, siehe Bild 4.35. In [166]

und [152] sind ebenfalls nahezu identische Anstiege der wahren Spannungs-Dehnungskurven

der WEZ, der Schweißlinse und des Grundwerkstoffes dargestellt. Demzufolge kann durch

eine einfache Verschiebung der wahren Spannungs-Dehnungskurven des Grundwerkstoffes

(Zugversuch) ab einer wahren plastischen Dehnung von 0,03 das mechanische Verhalten der

WEZ und der Schweißlinse neu bestimmt werden, siehe Bild 5.26. Der Dehnungswert von

0,03 wurde gewählt, da hier eine relativ gute Übereinstimmung zwischen den Ergebnissen der

Zugprüfung und der Eindringprüfung besteht. Da nach Tao et al. [164] der E-Modul im

Bereich der WEZ und der Schweißlinse dem des Grundwerkstoffes entspricht, kann der

elastische Bereich zusätzlich in die Betrachtungen mit einbezogen werden.

110

WEZ SchweißlinseGrundwerkstoff

1,0 mm

910 11 12

1 - Grundwerkstoff (GW)

4 - WEZ

5 - WEZ

6 - WEZ

7 - WEZ

8 - WEZ

15 - Schweißlinse

250

500

750

1000

1250

1500

1750

2000

2250

2500

2750

Modifizierung

(Steigung aus Zugversuch)

Bild 5.26: Modifizierte wahre Spannungs-Dehnungskurven für verschiedene Bereiche der Punkt-

schweißverbindung aus HCT690T

Für die Schweißlinse werden unter Berücksichtigung der Arbeiten von [147] und [164] bei

denen für die Schweißlinse eine Fließspannungen oberhalb von 1000 MPa bestimmt wurde,

deutliche Abweichungen zu den Ergebnissen der Eindringprüfung nachgewiesen. Daher wird

in den weiteren Untersuchungen für diesen Bereich die wahre Spannungs-Dehnungskurve aus

den Ofenversuchen bei 1200 °C (Fließspannung: 1000 MPa) verwendet. Somit wird lediglich

für die WEZ die aus der instrumentierten Eindringprüfung bestimmte Spannungs-

Dehnungskurve genutzt. Die wahren Spannungs-Dehnungskurven für den Grundwerkstoff,

die WEZ und die Schweißlinse sind in Bild 5.27 zusammenfassend dargestellt. Sie werden im

Folgenden als Eingangsdaten für die numerische Simulation der Beanspruchungsverhältnisse

an einer Widerstandspunktschweißverbindung genutzt.

Grundwerkstoff (Zugversuch)

WEZ Bereich I (instrumentierte Eindringprüfung)

Schweißlinse / WEZ Bereich II (Ofenversuche bei 1200 °C)

250

500

750

1000

1250

1500

1750

2000

2250

2500

2750

Modifizierung (Steigung aus Zugversuch)

Wahre Dehnung

Versagen der Probe

Bild 5.27: Für die FE-Simulation genutzten wahren Spannungs-Dehnungskurven des Grundwerk-

stoffes, der WEZ und der Schweißlinse; lediglich die wahre Spannungs-Dehnungskurve der Schweiß-

linse ist bis zum Versagen der Proben dargestellt

111

Im FE-Modell (siehe Kapitel 3) wird die Spannungs-Dehnungskurve der Schweißlinse

(1200 °C) als Eingangsdaten für die WEZ-1 und für die Schweißlinse genutzt. Für die im FE-

Modell als WEZ-2 beschriebene Zone erfolgt vergleichend die Implementierung der Grund-

werkstoffdaten (Modell-1), der Spannungs-Dehnungskurve der WEZ (instrumentierte Ein-

dringprüfung - Modell-2) sowie der Spannungs-Dehnungskurve der Schweißlinse (Ofenver-

such bei 1200 °C - Modell-3). Die Nutzung von jeweils einer Spannungs-Dehnungskurve für

die WEZ und die Schweißlinse entspricht dem Vorgehen von [152], [155].

In Tabelle 5.1 sind die charakteristischen Kennwerte der drei Zonen (Grundwerkstoff, WEZ,

Schweißlinse) zusammenfassend dargestellt.

Tabelle 5.1: Mechanische Kennwerte der für die FE-Simulation verwendeten Zonen (Grundwerk-

stoff, WEZ, Schweißlinse)

Bereich Fließgrenze in MPa Wahre Bruchspannung

in MPa

Wahre Bruchdehnung

Grundwerkstoff 400 1150 65

WEZ 550 ---5 ---5

Schweißlinse 1000 1560 0,21

5.5 Verformungsverhalten von widerstandspunktgeschweißten

TRIP Stahl

Das Verformungsverhalten, charakterisiert durch die maximale Dehnung an der Fügestelle, ist

sowohl qualitativ als auch quantitativ für die Vorder- und Rückseite der Scherzugprobe

vergleichbar. Die beobachteten Abweichungen in den Dehnungswerten treten insbesondere

im Bereich geringer Dehnungen (x < 0,04) auf. Ursachen für die geringen Abweichungen der

Dehnungen an Vorder- und Rückseite können u.a. eine unsymmetrische Linsenausbildung

und/oder unterschiedliche Kerbgeometrien sein. Auch Messfehler, die durch die Nutzung des

Spiegelsystems hervorgerufen werden könnten, sind nicht gänzlich als Ursache auszuschlie-

ßen. Bei einer Belastungen nahe der Scherzugfestigkeit sind die Abweichungen, unter Be-

rücksichtigung der Streuung innerhalb einer Versuchsreihe (Standartabweichung ~ 0,01),

hingegen vernachlässigbar klein.

Anhand der Dehnungsfeldmessung konnte neben der maximalen Dehnung auch das Deh-

nungsverhalten im gesamten Fügebereich analysiert werden. Die Konzentration der Dehnung

im Bereich außerhalb des Elektrodeneindrucks bzw. der Schweißlinse resultiert aus der kom-

binierten Kopf- und Scherkraft und den folglich erhöhten Spannungen in diesen Bereich (vgl.

Bild 2.13c) und wurde ebenfalls von [146] beobachtet. In Übereinstimmung mit [162], [158]

ist für den Bereich der Schweißlinse lediglich eine vernachlässigbar kleine Dehnung nach-

weisbar. Analoge Resultate wurden bereits von Sakai et al. [158] vorgestellt. Zu berücksichti-

gen ist jedoch, dass die erzielten Ergebnisse hinsichtlich der Dehnung im Scherzugversuch

5 Aufgrund des fehlenden Versagenskriteriums konnten diese Werte mittels der instrumentierten Eindringprü-

fung nicht bestimmt werden.

112

lediglich für den Ausknöpfbruch vorliegen, das Verhalten bei einem Scherbruch bzw. Misch-

bruch wurde in den hier durchgeführten Untersuchungen nicht betrachtet.

Bei geringen Dehnungen unterhalb von 0,004 wurden bei der optischen Dehnungsfeldmes-

sung relativ große Streuungen beobachtet. Um eine präzise Analyse insbesondere in Hinblick

auf den Vergleich mit den Ergebnissen der numerischen Simulation zu gewährleisten, wurden

Messungen mittels Dehnungsmessstreifen für den Bereich der maximalen Dehnung durchge-

führt. Bild 5.28 zeigt den Vergleich der mit den unterschiedlichen Verfahren bestimmten

Kraft-Dehnungskurven und verdeutlicht die relativ gute Übereinstimmung der Ergebnisse. So

liegt die mittels DMS bestimmte Kraft-Dehnungskurve innerhalb des durch die Dehnungen an

der Vorder- und Rückseite durch die optische Dehnungsfeldmessung vorliegenden Streuban-

des.

-0,002 0,000 0,002 0,004 0,006 0,008 0,010

Kraft in kN

Dehnung e

Aramismessung

Dehnungsmessstreifen

Rückseite

Vorderseite

DMS

Bild 5.28: Gegenüberstellung der Kraft-Dehnungskurven aus den Dehnungsfeldmessungen

(ARAMIS) und den Messungen mittels DMS

Die für geringe Belastungen vorliegende negative Dehnung ist sowohl für die DMS-Messung

als auch für die optische Dehnungsmessung zu beobachten. Hinsichtlich eines Vergleiches ist

zu berücksichtigen, dass bei der Messung mittels DMS die Dehnung für einen Oberflächenbe-

reich gemittelt wurde, so dass nicht sichergestellt werden konnte, dass ausschließlich die

maximale Oberflächendehnung analysiert wurde. Dadurch ist die quantitative Übertragbarkeit

der Ergebnisse auf die optischen Dehnungsfeldmessungen eingeschränkt.

Der nachgewiesene negative Dehnungsanteil bei geringen Belastungen im Scherzugversuch

charakterisiert eine Druckspannung an der Oberfläche und wurde bereits von [158], [159]

beobachtet. Als Ursache kann der sich bei einer beginnenden Rotation der Schweißlinse

ausbildende Kopfzuganteil F┴ genannt werden. Dieser wird jedoch bei zunehmender Belas-

tung durch den Zuganteil in diesem Blechquerschnitt überlagert, so dass oberhalb einer be-

stimmten Kraft schließlich eine positive Dehnung vorliegt. Auch Adib und Jeong beschreiben

113

in [142] eine Druckspannung im Oberflächenbereich einer im Scherzugversuch belasteten

Widerstandspunktschweißprobe.

In Kombination mit dem Dehnungsfeld dienen die mittels optischer Dehnungsfeldmessung

bestimmten und durch die DMS Messung bestätigten Kraft-Dehnungskurven sowohl als

qualitative wie auch als quantitative Referenzdaten für die Diskussion der Ergebnisse der

numerischen Simulation.

5.6 FE-Simulation

Der qualitative Vergleich (Bild 4.47) zeigt in Hinblick auf das sich ausbildende Dehnungsfeld

zunächst ein nahezu identisches Dehnungsverhalten für die unterschiedlichen Simulationsmo-

delle. Für das Modell 1, bei dem die Materialkenndaten des Grundwerkstoffes für die WEZ-2

genutzt wurden, tritt jedoch eine größere maximale Oberflächendehnung auf als für das

Modell 2 und das Modell 3, bei denen die Kenndaten der WEZ (Eindringprüfung) bzw. die

Kenndaten der Schweißlinse (Ofenversuche) verwendet wurden. Mit zunehmender Festigkeit

der WEZ-2, d.h. der Zone deren Materialkenndaten variiert werden, ist eine Reduzierung der

maximal auftretenden Oberflächendehnungen festzustellen.

Die quantitativen Ergebnisse der numerischen Simulationen lassen für die drei untersuchten

Modelle ein unterschiedliches lokales Verhalten erkennen. Das äußert sich vorwiegend in den

divergenten Kraft-Dehnungsverläufen, gekennzeichnet durch unterschiedliche maximale

negative Dehnungen zu Beginn der Messung, einem abweichenden Anstieg der Kraft-

Dehnungskurve bei höheren Beanspruchungen und divergierenden Maximalkräften/-

dehnungen bei identischer Verlängerung. Hingegen zeigen die ermittelten Kraft-

Verlängerungskurven geringere Abweichungen bei der Maximalkraft und in der Kraft-

Verlängerungskurve, siehe auch Bild 5.29. Diese Diskrepanz resultiert voraussichtlich aus den

Gültigkeitsbereichen der verschiedenen Messkurven. So repräsentieren die Kraft-

Dehnungskurven das lokale Verhalten, das wesentlich durch die lokalen mechanischen

Kennwerte (WEZ, Schweißlinse) bestimmt wird. Durch die Erhöhung der Festigkeit der

WEZ-2 in Modell 2 und Modell 3 sowie der dadurch hervorgerufenen gravierenden Änderun-

gen der lokal vorliegenden mechanischen Kennwerte können die unterschiedlichen Ergebnis-

se für die genutzten Simulationsmodelle erklärt werden. Die Kraft-Verlängerungskurve wird

hingegen durch die in der gesamten Probe vorliegenden mechanischen Kennwerte bestimmt.

Da das Grundwerkstoffvolumen dem der WEZ und der Schweißlinse deutlich überwiegt, ist

der Einfluss des Grundwerkstoffes auf das globale Kraft-Verlängerungsverhalten wesentlich

größer als bei der lokalen Dehnungsmessung. Diese Hypothese wird auch durch die im Scher-

zugversuch nachgewiesene plastische Verformung des Grundwerkstoffes (ca. 0,02 - Bild

4.44) gestützt. Da identische mechanische Kennwerte für den Grundwerkstoff in den drei

Modellen verwendet wurden, ist folglich ein vergleichbares globales Verhalten mit lediglich

geringen Unterschieden nachzuweisen. Anzuerkennen bleibt, dass die Dehnungsfelder, unab-

hängig vom Simulationsmodell eine relativ gute qualitative Übereinstimmung zu der Arbeit

von Radakovic und Tumuluru [146] zeigen.

Hinsichtlich des Festigkeitsverhaltens im Scherzugversuch konnte tendenziell die von

Crostack [143] sowie Chandel und Garber [144] prognostizierte Zunahme der Scherzugkraft

mit höherer Festigkeit der WEZ nachgewiesen werden.

114

Die Gegenüberstellung der Simulationsergebnisse mit den Ergebnissen des realen Scherzug-

versuchs ist in Bild 5.29 gezeigt.

0,00 0,05 0,10 0,15 0,20

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

Kraft in kN

Dehnung ex

Kraft in kN

Verlängerung in mm

Modell 1 (mit Grundwerkstoff)

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Experiment

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10

8,0

8,5

9,0

9,5

10,0

10,5

11,0

11,5

12,0

Dehnung e

Kraft in kN

Modell 1 (mit Grundwerkstoff)

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Experiment (Aramis)

1,0 1,2 1,4 1,6 1,8

8,0

8,5

9,0

9,5

10,0

10,5

11,0

11,5

12,0

Verlängerung in mm

Kraft in kN

Bild 5.29: Vergleich der Kraft-Dehnungskurven a) und der Kraft-Verlängerungskurven b) mit den

experimentellen Ergebnissen

Bild 5.29a zeigt zunächst die Kraft-Verlängerungskurven bis zum Erreichen einer Verlänge-

rung von 1,7 mm. Dabei wird unabhängig vom verwendeten Modell eine gute qualitative

Übereinstimmung (Verlauf der Kraft-Dehnungskurve) nachgewiesen. Der quantitative Ver-

gleich offenbart jedoch gravierende Abweichungen in Hinblick auf die maximalen Oberflä-

chendehnungen bei gleicher globaler Verlängerung der Probe. Dieser Sachverhalt wird im

Folgenden näher analysiert und diskutiert.

Bezüglich der Qualität der verwendeten Modelle zur Abbildung des lokalen Verhaltens kann

nachgewiesen werden, dass die Kraft-Dehnungskurven, die sich aus den Modellen 2 und 3

ermitteln lassen, eine größere Übereinstimmung zum realen Verhalten aufweisen als die

entsprechenden Ergebnisse des Modells 1. Dabei liegen die geringsten Abweichungen zum

realen Verhalten bei Modell 3 vor.

115

Bezüglich des globalen Verhaltens (Kraft-Verlängerungskurve) wurden lediglich geringe

Abweichungen der Simulationsergebnisse von den experimentellen Daten bestimmt. Hier

zeigt sich, dass Modell 2 tendenziell eine bessere Näherung zum realen Verhalten darstellt als

das Modell 1 und das Modell 3, bei denen vergleichbar große Abweichungen zu beobachten

sind.

Die Genauigkeit der Simulationsergebnisse bei geringen Belastungen bzw. Dehnungen wird

in Bild 5.30 durch eine Gegenüberstellung der experimentell (ARAMIS, DMS) sowie

simulativ bestimmten Kraft-Dehnungskurven diskutiert. Dabei wird deutlich, dass die Ergeb-

nisse der drei verwendeten Modelle eine gute qualitative wie auch quantitative Übereinstim-

mung zu den optischen Dehnungsfeldmessungen der Probenrückseite aufweisen, wobei die

Modelle 2 und 3 auch hier tendenziell bessere Ergebnisse aufweisen als Modell 1. Die Unter-

schiede zu den DMS-Messungen bestehen in einem bei gleicher Dehnung höheren Kraftni-

veau, wobei auch hier eine ausreichend gute Übereinstimmung der Kraft-Dehnungskurven

nachweisbar ist. Die ermittelten Unterschiede können aus der bei DMS-Messungen vorlie-

genden relativ großen Messfläche resultieren, so dass zusätzlich zu dem Bereich der maxima-

len Dehnung auch ein Gebiet mit geringerer Oberflächendehnung erfasst wird, siehe Bild

5.28.

Somit bleibt festzuhalten, dass, unabhängig von dem verwendeten Modell, die mittels FE-

Simulation bestimmten maximalen Oberflächendehnungen eine gute Übereinstimmung zu

den experimentell ermittelten Daten aufweisen.

Bild 5.30: Vergleich der Kraft-Dehnungskurven der FE-Simulationen und der experimentellen

Versuchsreihen (DMS, ARAMIS)

Zusammenfassend kann geschlussfolgert werden, dass sich hinsichtlich einer zufriedenstel-

lenden numerischen Simulation des mechanischen Verhaltens einer widerstandspunktge-

schweißten Scherzugprobe prinzipiell alle hier untersuchten Modelle eignen. Für eine präzise-

116

re Modellierung sollte jedoch das Modell 2 (besseres globales Verhalten) bzw. das Modell 3

(besseres lokales Verhalten) genutzt werden. Daher werden ausschließlich diese im Folgenden

weiterführend betrachtet. Von Bedeutung ist weiterhin, dass, unabhängig von dem betrachte-

ten Simulationsmodell, eine gute Übereinstimmung für das globale Kraft-

Verlängerungsverhalten zwischen Experiment und Simulation nachgewiesen wurde (Bild

5.29b). Hingegen können die simulativ ermittelten lokalen Dehnungskennwerte bei gleicher

Kraft deutlich von den experimentellen Ergebnissen abweichen. Infolgedessen wird ge-

schlussfolgert, dass für eine gesichtete Bewertung von numerischen Simulationsmodellen das

lokale Verhalten zwingend zu berücksichtigen ist, da es sensitiver auf Änderungen der Mate-

rialkenndaten des Fügebereichs reagiert als die globalen Kennwerte. Dies bedeutet, dass die

präzise Nachbildung der Kraft-Verlängerungskurven durch FE-Simulation nicht notwendi-

gerweise zu einer exakten Abbildung des lokalen, d.h. für das Bruchverhalten wesentlichen

Verhaltens führt. Das ist insbesondere bei der Interpretation der Ergebnisse aus den Literatur-

angaben [152], [153], [154], [184], bei denen der Vergleich der realen und der simulierten

Kraft-Verlängerungskurve als Bezugsgröße diente, zu berücksichtigen.

Weiterhin weisen die Ergebnisse der hier verwendeten Simulationsmodelle darauf hin, dass

für eine numerische Simulation des Scherzugversuchs die präzise Bestimmung von Span-

nungs-Dehnungskurven der WEZ nicht zwingend erforderlich ist. So zeigt die Gegenüberstel-

lung der Resultate keine signifikante Verbesserung des lokalen wie auch des globalen Kraft-

Dehnungs- bzw. Kraft-Verlängerungsverhaltens. Zu berücksichtigen ist, dass die hier ver-

wendeten Simulationsmodelle Vereinfachungen beinhalten (siehe Kapitel 3), die keine allge-

meingültige Aussage erlauben.

Die Gegenüberstellung der maximalen lokalen Oberflächendehnungen der Modelle 2 und 3

im Vergleich zum realen Scherzugversuch offenbart eine hohe Diskrepanz. Jedoch ist dabei

zu beachten, dass die o.g. Ergebnisse ohne Berücksichtigung eines möglichen Versagens der

Probe diskutiert wurden. Auch Mazzaferro et al. [151] weisen auf die Bedeutung eines

Versagenskriteriums für die Bewertung von FE-Simulationen von Scherzugproben hin. In der

vorliegenden Arbeit wird vereinfacht das Versagen der Probe durch das lokale Überschreiten

der wahren Bruchspannung bzw. wahren Bruchdehnung charakterisiert. Für die in Bild 4.49

dargestellten kritischen Bereiche (kerbnaher Bereich, Randbereich der WEZ und Grundwerk-

stoffbereich) werden dazu die aus den Zugversuchen bestimmten wahren Bruchspannungen

bzw. wahren Bruchdehnungen als Bezugsgrößen verwendet. Zu berücksichtigen ist dabei,

dass z.B. Stützeffekte durch das umliegende Werkstoffvolumen nicht berücksichtigt werden.

In Bild 5.31 und Bild 5.32 sind für die o.g. kritischen Bereiche die in der FE-Simulation

(Modell 2 und 3) ermittelten von Mises Vergleichsdehnungen und -spannungen in Zusam-

menhang mit den ertragbaren wahren Spannungen und Dehnungen (siehe Tabelle 5.1) darge-

stellt.

117

Bild 5.31: Modell 2 (Kenndaten der WEZ): von Mises Dehnung a) und von Mises Spannung b) für

die drei kritischen Bereiche der numerisch simulierten Punktschweißverbindung (siehe Bild 4.49) mit

Angabe der jeweiligen Bruchdehnungen und Bruchspannungen die experimentell aus Zugversuchen

ermittelt wurden

118

Bild 5.32: Modell 3 (Kenndaten der Schweißlinse): von Mises Dehnung a) und von Mises Spannung

b) für die drei kritischen Bereiche der numerisch simulierten Punktschweißverbindung (siehe Bild

4.49) mit Angabe der jeweiligen Bruchdehnungen und Bruchspannungen die experimentell aus Zug-

versuchen ermittelt wurden

Es zeigt sich, dass das „Versagen“ der Probe bei einer Kraft von ca. 10,2 kN (Modell 2) bzw.

ca. 10,4 kN (Modell 3) erfolgt und durch die Überschreitung der Bruchdehnung im Kerbna-

hen Bereich charakterisiert ist.

Dies ist jedoch nur unter der Annahme gültig, dass der Randbereich der WEZ (Materialkenn-

daten aus Eindringversuch – siehe Bild 5.27) eine geringfügig höhere wahre Bruchdehnung

aufweist als der kerbnahe Bereich (Materialkenndaten der Schweißlinse). Für Modell 2 ist zu

berücksichtigen, dass die instrumentierte Eindringprüfung wie oben diskutiert keine Ermitt-

lung einer wahren Bruchdehnung ermöglicht. Jedoch ist davon auszugehen, dass aufgrund der

geringeren Festigkeit der WEZ gegenüber der Schweißlinse (Eingangsdaten für den Kerbna-

hen Bereich) eine höhere Verformbarkeit vorliegt und folglich die Annahme gerechtfertigt ist.

Weiterhin ist festzustellen, dass die wahre Bruchspannung, trotz Spannungskonzentration im

kerbnahen Bereich [142], bei beiden Modellen weder an der Kerbe noch im Grundwerkstoff

119

überschritten wird. Allerdings wird diese bei „Versagen“ im kerbnahen Bereich nur geringfü-

gig unterschritten. Zu beachten ist wiederum, dass für das Modell 2 (Kenndaten aus der

instrumentierten Eindringprüfung) keine wahre Bruchspannung vorliegt. Zu erwarten ist

jedoch, dass diese oberhalb von 1250 MPa liegt, so dass ein Versagen unterhalb einer Kraft

von 10,2 kN nicht auftritt.

Ausgehend von einem Versagen der Probe bei einer Kraft von 10,2 kN bzw. 10,4 kN stellt

sich der Vergleich der experimentell und numerisch ermittelten Kraft-Dehnungskurven bzw.

Kraft-Verlängerungskurven wie in Bild 5.33 gezeigt da.

0,00 0,02 0,04 0,06 0,08 0,10

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

Kraft in kN

Dehnung

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Experiment

lokales Überschreiten

der Bruchdehnung

Versagen im Experiment

Modell 2 (mit WEZ)

Modell 3 (mit Schweißlinse)

Experiment

Kraft in kN

Verlängerung in mm

lokales Überschreiten

der Bruchdehnung

Versagen im Experiment

Bild 5.33: Gegenüberstellung der Kraft-Dehnungskurven a) und der Kraft-Verlängerungskurven b)

aus Experiment und FE-Simulation nach Auswertung des Versagenskriteriums

Für das Kraft-Dehnungsverhalten kann eine gute Übereinstimmung nachgewiesen werden. So

weicht die Maximalkraft für das Modell 2 um ca. 10 % und für das Modell 3 um ca. 7 % vor

120

der experimentell ermittelten Scherzugkraft ab. Die lokale Oberflächendehnung weicht für

beide Modelle um ca. 12 % von der experimentell ermittelten Dehnung ab. In Hinblick auf

das globale Verhalten werden jedoch relative große Abweichungen festgestellt. So erfolgt das

Versagen für beide Modelle bei einer Verlängerung von ca. 1,2 mm während im realen Scher-

zugversuch 1,7 mm ermittelt wurden. Der Vergleich mit der Literatur [151], [156] zeigt

jedoch, dass Abweichungen in diesem Umfang nicht unüblich sind und eine hinreichend

genaue Analyse des Bruchverhaltens sicherstellen können.

Anzumerken ist weiterhin, dass erst durch die Implementierung eines Versagensmodells mit

Rissbildung und -ausbreitung die Verlängerung bzw. maximale Oberflächendehnung im

Versagensfall zuverlässiger bestimmt werden kann. Weitere Möglichkeiten zur Optimierung

der Ergebnisse lassen sich u.U. durch die Veränderung des FE-Modells realisieren. Zu nennen

wären dabei z.B.:

 die Netzverfeinerung insbesondere im Bereich der WEZ,

 eine detaillierte Darstellung der WEZ durch eine Erhöhung der Anzahl der WEZ-

Bereiche sowie durch Nutzung verschiedener Spannungs-Dehnungskurven in diesen

Bereichen (vgl. [172])

 Implementierung von Eigenspannungen.

Als ein weiteres Kriterium für die Verifizierung der Simulationsergebnisse kann der

Versagensort herangezogen werden. Im realen Scherzugversuch erfolgt der Bruch im kerbna-

hen Bereich. Da für die untersuchten Modelle auch im kerbnahen Bereich das Versagen durch

Überschreiten der wahren Bruchdehnung zu erwarten ist und zusätzlich eine der realen Scher-

zugprobe entsprechende Einschnürung im Übergangsbereich WEZ/Grundwerkstoff auftritt

(vgl. Bild 5.34), kann die o.g. gute Übereinstimmung von FE-Simulation und Experiment

auch unter Berücksichtigung dieses Aspektes bestätigt werden. Die beobachtete Einschnürung

tritt dabei ca. 1 mm von der Kerbe entfernt auf und zeigt damit eine gute Übereinstimmung zu

der Arbeit von Lin et al. [149].

Bild 5.34: Gegenüberstellung des Versagensortes und der lokalen Einschnürung einer realen

Scherzugprobe aus HCT690 mit den Ergebnissen der FE-Simulation für das Modell 2 (Modell 1 und 3

verhalten sich qualitativ äquivalent)

Abschließend erfolgt in Bild 5.35 exemplarisch für das Modell 2 eine Gegenüberstellung der

simulativ und experimentell bestimmten Dehnungsfelder bei Erreichen der maximal ertragba-

ren Belastung. Dabei wird sowohl eine gute qualitative wie auch eine zufriedenstellende

121

quantitative Übereinstimmung nachgewiesen. Demzufolge gelingt durch das hier verwendete

Simulationsmodell unter Nutzung der lokalen mechanischen Kennwerte eine gute Näherung

des lokalen mechanischen Verhaltens im Fügebereich einer Widerstandspunktschweißverbin-

dung aus TRIP Stahl HCT690T.

Bild 5.35: Vergleich des realen Dehnungsfeldes (ARAMIS-Messung) und des simulierten Dehnungs-

feldes im Scherzugversuch bei einer Verlängerung der Probe von 1,6 mm, die Lage der Schweißlinse

kann für die reale Scherzugprobe nicht angegeben werden

122

6 Zusammenfassung und Ausblick

Im Rahmend der vorliegenden Arbeit wurde der Einfluss des beim Widerstandspunktschwei-

ßen auftretenden Temperaturzyklus auf den Austenitgehalt und die Austenitstabilität von

niedriglegiertem TRIP Stahl untersucht. Darüber hinaus wurden die lokalen Werkstoffkenn-

daten der Fügestelle auf einen Zusammenhang zu den vorliegenden metastabilen

Austenitanteilen hin untersucht. Dadurch sollte die Fragestellung geklärt werden, ob und in

welchem Umfang der TRIP-Effekt (Austenit-Martensit-Phasenumwandlung) im Bereich der

Fügestelle auftritt und welchen Einfluss er auf die mechanischen Eigenschaften der Punkt-

schweißverbindung haben kann. Basierend auf den lokalen Werkstoffkennwerten wird darü-

ber hinaus durch eine 3D-FE-Simulation die Notwendigkeit der Ermittlung von lokalen

Materialparametern der WEZ für die präzise Analyse des Beanspruchungsverhaltens einer

Widerstandspunktschweißverbindung aus TRIP Stahl bewertet.

Um die o.g. Fragenstellungen hinsichtlich des TRIP-Effektes detailliert beantworten zu kön-

nen, erfolgte zunächst eine systematische Analyse der γ → αM-Phasenumwandlung im ther-

misch unbehandelten Grundwerkstoff. Hierzu wurden Zugversuche in Kombination mit

Beugungsexperimenten (Synchrotronstrahlung) durchgeführt, die eine in-situ Beobachtung

des Phasenumwandlungsverhaltens (TRIP-Effekt) in Abhängigkeit von der globalen Span-

nung/Dehnung wie auch der phasenspezifischen Spannungen ermöglichten. Dabei zeigten

sowohl die qualitativen wie auch die quantitativen Auswertungen der Beugungsspektren, dass

keine vollständige Umwandlung des vorliegenden Austenits im einachsigen Zugversuch

erfolgt. Vielmehr konnte nachgewiesen werden, dass selbst bei sehr hohen lokalen Dehnun-

gen wie sie oberhalb der Gleichmaßdehnung auftreten ca. 40 % des Austenits stabil ist. Mit-

tels TEM-Untersuchungen konnte die erhöhte Stabilität dieser Austenitkörner sowohl auf ihre

geringe Größe (< 1 µm) als auch ihre lamellare Morphologie zurückgeführt werden. Durch

die Gegenüberstellung eines die Austenitstabilität charakterisierenden Parameters mit Litera-

turangaben wurde schließlich gezeigt, dass in dem untersuchten TRIP Stahl Austenit mit

vergleichsweise hoher Stabilität vorliegt.

Die in den in-situ Zugversuchen ermittelten phasenspezifischen Spannungen wiesen darauf

hin, dass bei dem untersuchten TRIP Stahl keine spannungsunterstützte, sondern eine deh-

nungsinduzierte γ-Phasenumwandlung auftritt.

Um grundlegende Erkenntnisse zur Entwicklung des Austenitgehaltes während und nach dem

Punktschweißprozess zu gewinnen, wurden temperaturgeführte Ofenversuche unter Einsatz

von Synchrotronstrahlung durchgeführt. Dabei konnte gezeigt werden, dass oberhalb von

300 °C zunächst eine allmähliche, zwischen 400 °C und 450 °C schließlich eine drastische

Verringerung des Austenits bis auf < 5 % auftritt. Der im Schrifttum beschriebene Zerfall des

Austenits in Ferrit und Karbid wurde zwischen 500 °C und 600 °C im Beugungsspektrum

beobachtet. Die anschließende Neubildung des Austenits bei ca. 650 °C sowie die nach dem

Abkühlungsprozess vorliegende Restaustenitmenge wurden ebenfalls bewertet. Durch die

Nutzung unterschiedlicher Aufheiz- und Abkühlraten konnte darüber hinaus die Zeitabhän-

gigkeit des Zerfalls- (Aufheizen) und Umwandlungsmechanismus (Abkühlung) des Austenits

quantifiziert werden. Im Rahmen dieser Versuche und durch Analyse des Austenitgehaltes bei

unterschiedlichen Spitzentemperaturen wurde weiterhin nachgewiesen, dass nach einer Wär-

123

mebehandlung oberhalb von 500 °C unter Voraussetzung langsamer Erwärmung der verblei-

bende Austenitgehalt gering ist.

Um die Entwicklung des Austenitgehaltes in einer realen Punktschweißverbindung beurteilen

zu können, wurden ex-situ Phasenanalysen bei verschiedenen Spitzentemperaturen, wie sie im

Schweißprozess lokal in der WEZ auftreten können, durchgeführt. Eine Verknüpfung von

Gleeble-Versuchen, die eine hohe Aufheizrate sicherstellen und Ofenversuchen, die eine hohe

Abkühlrate gewährleisten, ermöglichte das reale Verhalten im und nach dem Schweißprozess

ganzheitlich abzubilden. Dabei konnten zum einen durch Dilatometermessungen und den

Zeit-Temperaturverläufen die Ac1-, Ac3-Temperatur sowie die Ms-Starttemperatur bestimmt

werden. Weiterhin wurde durch die Beugungsexperimente und die metallographische Unter-

suchungsmethoden der verbleibende Austenitgehalt bei unterschiedlichen Spitzentemperatu-

ren ermittelt und eine prinzipielle Übertragbarkeit der Ergebnisse auf reale Punktschweißver-

bindungen nachgewiesen.

Um neben dem Austenitgehalt in den verschiedenen Zonen einer Punktschweißverbindung

auch Aussagen zu den metastabilen Austenitanteilen zu erhalten, wurden die thermisch be-

handelten Proben bis zum Versagen belastet. Mittels Beugungsexperimenten konnten schließ-

lich die im einachsigen Zugversuch umgewandelten Austenitanteile bestimmt werden. Dabei

zeigte sich, dass bei einer Spitzentemperatur von 500 °C eine deutliche γ→αM-

Phasenumwandlung auftrat, d.h. ein relativ großer Anteil metastabilen Austenits vorlag. Für

die Spitzentemperaturen von 700 °C, 900 °C bzw. 1200 °C erfolgte im Zugversuch keine

deutliche Phasenumwandlung. Eine Übertragung der Ergebnisse auf reale Punktschweißver-

bindungen führt zu der Schlussfolgerung, dass die Bereiche der WEZ in denen Temperaturen

700 °C vorliegen, nicht durch den TRIP-Effekt beeinflusst werden können, während in den

WEZ Bereich bis 500 °C eine Beeinflussung möglich ist. Da dieser Bereich bezogen auf die

gesamte WEZ vergleichsweise klein ist, wird hinsichtlich des mechanischen Verhaltens einer

realen Widerstandspunkschweißverbindung lediglich von einem vernachlässigbar kleinen

Einfluss des TRIP-Effekts ausgegangen.

Für die FE-Simulation des mechanischen Verhaltens von punktgeschweißten Scherzugproben

aus TRIP Stahl werden die Materialkenndaten der Schweißlinse und der WEZ in Form von

wahren Spannungs-Dehnungskurven durch Einsatz optischer Dehnungsfeldmessungen aus

den wärmebehandelten Zugproben bestimmt.

Diese Untersuchungen erfolgten Vergleichend für Proben die unterschiedlichen Spitzentem-

peraturen sowie verschiedenen Aufheiz- und Abkühlraten unterworfen waren. Dadurch konn-

te gewährleistet werden, dass die im realen Schweißprozess aus den vorliegenden extremen

thermischen Bedingungen entstehenden Gefügestrukturen reproduziert werden konnten. Die

Übertragbarkeit dieser Ergebnisse auf die reale Punktschweißverbindung wurde über den

Vergleich der Härtewerte des realen und simulierten Schweißgefüges sichergestellt. Durch die

eingeschränkte Möglichkeit einer vollständigen Nachbildung der thermischen Bedingungen in

der WEZ einer Punktschweißverbindung wurden zusätzlich die mechanischen Kennwerte

direkt an einem realen Schweißgefüge durch die Methode der instrumentierten Eindringprü-

fung bestimmt.

Die Verknüpfung der aus den diesen Methoden gewonnen Ergebnisse ermöglichte es die

Eingangsdaten für die numerischen Simulation abzuleiten.

124

Zur Validierung der numerischen Untersuchungen fanden zerstörende Prüfungen realer

Punktschweißverbindungen im Scherzugversuch statt. Dabei wurden neben den konventionel-

len Kraft-Verlängerungskurven insbesondere auch die lokalen Oberflächendehnungen ermit-

telt. Zusätzlich erfolgte eine Analyse des Versagensverhaltens anhand der zerstörend geprüf-

ten Proben im Querschliff. Dadurch standen sowohl globale wie auch ein lokale

Vergleichkriterium zur Bewertung der FE-Simulation zur Verfügung.

Im Zuge der numerischen Simulation wurden drei Modelle untersucht und bewertet. Der

Unterschied in den Modellen liegt ausschließlich in den implementierten Materialkenndaten

der WEZ. Durch diese Variation des Materialverhaltens konnte nachgewiesen werden, dass

für eine, hinsichtlich der Genauigkeit zufriedenstellende numerische Simulation des Scher-

zugversuchs die präzise experimentelle Bestimmung von Spannungs-Dehnungskurven der

WEZ nicht zwingend erforderlich ist. Vielmehr ist die Nutzung von lediglich zwei unter-

schiedlichen Werkstoffzonen (Grundwerkstoff, Schweißlinse) ausreichend. Von Bedeutung

ist weiterhin, dass für das globale Vergleichkriterium zwischen Experiment und Simulation

unabhängig von dem Modell eine gute Übereinstimmung nachgewiesen werden konnte.

Hingegen weichen die Resultate des lokalen Vergleichskriteriums für die drei Modell deutlich

voneinander ab. Infolgedessen wird geschlussfolgert, dass für einen gesichteten Vergleich von

experimentellen und numerischen Ergebnissen das lokale Werkstoffverhalten notwendiger-

weise zu berücksichtigen ist, da es wesentlich sensitiver auf Änderungen der Materialkennda-

ten des Fügebereichs reagiert als die globalen Kennwerte. Dies bedeutet, dass die fundierte

Nachbildung der Kraft-Verlängerungskurven durch eine numerische Simulation nicht zwin-

gend zu einer exakten Abbildung des lokalen, d.h. für das Bruchverhalten wesentlichen Ver-

haltens führt.

Die im Rahmen dieser Arbeit erzielten Ergebnisse sowie das prinzipielle Vorgehen zu Analy-

se des Austenitgehaltes und der Austenitstabiliät können als Grundlage für weiterführende

Untersuchungen an gefügten TRIP Stählen dienen. So ist zunächst die Übertragbarkeit der

Ergebnisse auf weitere niedriglegierte TRIP Stähle und andere Fügeverfahren zu bewerten.

Durch unterschiedliche Temperaturprofile wie sie z.B. beim Laserstrahlschweißen oder

Lichtbogenschweißen auftreten, können abweichende Ergebnisse hinsichtlich des metastabi-

len Austenitgehaltes im Fügebereich erzielt werden, so dass es durch eine systematische

Modifikation der Schweißparameter gelingen könnte, den TRIP-Effekt auch in der WEZ

einer Schweißverbindung gezielt zu nutzen. Darüber hinaus sind diese Betrachtungen auch für

mechanische Fügeverfahren bei denen plastischen Verformungen im Fügeberreich auftreten

von großer Bedeutung.

Weiterführend können zusätzliche FE-Modelle von Kopf-, Schälzugproben und Mehrpunkt-

proben erstellt werden, wodurch das mechanische Bauteilverhalten bei verschiedenartigen

Belastungsfällen realitätsnah bewertet werden kann.

Unter Nutzung des o.g. Vorgehens können die lokalen Werkstoffkenndaten der Fügestelle

anderer industriell genutzte Werkstoffe bestimmt und durch zusätzliche Betrachtung von

verschiedenartigen Belastungsarten (dynamisch, schwellend, usw.) das Verhalten einer Punkt-

schweißverbindung unter realen Bedingungen ganzheitlich abgebildet werden. Dadurch kann

ein wichtiger Beitrag für die Auslegung von Baugruppen geleistet werden um die Sicherheit

gefügter Bauteile zu erhöhen.

125

Abkürzungen und Formelzeichen

Abkürzung

Einheit

Bedeutung

A [kg] Atomgewicht

ARAMIS Optisches Dehnungsfeldmesssystem

α [-] Phase, allgemein

α [-] Ferrit

αM [-] Martensit

γ [-] Austenit

c [m·s-1] Lichtgeschwindigkeit

dhkl [mm] Netzebenenabstand

E [keV] Energie

e-2M [-] Debye-Waller- oder Temperaturfaktor

EDDI [-] Energydispersive diffraction

TRIP [-] transformation-induced plasticity

ε

[-] Gitterdehnung in Richtung , ψ

F0 [m-1] Strukturfaktor

f [m-1] Atomformfaktor

 [°]

Orientierungswinkel der Messrichtung bezüglich des Probenkoordi-

natensystems (Neigungswinkel)

γ [-] Austenit

h [eV·s] Planck’scheKonstante

η(λ) [-] Wirkungsgrad des Detektorsystems

Iα

(

hkl

)

[keV] Integralintensität der Netzebene hkl der Ferritphase

γ(

hkl

)

[keV] Integralintensität der Netzebene hkl der Austenitphase

I0(λ) [W·m-2] Intensität der Primärstrahlung

k [eV·K-1] Boltzmann-Konstante

krz [-] kubisch raumzentriert

% Volumenanteil Austenit

Vα % Volumenanteil Ferrit/Bainit/Martensit

λ [mm] Wellenlänge

Ms [K] Martensitstarttemperatur

Mf [K] Martensitfinishtemperatur

m [-] Flächenhäufigkeit

µ [mm-1] linearer Absorbtionskoeffizient

n [-] Beugungsordnung

ν [mm3] Volumen der Elementarzelle

TEM [-] Transmissionselektronenmikroskopie

EBSD EBSD-Technik (Electron backscatter diffraction)

t8/5 [s] Zeitintervall zwischen 800 °C und 500 °C (Abkühlung)

Θ [K] Debye Temperatur

Θhkl [°] Beugungswinkel

WEZ [-] Wärmeeinflusszone

126

φ [-] Wahre Dehnung

σw MPa Wahre Spannung

σ MPa Technische Spannung

ε % Technische Dehnung

ZTU-Schaubildern [-] Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild

127

Bildverzeichnis

Bild 2.1: Einsatz von konventionellen Stählen und hochfesten Mehrphasenstählen im

Karosseriebau am Beispiel des VW Passats [14] .................................................. 3

Bild 2.2: Spannungs-Dehnungskurve verschiedener Stahlwerkstoffe im Vergleich mit

einem TRIP Stahl .................................................................................................. 4

Bild 2.3: Momentaner Kaltverfestigungsexponent n in Abhängigkeit von der Dehnung für

Stähle mit gleicher Streckgrenze ........................................................................... 4

Bild 2.4:Schematische Darstellung der freien Gibbsschen Enthalpie von Martensit und

Austenit in Abhängigkeit von der Temperatur [46] .............................................. 6

Bild 2.5: Schematische Darstellung der kritischen Spannung zur Einleitung der

martensitischen Umwandlung in Abhängigkeit von der Temperatur [46] ........... 7

Bild 2.6: Schematische Darstellung der Verformungsmechanismen in verschiedenen

Temperaturbereichen, ........................................................................................... 7

Bild 2.7: Stabilität des Austenits in verschiedenen TRIP-Stahltypen quantifiziert über die

Änderung des Austenitgehaltes ........................................................................... 10

Bild 2.8: Hauptformänderung eines industriell umgeformten Automobilbauteils ............ 15

Bild 2.9: Beispiel eines Temperaturfeldes beim Widerstandspunktschweißen ................ 16

Bild 2.10: a) Schematische Darstellung des Temperaturzyklus beim

Widerstandspunktschweißen ............................................................................... 17

Bild 2.11: ZTU Schaubild mit Härtewerten eines CMnAl-TRIP Stahls nach [125] ........... 17

Bild 2.12: Differenzierung zwischen lokalen und globalen mechanischen Kennwerten von

Widerstandspunktschweißverbindungen ............................................................ 19

Bild 2.13: a), b) Beanspruchung von Punktschweißverbindungen im Scherzugversuch , c)

Spannungen am Schweißpunkt ........................................................................... 20

Bild 2.14: Dehnungsverhalten von einschnittigen Widerstandspunktschweißverbindungen

aus verschiedenen niedriglegierten Stählen im Scherzugversuch ....................... 22

Bild 2.15: Wahre Spannungs- Dehnungskurven der WEZ und des Schweißgutes für einen

Dualphasenstahl (HCT600X) nach [163] ........................................................... 24

Bild 2.16: Wahre Spannungs-Dehnungskurven der WEZ und des Schweißgut für einen

Dualphasenstahl (HCT600X) nach [146] ........................................................... 24

Bild 2.17:Technische Spannungs-Dehnungskurven nach Erwärmung auf unterschiedliche

Spitzentemperaturen für den TRIP Stahl HCT690T [164] ................................. 25

Bild 3.1: Darstellung des Versuchsprogramms und des methodischen Vorgehens ........... 26

Bild 3.2: Zustandsschaubild für einen CMnAl-TRIP Stahl [114] ..................................... 28

Bild 3.3: Zustandsschaubild bei variablem Aluminiumgehalt für einen CMnAl-TRIP Stahl

............................................................................................................................. 28

Bild 3.4: Schematische Lage der Messstellen an einer Zugprobe für die TEM- Analysen 29

Bild 3.5: Lage des Messbereiches für die EBSD Analysen an einer realen

Widerstandspunktschweißverbindung ................................................................ 29

Bild 3.6: Probenformen für die Zugprüfung a) ex-situ/in-situ Versuche b) Gleeble-

Versuche .............................................................................................................. 30

Bild 3.7: Probenform für die Scherzugversuche ............................................................... 31

Bild 3.8: Versuchsaufbau für die Dehnungsfeldanalyse; links: Ausschnitt einer Probe mit

Dehnungsfeld ...................................................................................................... 32

128

Bild 3.9:Lokale Dehnungsmessungen mittels DMS; links Ausschnitt mit der Lage des

DMS .................................................................................................................... 33

Bild 3.10: Querschliff einer mittels instrumentierter Eindringprüfung analysierten

Widerstandspunktschweißverbindung aus TRIP Stahl ....................................... 33

Bild 3.11: a) Kraft-Zeit-Verlauf und b) Kraft-Weg-Verlauf (Messpunkt in der

Schweißlinse) bei der instrumentierten Eindringprüfung ................................... 34

Bild 3.12:Beugungsspektrum des o.g. TRIP Stahls unter einem 2Θ-Winkel von 10,3°

(eigene Untersuchung) ........................................................................................ 37

Bild 3.13:Schematische Darstellung des Aufheiz- und Abkühlprozesses für die in-situ

Ofenversuche und der Messzeit pro Spektrum ................................................... 39

Bild 3.14: Versuchsaufbau für die in-situ Ofenversuche mit Darstellung des Strahlenganges

und des Ofens mit fixierter Probe ....................................................................... 40

Bild 3.15: Schematische Lage des Messbereiches für die Bestimmung des Austenitgehaltes

thermisch behandelter Proben vor und nach dem Zugversuch ........................... 41

Bild 3.16: Schematische Lage der Messpunkte für die Ermittlung des Austenitgehaltes,

Messmodus: Transmission .................................................................................. 41

Bild 3.17:Schematische Darstellung des Strahlenganges und des Messvolumens im

Transmissionsmodus ........................................................................................... 42

Bild 3.18:Versuchsaufbau für die in-situ Zugversuche (Messmodus: Transmission) und die

Punktschweißverbindung .................................................................................... 43

Bild 3.19: Schematische Lage des Strahlenganges und des Messvolumens für die

Bestimmung des Austenitgehaltes einer Punktschweißverbindung mittels

Synchrotronstrahlung; Messmodus: Transmission ............................................. 43

Bild 3.20:FE-Modell einer Scherzugprobe mit Vernetzung und Darstellung der

Probenbereiche die eine Variation der Materialkenndaten zulassen .................. 44

Bild 3.21:Lagerungsbedingungen der simulierten Scherzugprobe ..................................... 45

Bild 4.1: Gefügeausbildung des TRIP Stahls HCT690T (Ferrit - blau, Bainit - braun,

Austenit weiß), Ätzung nach Klemm ................................................................. 46

Bild 4.2 Hellfeldabbildung eines α-Korns aus dem unverformten Bereich einer Zugprobe

mit Darstellung des Austenits (siehe Bild 3.4) ................................................... 47

Bild 4.3:Hellfeldabbildung aus dem verformten Bereich einer Zugprobe, a) zeigt

austenitische und martensitische Bereiche, b) zeigt Austenitkörner im Bereich

einer Korngrenze ................................................................................................. 47

Bild 4.4:Orientierungsdarstellung für die γ-Phase in den {001}-, {101}- und {111}-

Gitterebenen ........................................................................................................ 48

Bild 4.5: Dehnungsfelder einer ex-situ Zugprobe für verschiedene Belastungszustände .. 48

Bild 4.6: Vergleich der Ergebnisse der optischen Dehnungsfeldmessung und der Messung

mittels Extensometer ........................................................................................... 48

Bild 4.7: Wahre / technische Spannungs-Dehnungskurve des TRIP Stahls ...................... 49

Bild 4.8:Kaltverfestigungswert (n-Wert) in Abhängigkeit von der wahren Dehnung ...... 49

Bild 4.9:Darstellung der Spannungs-Verlängerungskurve für die a) ex-situ und b) in-situ

Zugversuche ........................................................................................................ 50

Bild 4.10: Beugungsspektrum für den untersuchten TRIP Stahl bei unterschiedlichen

Belastungen ......................................................................................................... 51

Bild 4.11:a) Entwicklung des Austenitgehaltes im in-situ Zugversuch und aus den ex-situ

Zugversuchen übertragene wahre Spannungs-Dehnungskurve .......................... 51

129

Bild 4.12: Wahre Spannungs-Dehnungskurve (ex-situ) und Phasenspannungen für die γ-

Phase und die α-Phase in Abhängigkeit von der wahren Dehnung .................... 52

Bild 4.13: a) Dehnungsfeld des untersuchten TRIP Stahls im Zugversuch bei Erreichen der

Gleichmaßdehnung, b) Austenitgehalt für die in a) gezeigten Messpunkte ...... 53

Bild 4.14:Beugungsspektren in Abhängigkeit von der Temperatur für den Aufheiz- /

Abkühlvorgang.................................................................................................... 54

Bild 4.15:Ausschnitt des Beugungsspektrums für den TRIP Stahl HCT690T in

Abhängigkeit von der Probentemperatur ........................................................... 54

Bild 4.16:In-situ Messung des Austenitgehaltes bei Erwärmung mit durchschnittlich 100

°C/min und Abkühlung mit durchschnittlich 170 °C/min .................................. 55

Bild 4.17:a) Temperatur-Zeitverlauf bei stufenartiger und kontinuierlicher Erwärmung b)

Temperatur-Zeitverlauf ....................................................................................... 56

Bild 4.18:Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer a) kontinuierlichen Erwärmung und

einer b) stufenartigen Erwärmung ....................................................................... 56

Bild 4.19:Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer a) Abkühlrate von ca. 170 °C/min

und b) einer Abkühlrate von ca. 250 °C/min) ..................................................... 57

Bild 4.20: Entwicklung des Austenitgehaltes bei einer Spitzentemperaturen von a) 500 °C,

b) 700 °C und c) 940 °C bei einer Aufheizrate von ca. 100 °C/s ....................... 58

Bild 4.21: Temperatur-Zeitverlauf im Gleeble-Versuch für die Proben mit einer

Spitzentemperatur von 500 °C und 1100 °C ....................................................... 59

Bild 4.22: Ermittlung der Ac1 Temperatur mittels Einsensor-Differenz-Thermoanalyse, a)

Ausschnitt der gemessene Temperaturkurve, b) Temperaturdifferenz aus

gemessener Temperatur und der linearen Interpolation ...................................... 59

Bild 4.23:Temperatur-Zeitverlauf im Abkühlprozess nach Erwärmung auf 1100 °C mit

Darstellung des Haltepunktes (Ms-Start) ............................................................ 60

Bild 4.24:a) Ausschnitt aus der Dilatationsmessung, b) Darstellung der Dilatation im

Aufheizvorgang, c) Darstellung der Dilatation während der Abkühlung ........... 61

Bild 4.25: Einfluss der Temperaturzyklen auf den Austenitgehalt der Gleeble-Proben ...... 61

Bild 4.26:Temperatur-Zeitverlauf bei der Herstellung der Ofenproben ............................. 62

Bild 4.27:Temperatur-Zeitverlauf im Abkühlprozess nach Erwärmung auf 900 °C mit

Darstellung des Haltepunktes (Ms-Start) ............................................................ 62

Bild 4.28: Entwicklung des 200γ-Peaks nach Erwärmung auf unterschiedliche

Spitzentemperaturen und nachfolgender Abschreckung ..................................... 63

Bild 4.29:Exemplarische Darstellung der Gefügeausbildung mit Visualisierung des

Austenits (weiß) .................................................................................................. 64

Bild 4.30:Berechnete Austenitgehalte nach Erwärmung auf die angegebene

Spitzentemperatur und nachfolgender Abschreckung ........................................ 65

Bild 4.31:Dehnungsfelder für a) den unbehandelten Grundwerkstoff und die Gleeble-

Proben mit einer Spitzentemperatur von b) 500 °C und c)1100 °C .................... 66

Bild 4.32: Wahre Spannungs-Dehnungskurven der Gleeble-Proben, die wahre Dehnung

entspricht der maximalen lokalen Dehnung der Probe ....................................... 66

Bild 4.33Verringerung des Austenitgehaltes der thermisch behandelten Gleeble-Proben

durch eine quasi-statische, einachsige Zugbelastung .......................................... 67

Bild 4.34: Dehnungsfelder der thermisch behandelten Zugproben (Ofenproben) bei

Erreichen der Gleichmaßdehnung ....................................................................... 68

130

Bild 4.35: Wahre Spannungs-Dehnungskurve für den unbehandelten Grundwerkstoff und

die thermisch behandelten Zugproben ................................................................ 69

Bild 4.36:Verringerung des Austenitgehaltes der thermisch behandelten Zugproben durch

eine quasi-statische, einachsige Zugbelastung .................................................... 69

Bild 4.37: Temperaturfeld sowie Temperaturzyklen für die markierten Knotenpunkte ...... 70

Bild 4.38:Ortsaufgelöste Gefügeanalyse mittels EBSD, a) und b) Messbereich, c)

Korngröße und Kornorientierung ........................................................................ 71

Bild 4.39: Ausschnitt des Beugungsspektrums für verschiedene Bereiche der

Schweißverbindung ............................................................................................. 71

Bild 4.40:Entwicklung des Austenitgehaltes in der Punktschweißverbindung dargestellt für

verschiedene Bereiche der Fügestelle ................................................................. 72

Bild 4.41:Exemplarische Darstellung des Härteverlaufes im Bereich der

Punktschweißverbindung .................................................................................... 73

Bild 4.42: Ergebnisse der instrumentierten Eindringprüfung, a) Querschliff nach der

Eindringprüfung mit Messpunkten, b) Fließgrenze, c) Wahre Spannungs-

Dehnungskurve ................................................................................................... 74

Bild 4.43: Ergebnisse des Scherzugversuches a) Kraft-Verlängerungskurve b) Kraft-

Dehnungskurve ................................................................................................... 75

Bild 4.44: Dehnungsfeld bei Erreichen der Scherzugkraft .................................................. 75

Bild 4.45:Mittels DMS bestimmte Kraft-Dehnungskurve; schematische Lage des DMS . 76

Bild 4.46:Querschliff einer im Scherzugversuch versagten Widerstandspunkt-

schweißverbindung ............................................................................................. 77

Bild 4.47: Dehnungskennwerte (Dehnung in x-Richtung) der FE-Modelle 1, 2 und 3 bei

Erreichen der maximalen Verlängerung von 1,8 mm ......................................... 78

Bild 4.48: Ergebnisse der FE-Simulation für die drei untersuchten Modelle a) Kraft-

Dehnungskurven, b) Kraft-Verlängerungskurven ............................................... 79

Bild 4.49:Exemplarische Darstellung der von Mises Dehnung a) und der von Mises

Spannung mit den für das Versagen kritischen Bereichen ................................. 80

Bild 4.50:Von Mises Dehnung für das Modell 2 a) und das Modell 3 b), von Mises

Spannung für das Modell 2 c) und das Modell 3 d) für die kritischen Bereiche in

Bild 4.49 .............................................................................................................. 81

Bild 5.1:Gegenüberstellung der Spannungs-Verlängerungskurve für die Zugversuche bei

der in-situ Phasenanalyse und der ex-situ Vergleichsmessung ........................... 83

Bild 5.2:Entwicklung der γ-Beugungsintensitäten in Abhängigkeit von der wahren

Spannung und der wahren Dehnung ................................................................... 83

Bild 5.3:Beispielhafte Darstellung der Entwicklung der α-Beugungsintensitäten in

Abhängigkeit von der wahren Dehnung φ .......................................................... 84

Bild 5.4:Phasenspezifische wahre Spannung im Austenit und Austenitgehalt in

Abhängigkeit von der globalen wahren Dehnung - Detaildarstellung ............... 85

Bild 5.5: Analyse der Austenitstabilität des untersuchten TRIP Stahls durch a) die

Gegenüberstellung der 1/Vγ - 1/Vγ0-Werte mit Literaturangaben und b) der kp-

Werte in Abhängigkeit des Kippwinkels ψ ......................................................... 86

Bild 5.6:Entwicklung des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der wahren Dehnung für

unterschiedliche Bereiche der Zugprobe ............................................................. 87

Bild 5.7:Vergleichende Darstellung des Austenitstabilität für verschiedene Bereiche der

Zugprobe (ZO, Z1, Z2) durch die die Analyse von 1/Vγ - 1/Vγ0 ...................... 88

131

Bild 5.8: ZTU-Diagramm eines dem untersuchten TRIP Stahl vergleichbaren

Werkstoffes ......................................................................................................... 90

Bild 5.9: Relative Änderung des Austenitgehaltes in Abhängigkeit von der Zeit,

Einteilung in relevante Temperaturbereiche ....................................................... 90

Bild 5.10:a) Entwicklung des Austenitgehaltes im Aufheizprozess bei unterschiedlichen

Heizraten b) Veränderung des Austenitgehaltes ................................................. 91

Bild 5.11:Verringerung des Austenitgehaltes im Abkühlprozess in Abhängigkeit von der

Temperatur .......................................................................................................... 92

Bild 5.12:Austenitgehalt bei Erreichen der jeweiligen Spitzentemperatur sowie nach

Abkühlung auf Raumtemperatur ......................................................................... 93

Bild 5.13:Einfluss der Spitzentemperatur auf die Beugungsintensität der 200γ-Gitterebene .

............................................................................................................................. 95

Bild 5.14:Gegenüberstellung der für die Gleeble-Proben und die Ofenproben mittels

Synchrotronstrahlung und für die Ofenproben metallographisch bestimmten

Austenitgehalte .................................................................................................... 96

Bild 5.15: Temperatur-Zeitverlauf für die Ofenproben (500 °C, 700 °C, 900 °C) und die

Gleeble-Probe (1100 °C) mit Angabe der Haltepunkte (Ms-Start) ..................... 97

Bild 5.16:Gegenüberstellung der wahren Spannungs-Dehnungskurven für die Gleeble-

Proben und die Ofenproben ................................................................................ 99

Bild 5.17:Wahre Spannung und wahre Gleichmaßdehnung in Abhängigkeit von der

Spitzentemperatur ............................................................................................... 99

Bild 5.18: Darstellung des Einflusses der Wärmebehandlung und des Zugversuches (bis

zum Versagen) auf den Austenitgehalt im TRIP Stahl HCT690T .................... 100

Bild 5.19:Abhängigkeit der wahren Gleichmaßdehnung bei verschiedenen

Spitzentemperaturen von a) dem Austenitgehalt und c) dem metastabilen

Austenitanteil; Abhängigkeit der wahren Spannung bei verschiedenen

Spitzentemperaturen: vom b) dem Austenitgehalt und d) dem metastabilen

Austenitanteil .................................................................................................... 101

Bild 5.20:Schematische Lage der mittels Synchrotronstrahlung ausgewerteten

Messbereiche mit Angabe der vorliegenden Austenitgehalte ........................... 104

Bild 5.21: Gegenüberstellung der Austenitgehalte für eine reale Punktschweißverbindung

und für die Ofenproben ..................................................................................... 104

Bild 5.22: Darstellung der Entwicklung des Austenitgehaltes und des metastabilen

Austenitanteils in einer realen Widerstandspunktschweißverbindung ............. 105

Bild 5.23:a) Vergleich der Härtewerte einer realen Punktschweißverbindung aus

HCT690T und den thermisch simulierten Zugproben b) Analyse der

Spitzentemperatur der Ofenproben ................................................................... 106

Bild 5.24:Mittels der instrumentierten Eindringprüfung bestimmte Fließgrenzen für die

WEZ und die Schweißlinse ............................................................................... 107

Bild 5.25:Vergleich der wahren Spannungs-Dehnungskurven aus der instrumentierten

Eindringprüfung und den thermisch behandelten Zugproben ........................... 108

Bild 5.26:Modifizierte wahre Spannungs-Dehnungskurven für verschiedene Bereiche der

Punktschweißverbindung aus HCT690T .......................................................... 110

Bild 5.27:Für die FE-Simulation genutzten wahren Spannungs-Dehnungskurven des

Grundwerkstoffes, der WEZ und der Schweißlinse .......................................... 110

132

Bild 5.28:Gegenüberstellung der Kraft-Dehnungskurven aus den Dehnungsfeldmessungen

(ARAMIS) und den Messungen mittels DMS .................................................. 112

Bild 5.29:Vergleich der Kraft-Dehnungskurven a) und der Kraft-Verlängerungskurven b)

mit den experimentellen Ergebnissen ............................................................... 114

Bild 5.30: Vergleich der Kraft-Dehnungskurven der FE-Simulationen und der

experimentellen Versuchsreihen (DMS, ARAMIS) ......................................... 115

Bild 5.31:Modell 2 (Kenndaten der WEZ): von Mises Dehnung a) und von Mises

Spannung b) für die drei kritischen Bereiche der numerisch simulierten

Punktschweißverbindung .................................................................................. 117

Bild 5.32:Modell 3 (Kenndaten der Schweißlinse): von Mises Dehnung a) und von Mises

Spannung b) für die drei kritischen Bereiche der numerisch simulierten

Punktschweißverbindung .................................................................................. 118

Bild 5.33:Gegenüberstellung der Kraft-Dehnungskurven a) und der Kraft-Verlängerungs-

kurven b) aus Experiment und FE-Simulation .................................................. 119

Bild 5.34: Gegenüberstellung des Versagensortes und der lokalen Einschnürung einer

realen Scherzugprobe aus HCT690 mit den Ergebnissen der FE-Simulation .. 120

Bild 5.35: Vergleich des realen Dehnungsfeldes und des simulierten Dehnungsfeldes im

Scherzugversuch bei einer Verlängerung der Probe von 1,6 mm ..................... 121

133

Tabellenverzeichnis

Tabelle 3.1: Auszug der mittels Funkenspektralanalyse bestimmten chemischen

Zusammensetzung in in Gew.-% ..................................................................... 27

Tabelle 3.2: Mechanische Kennwerte für den TRIP Stahl HCT690T ................................ 27

Tabelle 3.3: Schweißparameter und Elektrodenkappe zur Herstellung der Scherzugproben

mit einem Punktdurchmesser von 5mm ........................................................... 31

Tabelle 3.4 Mess- und Auswerteparameter für die Bestimmung der Phasenanteile ........... 38

Tabelle 3.5: Aufheiz- und Abkühlparameter für die in-situ Ofenversuche .......................... 39

Tabelle 3.6: Darstellung der wichtigsten Parameter für die FE-Simulation ........................ 45

Tabelle 4.1: Härte des Grundwerkstoffes und der thermisch behandelten Ofenproben ...... 69

Tabelle 5.1: Mechanische Kennwerte der für die FE-Simulation verwendeten Zonen

(Grundwerkstoff, WEZ, Schweißlinse) .......................................................... 111

134

Literaturverzeichnis

[1] T. Heller; O. Hoffmann; U. Etzold; K. Imlau: Neue Stähle für moderne Fahrzeugkaros-

serien PM. In: 38. Metallographie- Tagung, Deutsche Gesellschaft für Materialkunde

e.V., 2004

[2] H. Heyn: Produktionstechnische Herausforderungen in der Automobilindustrie Auto-

mobilindustrie und Globalisierung. In: 11. ifs-Kolloquium, 2007

[3] Y. Zhang; X. Lai; P. Zhu; W. Wang: Lightweight design of automobile component

using high strength steel based on dent resistance. Materials & Design, Vol. 27 (2006),

Nr. 1, S. 64-68

[4] M. Kleiner; M. Geiger; A. Klaus: Manufacturing of lightweight components by metal

forming. CIRP Annals - Manufacturing Technology, Vol. 52 (2003), Nr. 2, S. 521-542

[5] V. Kräusel: Aspekte der Verarbeitung hochfester Stähle. In: 3. Sitzung des Technischen

Arbeitskreises, Industrieverband Blechumformung, 2004

[6] Advanced High-Strength Steel Applications Guidelines (AHSS Application Guide-

lines) Version 4.1: http://www.worldautosteel.org/projects/ahssguidelines/ahss-

application-guidelines-version-4.aspx. 2009, 125 Seiten

[7] S. Maggi; M. Murgia: Introduction to the metallurgic characteristics of advanced high-

strength steels for automobile applications. Welding International, Vol. 22 (2008), Nr.

9, S. 610-618

[8] D.K. Matlock; J.G. Speer: Third generation of AHSS : microstructure design concepts.

In: Microstructure and Texture in Steels, 2009, S. 185-204

[9] ULSAB-AVC advanced vehicle concepts-programm: http://www.autosteel.org/~/-

media/Files/Autosteel/Programs/ULSAB-AVC/avc_overview_rpt_complete.ashx.

2002, 25 Seiten

[10] NewSteelBody: www.thyssenkrupp-steel-europe.com/tiny/gd/download.pdf. 2009, 21

Seiten

[11] M. Durães; N. Peixinho: Dynamic material properties of stainless steel and multiphase

high strength steels. In: Materials Science Forum, 2008, S. 941-945

[12] N. Peixinho; N. Jones; A. Pinho: Application of Dual-Phase and TRIP Steels on the

Improvement of Crashworthy Structures. In: Materials Science Forum, 2005, S. 181-

188

[13] S. Oliver; T. Jones; G. Fourlaris: Dual phase versus TRIP strip steels: Microstructural

changes as a consequence of quasi-static and dynamic tensile testing. Materials

Characterization, Vol. 58 (2007), Nr. 4, S. 390-400

135

[14] M. Goede; H. Ferkel; J. Stieg; K. Dröder: Mischbauweisen Karosseriekonzepte -

Innovationen durch bezahlbaren Leichtbau. In: 14. Aachener Kolloquium Fahrzeug-

und Motorentechnik, 2005, S. 1-17

[15] J.-Y. Liu; H. Lu; J.-M. Chen; J.-F. Jullien; T. Wu: Simulation of mechanical behavior

of multiphase TRIP steel taking account of transformation-induced plasticity. Compu-

tational Materials Science, Vol. 43 (2008), Nr. 4, S. 646-654

[16] O. Grässel; L. Krüger; G. Frommeyer; L.W. Meyer: High strength Fe–Mn–(Al, Si)

TRIP/TWIP steels development — properties — application. International Journal of

Plasticity, Vol. 16 (2000), Nr. 10-11, S. 1391-1409

[17] H. Jiang; H. Wu; D. Tang; Q. Liu: Influence of isothermal bainitic processing on the

mechanical properties and microstructure characterization of TRIP steel. Journal of

University of Science and Technology Beijing, Mineral, Metallurgy, Material, Vol. 15

(2008), Nr. 5, S. 574-579

[18] K.Y. Lee: Tensile properties of different chemical compositions for TRIP-assisted

multiphase steel for automobile structures. International Journal of Automotive Tech-

nology, Vol. 9 (2008), Nr. 1, S. 87-93

[19] P.J. Jacques; Q. Furnemont; T. Pardoen; F. Delannay: On the role of martensitic trans-

formation on damage and cracking resistance in TRIP-assisted multiphase steels. Acta

Materialia, Vol. 49 (2001), Nr. 1, S. 139-152

[20] K.K. Park; S.T. Oh; S.M. Baeck; D.I. Kim; J.H. Han; H.N. Han; S.H. Park; C.G. Lee;

S.J. Kim; K.H. Oh: In situ deformation behavior of retained austenite in TRIP steel. In:

Materials Science Forum, 2002, S. 571-576

[21] I.B. Timokhina; P.D. Hodgson; E.V. Pereloma: Effect of microstructure on the stability

of retained austenite in transformation-induced-plasticity steels. Metallurgical and Ma-

terials Transactions A, Vol. 35 (2004), Nr. 8, S. 2331-2341

[22] W. Bleck: Using the TRIP effect - the dawn of apromising group of cold formable

steels. In: International conference on TRIP-aided high strength ferrous alloys, 2001,

S. 13-23

[23] P.J. Jacques; F. Delannay; J. Ladrière: On the influence of interactions between phases

on the mechanical stability of retained austenite in transformation-induced plasticity

multiphase steels. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 32 (2001), Nr. 11,

S. 2759-2768

[24] A. Konieczny: On the formability of automotive TRIP steels. In: SAE-Paper 2003-01-

0521, 2006, S. 8

[25] A. Srivastava; D. Bhattacharjee; G. Jha; N. Gope; S. Singh: Microstructural and me-

chanical characterization of C–Mn–Al–Si cold-rolled TRIP-aided steel. Materials Sci-

ence and Engineering: A, Vol. 445-446 (2007), Nr. 2, S. 549-557

136

[26] S. Curtze; V.-T. Kuokkala; M. Hokka; P. Peura: Deformation behavior of TRIP and DP

steels in tension at different temperatures over a wide range of strain rates. Materials

Science and Engineering: A, Vol. 507 (2009), Nr. 1-2, S. 124-131

[27] B. Decooman: Structure-properties relationship in TRIP steels containing carbide-free

bainite. Current Opinion in Solid State and Materials Science, Vol. 8 (2004), Nr. 3-4,

S. 285-303

[28] H. Hofmann; D. Mattissen; T.W. Schaumann: Advanced cold rolled steels for automo-

tive applications. Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, Vol. 37 (2006), Nr. 9, S.

716-723

[29] G. Lacroix; T. Pardoen; P.J. Jacques: The fracture toughness of TRIP-assisted multi-

phase steels. Acta Materialia, Vol. 56 (2008), Nr. 15, S. 3900-3913

[30] P.J. Jacques; Q. Furnemont; F. Lani; T. Pardoen; F. Delannay: Multiscale mechanics of

TRIP-assisted multiphase steels: I. Characterization and mechanical testing. Acta Mate-

rialia, Vol. 55 (2007), Nr. 11, S. 3681-3693

[31] E.M. Bellhouse; J.R. McDermid: Effect of continuous galvanizing heat treatments on

the microstructure and mechanical properties of high Al-low Si transformation induced

plasticity steels. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 41 (2010), Nr. 6, S.

1460-1473

[32] X. Wei; R. Fu; L. Li: Tensile deformation behavior of cold-rolled TRIP-aided steels

over large range of strain rates. Materials Science and Engineering: A, Vol. 465

(2007), Nr. 1-2, S. 260-266

[33] W. Bleck; I. Schael: Determination of crash-relevant material parameters by dynamic

tensile tests. Materials Technology, Vol. 71 (2000), Nr. 5, S. 173-178

[34] H. Gramenz: Stahlentwicklung, der Motor für Innovation, http://www.graepel.de/file-

admin/download/pdf/InForm/2008/Stahlentwicklung.pdf. 2008, 40 Seiten

[35] I. Tamura: Deformation-induced martensitic transformation and transformation-

induced plasticity in steels. Metal Science, Vol. 16 (1982), Nr. 5, S. 245-253

[36] X. Cheng; R. Petrov; L. Zhao; M. Janssen: Fatigue crack growth in TRIP steel under

positive R-ratios. Engineering Fracture Mechanics, Vol. 75 (2008), Nr. 3-4, S. 739-

749

[37] C. Huo; H. Gao: Strain-induced martensitic transformation in fatigue crack tip zone for

a high strength steel. Materials Characterization, Vol. 55 (2005), Nr. 1, S. 12-18

[38] S. Papaefthymiou; U. Prahl; W. Bleck; S. van der Zwaag; J. Sietsma: Experimental

observations on the correlation between microstructure and fracture of multiphase

steels. International journal of materials research, Vol. 97 (2006), Nr. 12, S. 1723-

1731

137

[39] C. Lee; S. Kim; T. Lee; S. Lee: Effects of volume fraction and stability of retained

austenite on formability in a 0.1C–1.5Si–1.5Mn–0.5Cu TRIP-aided cold-rolled steel

sheet. Materials Science and Engineering A, Vol. 371 (2004), Nr. 1-2, S. 16-23

[40] S. Turteltaub; A.S.J. Suiker: Grain size effects in multiphase steels assisted by trans-

formation-induced plasticity. International Journal of Solids and Structures, Vol. 43

(2006), Nr. 24, S. 7322-7336

[41] I.B. Timokhina; P.D. Hodgson; E.V. Pereloma: Effect of deformation schedule on the

microstructure and mechanical properties of a thermomechanically processed C-Mn-Si

transformation-induced plasticity steel. Metallurgical and Materials Transactions A,

Vol. 34 (2003), Nr. 8, S. 1599-1609

[42] S. Turteltaub; A.S.J. Suiker: Transformation-induced plasticity in ferrous alloys. Jour-

nal of the Mechanics and Physics of Solids, Vol. 53 (2005), Nr. 8, S. 1747-1788

[43] D.D. Tjahjanto; A.S.J. Suiker; S. Turteltaub: Micromechanical predictions of TRIP

steel behavior as a function of microstructural parameters. Computational Materials

Science, Vol. 41 (2007), Nr. 11, S. 107-116

[44] P.J. Jacques: Transformation-induced plasticity for high strength formable steels.

Current Opinion in Solid State and Materials Science, Vol. 8 (2004), Nr. 3-4, S. 259-

265

[45] R.F. Kubler; M. Berveiller; P. Buessler: Semi phenomenological modelling of the

behavior of TRIP steels. International Journal of Plasticity, Vol. 27 (2010), Nr. 2, S.

299-327

[46] M. Maalekian; E. Kozeschnik: Modeling the effect of stress and plastic strain on mart-

ensite transformation. In: Materials Science Forum, 2010, S. 2634-2639

[47] E. Scheil: Transformation of austenite into martensite in Iron-Nickel alloys under

stress. Zeitschrift für anorganische und allgemeine Chemie, Vol. 207 (1932), Nr. 1, S.

21-40

[48] S. Chatterjee; H.-S. Wang; J.R. Yang; H.K.D.H. Bhadeshia: Mechanical stabilisation of

austenite. Materials Science and Technology, Vol. 22 (2006), Nr. 6, S. 641-644

[49] M. Cherkaoui; M. Berveiller; X. Lemoine: Couplings between plasticity and marten-

sitic phase transformation: overall behavior of polycrystalline TRIP steels. Interna-

tional Journal of Plasticity, Vol. 16 (2000), Nr. 10-11, S. 1215-1241

[50] A. Perlade; O. Bouaziz; Q. Furnemont: A physically based model for TRIP-aided

carbon steels behaviour. Materials Science and Engineering A, Vol. 356 (2003), Nr. 1-

2, S. 145-152

[51] G.B. Olson; M. Cohen: Kinetics of strain-induced martensitic nucleation. Metallurgical

Transactions A, Vol. 6 (1975), Nr. 4, S. 791-795

138

[52] S. Chatterjee; H.K.D.H. Bhadeshia: Transformation induced plasticity assisted steels:

stress or strain affected martensitic transformation? Materials Seience and Technology,

Vol. 23 (2007), Nr. 9, S. 1101-1104

[53] A. Hanzaki; P.D. Hodgson; S. Yue: Retained austenite characteristics in thermome-

chanically processed Si-Mn transformation-induced plasticity steels. Metallurgical and

Materials Transactions A, Vol. 28 (1997), Nr. 11, S. 2405-2414

[54] W. Dan; W. Zhang; S. Li; Z. Lin: Finite element simulation on strain-induced marten-

sitic transformation effects in TRIP steel sheet forming. Computational Materials Sci-

ence, Vol. 39 (2007), Nr. 3, S. 593-599

[55] S. Cheng; X.-L. Wang; Z. Feng; B. Clausen; H. Choo; P.K. Liaw: Probing the charac-

teristic deformation behaviors of transformation-induced plasticity steels. Metallurgical

and Materials Transactions A, Vol. 39 (2008), Nr. 13, S. 3105-3112

[56] B.R. Banerjee; J.M. Capenos; J.J. Hauser: Application of Fracture Toughness Parame-

ters to Structural Metals. In: Gordon and Breach Science Publishers, Inc., New York,

NY, 1966, S. 373-406

[57] L. Taleb; F. Didoroff: A micromechanical modeling of the Greenwood–Johnson

mechanism in transformation induced plasticity. International Journal of Plasticity,

Vol. 19 (2003), Nr. 10, S. 1821-1842

[58] S. Denis; E. Gautier; A. Simon; G. Beck: Stress-phase- transformation interactions -

basic principles, modelling, and calculation of internal stresses. Materials Science and

Technology, Vol. 1 (1985), Nr. 1, S. 805-814

[59] R. Sierra; J. Nemes: Investigation of the mechanical behaviour of multi-phase TRIP

steels using finite element methods. International Journal of Mechanical Sciences, Vol.

50 (2008), Nr. 4, S. 649-665

[60] H.K.D.H. Bhadeshia: TRIP-assisted steels? ISIJ International, Vol. 42 (2002), Nr. 9, S.

1059-1060

[61] P.J. Jacques; E. Girault; P. Harlet; F. Delannay: The developments of cold-rolled TRIP-

assisted multiphase steels. low silicon TRIP-assisted multiphase steels. ISIJ Interna-

tional, Vol. 41 (2001), Nr. 9, S. 1061-1067

[62] O. Muránsky; P. Šittner; J. Zrnik; E.C. Oliver: The structure dependence of deforma-

tion behavior of transformation-induced plasticity–assisted steel monitoring by in-situ

neutron diffraction. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 39 (2008), Nr.

13, S. 3097-3104

[63] J.H. Chung; J.B. Jeon; Y.W. Chang: Work-hardening and ductility enhancement

mechanism of cold rolled multiphase TRIP steels. Metals and Materials International,

Vol. 16 (2010), Nr. 4, S. 533-541

139

[64] R. Tian; L. Li; B. Decooman; X. Wei; P. Sun: Effect of Temperature and Strain Rate

on Dynamic Properties of Low Silicon TRIP Steel. Journal of Iron and Steel Research,

International, Vol. 13 (2006), Nr. 3, S. 51-56

[65] A. Grajcar: Determination of the stability of retained austenite in TRIP-aided bainitic

steel. Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering, Vol. 20

(2007), Nr. 1-2, S. 111-114

[66] M.Y. Sherif; C.G. Mateo; T. Sourmail; H.K.D.H. Bhadeshia: Stability of retained

austenite in TRIP-assisted steels. Materials Science and Technology, Vol. 20 (2004),

Nr. 3, S. 319-322

[67] I.D. Choi; D.M. Bruce; S.J. Kim; C.G. Lee; S.H. Park; D.K. Matlock; J.G. Speer:

Deformation behavior of low carbon TRIP sheet steels at high strain rates. ISIJ Interna-

tional, Vol. 42 (2002), Nr. 12, S. 1483-1489

[68] W.C. Jeong: Effect of silicon content and annealing temperature on formation of re-

tained austenite and mechanical properties in multi-phase steels. Metals and Materials,

Vol. 9 (2003), Nr. 2, S. 179-185

[69] O. Matsumura; Y. Sakuma; Y. Ishinii; J. Zhao: Effect of retained austenite on formabil-

ity of high strength sheet steels. ISIJ International, Vol. 32 (1992), Nr. 10, S. 1110-

1116

[70] O. Muránsky; P. Horňak; P. Lukáš; J. Zrník; P. Šittner: Investigation of retained aus-

tenite stability in Mn-Si TRIP steel in tensile deformation condition. Journal of

Achievements in Materials and Manufacturing Engineering, Vol. 14 (2006), Nr. 1, S.

26-30

[71] K.S. Choi; W.N. Liu; X. Sun; M. a Khaleel; Y. Ren; Y.D. Wang: Advanced microme-

chanical model for transformation-induced plasticity steels with application of in-situ

high-energy x-ray diffraction method. Metallurgical and Materials Transactions A,

Vol. 39 (2008), Nr. 13, S. 3089-3096

[72] S.C. Baik; S.-H. Park; O. Kwon; D.-I. Kim; K.H. Oh: Effects of nitrogen on the me-

chanical properties of cold rolled TRIP-aided steel sheets. ISIJ International, Vol. 46

(2006), Nr. 4, S. 599-605

[73] O. Muránsky; P. Lukáš; P. Sittner; J. Zrník; P. Jenčuš; Z. Nový: In-situ neutron diffrac-

tion studies of phase transformations in Si - Mn TRIP steel. Materials Science Forum,

Vol. 491 (2005), , S. 275-280

[74] O. Muránsky; P. Šittner; J. Zrník; E.C. Oliver: In situ neutron diffraction investigation

of the collaborative deformation–transformation mechanism in TRIP-assisted steels at

room and elevated temperatures. Acta Materialia, Vol. 56 (2008), Nr. 14, S. 3367-3379

[75] A. Itami; M. Takhashi; K. Ushioda: Plastic stability of retained austenite in the cold-

rolled 0.14%C-1.9%Si-1,7%Mn sheet steel. ISIJ International, Vol. 35 (1995), Nr. 9,

S. 1121-1127

140

[76] S. Kruijver; L. Zhao; J. Sietsma; E. Offermann; N. van Dijk; L. Margulies; E. Laurid-

sen; P. H.; S. van der Zwaag: In situ observations on the austenite stability in TRIP-

steel during tensile testing. Steel research, Vol. 73 (2002), Nr. 6-7, S. 236-241

[77] Y. Tomita: Effect of microstructure on transformation-induced plasticity of silicon-

containing low-alloy steel. Materials Characterization, Vol. 38 (1997), Nr. 4-5, S. 243-

250

[78] C.G. Lee; S.-J. Kim; C.-S. Oh; S. Lee: Effects of Heat Treatment and Si Addition on

the Mechanical Properties of 0.1 wt% C TRIP-aided Cold-rolled Steels. ISIJ Interna-

tional, Vol. 42 (2002), Nr. 10, S. 1162-1168

[79] A. Soulami; K.S. Choi; W.N. Liu; X. Sun; M. a Khaleel; Y. Ren; Y.D. Wang: Predict-

ing fracture toughness of TRIP 800 using phase properties characterized by in-situ

high-energy x-ray diffraction. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 41

(2010), Nr. 5, S. 1261-1268

[80] E. Girault; A. Mertens; J. Pascal; Y. Houbaert; B. Verlinden; J.V. Humbeeck: Com-

parison of the effects of silicon and aluminium on the tensile behaviour of multiphase

TRIP-assisted steels. Scripta Materialia, Vol. 44 (2001), Nr. 6, S. 885-892

[81] T. Shan; S. Li; W. Zhang; Z. Xu: Prediction of martensitic transformation and deforma-

tion behavior in the TRIP steel sheet forming. Materials & Design, Vol. 29 (2008), Nr.

9, S. 1810-1816

[82] M.R. Berrahmoune; S. Berveiller; K. Inal; A. Moulin; E. Patoor: Analysis of the mart-

ensitic transformation at various scales in TRIP steel. Materials Science and Engineer-

ing A, Vol. 378 (2004), Nr. 1-2, S. 304-307

[83] H.K.D.H. Bhadeshia; D.V. Edmonds: Analysis of mechanical properties and micro-

structure of high-silicon dual-phase steel. Metal Science, Vol. 14 (1980), Nr. 2, S. 41-

[84] Q. Furnemont; M. Kempf; P. Jacques; M. Goken; F. Delannay: On the measurement of

the nanohardness of the constitutive phases of TRIP-assisted multiphase steels. Materi-

als Science and Engineering A, Vol. 328 (2002), Nr. 1-2, S. 26-32

[85] Q. Furnemont: The micromechanics of TRIP-assisted multiphase steels, Ph.D. Thesis,

UCL, September. 2003, 188 Seiten

[86] Y. Tomota; H. Tokuda; Y. Adachi; M. Wakita: Tensile behavior of TRIP-aided multi-

phase steels studied by in situ neutron diffraction. Acta Materialia, Vol. 52 (2004), Nr.

12, S. 5737-5745

[87] S. Cheng; X.-L. Wang; Z. Feng; B. Clausen; H. Choo; P.K. Liaw: Probing the charac-

teristic deformation behaviors of transformation-induced plasticity steels. Metallurgical

and Materials Transactions A, Vol. 39 (2008), Nr. 13, S. 3105-3112

[88] A. Pichier; P. Sliaszny: TRIP steel with reduced silicon content. Materials Technology,

Vol. 39 (1999), Nr. 11, S. 4-7

141

[89] H.C. Chen; H. Era; M. Shimizu: Effect of phosphorus on the formation of retained

austenite and mechanical properties in Si-containing low-carbon steel sheet. Metallur-

gical Transactions A, Vol. 13 (1989), Nr. 3, S. 437-445

[90] K. Hulka: Modern Multi-Phase Steels for the Automotive Industry. In: Materials

Science Forum, 2003, S. 101-110

[91] X.D. Wang; B.X. Huang; L. Wang; Y.H. Rong: Microstructure and mechanical proper-

ties of microalloyed high-strength transformation-induced plasticity steels. Metallurgi-

cal and Materials Transactions A, Vol. 39 (2007), Nr. 1, S. 1-7

[92] F. Lani; Q. Furnemont; T. Vanrompaey; F. Delannay; P. Jacques; T. Pardoen: Multis-

cale mechanics of TRIP-assisted multiphase steels: II. Micromechanical modelling. Ac-

ta Materialia, Vol. 55 (2007), Nr. 11, S. 3695-3705

[93] ThyssenKRUPP-Produktionsimformation: Restaustenit-Stähle RA-K für umformtech-

nisch anspruchsvolle, hochfeste Bauteile. 2009, 8 Seiten

[94] P.J. Jacques; E. Girault; T. Catlin; N. Geerlofs; T. Kop; S. Vanderzwaag; F. Delannay:

Bainite transformation of low carbon Mn–Si TRIP-assisted multiphase steels: influence

of silicon content on cementite precipitation and austenite retention. Materials Science

and Engineering A, Vol. 273-275 (1999), Nr. 12, S. 475-479

[95] S.D. Choi; H.S. Kim; J.H. Je: Annealing behavior of retained austenite in low carbon

steel : Real time synchrotron X-ray scattering study. Materials Science, Vol. 25 (2002),

Nr. 2, S. 353 - 355

[96] E. Jimenezmelero; N. Vandijk; L. Zhao; J. Sietsma; S. Offerman; J. Wright; S. Van-

derzwaag: Characterization of individual retained austenite grains and their stability in

low-alloyed TRIP steels. Acta Materialia, Vol. 55 (2007), Nr. 20, S. 6713-6723

[97] B. Seong; E.J. Shin; Y.S. Han; C.H. Lee; Y.J. Kim; S.J. Kim: Effect of retained austen-

ite and solute carbon on the mechanical properties in TRIP steels. Physica B: Con-

densed Matter, Vol. 350 (2004), Nr. 1-3, S. E467-E469

[98] S.-J. Kim; C.G. Lee; I. Choi; S. Lee: Effects of heat treatment and alloying elements on

the microstructures and mechanical properties of 0.15 wt pct C transformation-induced

plasticity-aided cold-rolled steel sheets. Metallurgical and Materials Transactions A,

Vol. 203 (2001), Nr. 3, S. 721-514

[99] M. Soliman; H. Palkowski: On Factors Affecting the Phase Transformation and Me-

chanical Properties of Cold-Rolled Transformation-Induced-Plasticity–Aided Steel.

Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 39 (2008), Nr. 10, S. 2513-2527

[100] J. Maki; J. Mahieu; B.C.D. Cooman; S. Claessens: Galvanisability of silicon free

CMnAl TRIP steels. Materials Science and Technology, Vol. 19 (2003), Nr. 1, S. 125-

131

142

[101] S. Traint; A. Pichler; K. Hauzenberger; P. Stiaszny; E.A. Werner: Influence of silicon,

aluminium, phosphorus and copper on the phase transformations of low alloyed TRIP

steel. Steel research, Vol. 73 (2002), Nr. 6-7, S. 259-266

[102] L. Samek; E. Moor; J. Penning; B.C. Cooman: Influence of alloying elements on the

kinetics of strain-induced martensitic nucleation in low-alloy, multiphase high-strength

steels. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 37 (2006), Nr. 1, S. 109-124

[103] J. Wang; S. Zwaag: Stabilization mechanisms of retained austenite in transformation-

induced plasticity steel. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 32 (2001),

Nr. 6, S. 1527-1539

[104] E. Jimenezmelero; N. Vandijk; L. Zhao; J. Sietsma; S. Offerman; J. Wright; S. Van-

derzwaag: Martensitic transformation of individual grains in low-alloyed TRIP steels.

Scripta Materialia, Vol. 56 (2007), Nr. 5, S. 421-424

[105] L. Samek; E. Moor; J. Penning; B.C. Cooman: Influence of alloying elements on the

kinetics of strain-induced martensitic nucleation in low-alloy, multiphase high-strength

steels. Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 37 (2006), Nr. 1, S. 109-124

[106] D.D. Tjahjanto; S. Turteltaub; S.J. Suiker; S.V.D. Zwaag: Modelling of the effects of

grain orientation on transformation-induced plasticity in multiphase carbon steels.

Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering, Vol. 14 (2006), Nr. 4,

S. 617-636

[107] E.C. Oliver; P.J. Withers; M.R. Daymond; S. Ueta; T. Mori: Neutron-diffraction study

of stress-induced martensitic transformation in TRIP steel. Applied Physics A: Materi-

als Science & Processing, Vol. 74 (2002), Nr. 1, S. s1143-s1145

[108] W. Dan; W. Zhang; S. Li; Z. Lin: A model for strain-induced martensitic transforma-

tion of TRIP steel with strain rate. Computational Materials Science, Vol. 40 (2007),

Nr. 1, S. 101-107

[109] E. Jimenez-Melero; N.H. van Dijk; L. Zhao; J. Sietsma; S.E. Offerman; J.P. Wright; S.

van der Zwaag: The effect of aluminium and phosphorus on the stability of individual

austenite grains in TRIP steels. Acta Materialia, Vol. 57 (2009), Nr. 2, S. 533-543

[110] H. Jun; S. Park; S. Choi; C. Park: Decomposition of retained austenite during coiling

process of hot rolled TRIP-aided steels. Materials Science and Engineering: A, Vol.

379 (2004), Nr. 1-2, S. 204-209

[111] B. Jha; N.S. Mishra: Microstructural evolution during tempering of a multiphase steel

containing retained austenite. Materials Science and Engineering A, Vol. 263 (1999),

Nr. 1, S. 42-55

[112] S.D. Choi; H.S. Kim; J.H. Je: Annealing behavior of retained austenite in low carbon

steel : Real time synchrotron X-ray scattering study. Materials Science, Vol. 25 (2002),

Nr. 2, S. 353 - 355

143

[113] W. Shi; L. Li; B. Decooman; P. Wollants; C. Yang: Thermal stability of retained

austenite in TRIP steel after different treatments. Journal of Iron and Steel Research,

International, Vol. 15 (2008), Nr. 1, S. 61-64

[114] M. Amirthalingam: Microstructural development during welding of TRIP steel, Ph.D.

Thesis, TU Delft. 2010, 171 Seiten

[115] G.R. Speich; W.C. Leslie: Tempering of steel. Metallurgical and Materials Transac-

tions B, Vol. 3 (1972), Nr. 5, S. 1043-1054

[116] L. Zhao; M.K. Wibowo; M.J.M. Hermans; S.M.C. van Bohemen; J. Sietsma: Retention

of austenite in the welded microstructure of a 0.16C–1.6Mn–1.5Si (wt.%) TRIP steel.

Journal of Materials Processing Technology, Vol. 209 (2009), Nr. 12-13, S. 5286-5292

[117] C. Kapustka, N., Conrady, C., Albright: Effect of GMAW process and material condi-

tions on DP 780 and TRIP 780 welds. Welding journal, Vol. 87 (2008), Nr. 6, S. 135-

148

[118] M. Schneider; H. Friebe; K. Galanulis: Validation and optimization of numerical

simulation by optical measurement of tools and parts. In: IDDRG 2008 International

Conference, 2008, S. 1-12

[119] J.E. Gould; S.P. Khurana; T. Li: Predictions of microstructures when welding automo-

tive advanced high-strength steels. Welding Journal, Vol. 85 (2006), Nr. 5, S. 111-116

[120] J. Zhang, H., Senkara: Resistance Welding - Fundamental and Applications, Crc Pr Inc

Verlag. 2005, 430 Seiten

[121] H.K.D.H. Bhadeshia; L.E. Svensson: Modelling the Evolution of Microstructure in

Steel Weld Metal. In: Eds. H. Cerjak and K. E. Easterling, Mathematical Modelling of

Weld Phenomena I, The Institute of Materials, London, 1993, S. 109-182

[122] D. Morán; A. Vandewynckèle; C. García; A. Prada; P. Vázquez: Resistance spot weld-

ability study of commercial and experimental TRIP steels grades. In: 63rd Annual As-

sembly & International Conference of the International Institute of Welding, 2010, S.

361-368

[123] V.H.B. Hernandez; M.L. Kuntz; N.Y. Zhou; K.R. Chan; N. Scotchmer: Fusion zone

microstructures in resistance spot welding of TRIP to HSLA. In: Sheet Metal Welding

Conference XIII, 2008, S. 1-9

[124] X. Sun; E. Stephens; M. Khaleel: Effects of fusion zone size and failure mode on peak

load and energy absorption of advanced high strength steel spot welds under lap shear

loading conditions. Engineering Failure Analysis, Vol. 15 (2008), Nr. 4, S. 356-367

[125] K. Schneemann: Vorgänge beim Punktschweißen von Tiefziehstahl und ihr Einfluß auf

das Schweißgut, Dissertation, Hannover 1967, 165 Seiten

144

[126] M. Zhang; L. Li; R. Fu; D. Krizan; B. Decooman: Continuous cooling transformation

diagrams and properties of micro-alloyed TRIP steels. Materials Science and Enginee-

ring: A, Vol. 438-440 (2006), Nr. 11, S. 296-299

[127] G. Schulze: Die Metallurgie des Schweißens: Eisenwerkstoffe - Nichteisenmetallische

Werkstoffe, Springer Verlag, 4. Auflage. 2010, 634 Seiten

[128] H.L. Yi; K.Y. Lee; J.H. Lim; H.K.D.H. Bhadeshia: Spot weldability of TRIP steel

containing 0·4 wt-%C. Science and Technology of Welding & Joining, Vol. 15 (2010),

Nr. 7, S. 619-624

[129] C. Ma; D. Chen; S. Bhole; G. Boudreau; A. Lee; E. Biro: Microstructure and fracture

characteristics of spot-welded DP600 steel. Materials Science and Engineering: A, Vol.

485 (2008), Nr. 1-2, S. 334-346

[130] G. Schulze; H. Krafka; P. Neumann: Schweisstechnik. Werkstoffe - Konstruieren -

Prüfen, VDI Verlag, 2. Auflage. 1996, 664 Seiten

[131] C. García de Andrés; F.G. Caballero; C. Capdevila; L.F. Alvarez: Application of

dilatometric analysis to the study of solid–solid phase transformations in steels. Mate-

rials Characterization, Vol. 48 (2002), Nr. 1, S. 101-111

[132] A.I.Z. Farahat: Dilatometry determination of phase transformation temperatures during

heating of Nb bearing low carbon steels. Journal of Materials Processing Technology,

Vol. 204 (2008), Nr. 1-3, S. 365-369

[133] B. Alexandrov; J. Lippold; J. Tatman; G. Murray: Non-Equilibrium Phase Transforma-

tion Diagrams in Engineering Alloys. In: Trends in Welding Research, Proceedings of

the 8th International Conference, 2009, S. 1-10

[134] F. Eichhorn; K. Wellinger: Stand der Forschung auf dem Gebiet der Widerstands-

schweißtechnik an Technischen Hochschulen und Schweißtechnischen Lehr- und Ver-

suchsanstalten. In: 6. Stuttgarter Sondertagung Widerstands-Schweißtechnik, 1965, S.

1-16

[135] J.A. Davidson; E.J. Imhof: The effect of tensile strength on the fatigue life of spot-

welded sheet steels. In: SAE-Paper 840110, 1984, S. 10

[136] M. Goodarzi; S.P.H. Marashi; M. Pouranvari: Dependence of overload performance on

weld attributes for resistance spot welded galvanized low carbon steel. Journal of Ma-

terials Processing Technology, Vol. 209 (2009), Nr. 9, S. 4379-4384

[137] M. Zhou; S.J. Hu; H. Zhang: Critical specimen sizes for tensile-shear testing of steel

sheets. Welding Journal, Vol. 78 (1999), Nr. 9, S. 305-313

[138] M.I. Khan; M.L. Kuntz; Y. Zhou: Effects of weld microstructure on static and impact

performance of resistance spot welded joints in advanced high strength steels. Science

and Technology of Welding & Joining, Vol. 13 (2008), Nr. 3, S. 294-304

145

[139] H. Lee; N. Kim; T. Lee: Overload failure curve and fatigue behavior of spot-welded

specimens. Engineering Fracture Mechanics, Vol. 72 (2005), Nr. 8, S. 1203-1221

[140] Y.J. Chao: Ultimate strength and failure mechanism of resistance spot weld subjected

to tensile, shear, or combined tensile/shear loads. Journal of Engineering Materials and

Technology, Vol. 125 (2003), Nr. 2, S. 125

[141] M. Pouranvari; H.R. Asgari; S.M. Mosavizadch; P.H. Marashi; M. Goodarzi: Effect of

weld nugget size on overload failure mode of resistance spot welds. Science and Tech-

nology of Welding and Joiningd Technology, Vol. 12 (2007), Nr. 3, S. 217-225

[142] H. Adib; J. Jeong; G. Pluvinage: Three-dimensional finite element analysis of tensile-

shear spot-welded joints in tensile and compressive loading conditions. Strength of Ma-

terials, Vol. 36 (2004), Nr. 4, S. 353-364

[143] A. Crostack: Untersuchungen zum Festigkeitsverhalten von Punktschweißverbindun-

gen mittels Schallemissionsanalysen, Dissertation, TU Dordmund. 1976, 110 Seiten

[144] R.S. Chandel; S. Garber: Mechanical and metallurgical aspects of spot-welded joints in

heat-treated low-carbon mild steel sheet. In: Metals Technology, 1974, S. 418-424

[145] G. Shi; S.A. Wetsgate: Techniques for improving the weldability of trip steel using

resistance spot welding. In: 1st International Conference Super-High Strength Steels,

Rom, 2005, S. 1-13

[146] D.J. Radakovic; M.D. Tumuluru: Predicting resistance spot weld failure modes in

shear-tension tests of advanced high-strength automotive steels. In: Sheet Metal

Welding Conference XIII, 2008, S. 1-20

[147] S. Sommer: Modellierung des Verformungs- und Versagensverhaltens von Punkt-

schweißverbindungen unter monoton ansteigender Belastung, Dissertation Shaker Ver-

lag, Universität Karlsruhe. 2009, 152 Seiten

[148] K.L. Nielsen: Predicting failure response of spot welded joints using recent extensions

to the Gurson model. Computational Materials Science, Vol. 48 (2010), Nr. 1, S. 71-82

[149] P. Lin; S. Lin; J. Pan: Modeling of failure near spot welds in lap-shear specimens based

on a plane stress rigid inclusion analysis. Engineering Fracture Mechanics, Vol. 73

(2006), Nr. 15, S. 2229-2249

[150] N. Pan; S. Sheppard: Spot welds fatigue life prediction with cyclic strain range. Inter-

national Journal of Fatigue, Vol. 24 (2002), Nr. 5, S. 519-528

[151] J.A.E. Mazzaferro; T.D.S. Rosendo; C.C.P. Mazzaferro; F.D. Ramos; M.A.D. Tier;

T.R. Strohaecker: Preliminary study on the mechanical behavior of friction spot welds.

Soldagem Insp. São Paulo, Vol. 14 (2009), Nr. 3, S. 238-247

[152] F. Seeger; G. Michel; M. Blanquet: Investigation of spot weld behavior using detailed

modeling technique. In: 7. LS-DYNA Anwenderforum, 2008, S. 29-38

146

[153] X. Zhang; B. Liu: Strength analysis and simulation of multiple spot-welded joints. In:

SEM Annual Conference, 2009, S. 1-7

[154] E. Al-Bahkali: The effect of thermal residual stresses on load displacement curves for

welded and weld-bonded joints. In: 9th International Congress on Thermal Stressess,

2011, S. 1-4

[155] S. Dancette; D. Fabrègue; V. Massardier; J. Merlin; T. Dupuy; M. Bouzekri: Experi-

mental and modeling investigation of the failure resistance of Advanced High Strength

Steels spot welds. Engineering Fracture Mechanics, Vol. 78 (2011), Nr. 10, S. 2259-

2272

[156] E.H.J. Lamouroux; D. Coutellier; N. Doelle; P. Kuemmerlen: Detailed model of spot-

welded joints to simulate the failure of car assemblies. International Journal on Inter-

active Design and Manufacturing (IJIDeM), Vol. 1 (2007), Nr. 1, S. 33-40

[157] G. Welter; A. Choquet: Internal-stress distribution of single spot welds in relation to

their fatigue life. Welding Journal, (1959), Nr. 4, S. 145-158

[158] K. Sakai, T., Fujitani; T. Tanaka: Statistical analysis of fatigue behaviour of spot-

welded joints in tension-shear-type loading. International Journal of Fatigue, Vol. 4

(1989), Nr. 4, S. 269-275

[159] E. Birkel: Betrachtungen zum Scherzugversuch an Punktschweißverbindungen. Oer-

likon Schweißmitteilungen, (1971), Nr. 4, S. 4-13

[160] D. Fabrègue; A. Deschamps; M. Suéry: Influence of the silicon content on the me-

chanical properties of AA6xxx laser welds. Materials Science and Engineering: A,

Vol. 506 (2009), Nr. 1-2, S. 157-164

[161] Aplication Note Dantec Dynamics: Deformation and strain field analysis on spot

welded joints with 3D speckle-measuring techniques. In:

http://www.dantecdynamics.com-/Default.aspx?ID=1539, 2005, S. 1-4

[162] Z. Lei; H.-T. Kang; G. Reyes: Full field strain measurement of resistant spot welds

using 3D image correlation systems. Experimental Mechanics, Vol. 50 (2008), Nr. 1, S.

111-116

[163] H. Tao; W. Tong; L.G. Hector; P.D. Zavattieri: Uniaxial tensile and simple shear

behavior of resistance spot-welded Dual-Phase steel joints. Journal of Materials Engi-

neering and Performance, Vol. 17 (2007), Nr. 4, S. 517-534

[164] W. Tong; H. Tao; N. Zhang; X. Jiang; M.P. Marya; L.G. Hector: Deformation and

fracture of miniature tensile bars with resistance-spot-weld microstructures.

Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 36 (2005), Nr. 10, S. 2651-2669

[165] R. Kießling; E. Roos; D. Krätscher; H.J. Wink: Charakterisierung der mechanischen

Eigenschaften in der Wärmeeinflusszone von Punktschweißverbindungen an.

Schweißen und Schneiden, Vol. 63 (2011), Nr. 10, S. 587-590

147

[166] S.M. Zuniga; S.D. Sheppard: Determining the constitutive properties of the heat-

affected zone in a resistance spot weld. Modelling and Simulation in Materials Science

and Engineering, Vol. 391 (1995), Nr. 5, S. 391-416

[167] J.R. Cahoon; W.H. Broughton; A.R. Kutzak: The Determination of Yield Strength

From Hardness Measurements. Metallurgical Transactions, Vol. 2 (1971), Nr. 7, S.

1979-1983

[168] R.R. Ambriz; D. Chicot; N. Benseddiq; G. Mesmacque; S.D. de la Torre: Local me-

chanical properties of the 6061-T6 aluminium weld using micro-traction and instru-

mented indentation. European Journal of Mechanics - A/Solids, Vol. 30 (2011), Nr. 3,

S. 307-315

[169] K. Murty; P.Q. Miraglia; M.D. Methew; V.N. Shah: Characterization of gradients in

mechanical properties of SA-533B steel welds using ball indentation. International

Journal of Pressure Vessels and Piping, Vol. 76 (1999), Nr. 6, S. 361-369

[170] K. Chung; W. Lee; J. Kim; C. Kim; S. Park; D. Kwon: Characterization of mechanical

properties by indentation tests and FE analysis – validation by application to a weld

zone of DP590 steel. International Journal of Solids and Structures, Vol. 46 (2009),

Nr. 2, S. 344-363

[171] D. Rao; J. Heerens; G. Alves Pinheiro; J.F. dos Santos; N. Huber: On characterisation

of local stress–strain properties in friction stir welded aluminium AA 5083 sheets using

micro-tensile specimen testing and instrumented indentation technique. Materials Sci-

ence and Engineering: A, Vol. 527 (2010), Nr. 18-19, S. 5018-5025

[172] X. Kong; Q. Yang; B. Li; G. Rothwell; R. English; X. Ren: Numerical study of

strengths of spot-welded joints of steel. Materials & Design, Vol. 29 (2008), Nr. 8, S.

1554-1561

[173] DIN EN 10336: Kontinuierlich schmelztauchveredeltes und elektrolytisch veredeltes

Band und Blech aus Mehrphasenstählen zum Kaltumformen ― Technische Lieferbe-

dingungen. 2007, 26 Seiten

[174] J. Angeli; A.C. Kneissl; E. Füreder: Ätztechniken für die Phasencharakterisierung von

niedriglegierten , hochfesten Mehrphasenstählen. In: www.metallographie-ausbildung.-

de/forum/attachments/686_71.pdf, 2007, S. 1-11

[175] DVS Merkblatt 2916-4: Prüfen von Widerstandspressschweißverbindungen

Metallografische Prüfung. 2006, 6 Seiten

[176] J. Rösler; H. Harders; M. Bäker: Mechanisches Verhalten der Werkstoffe, Vie-

weg+Teubner Verlag. 2006, 521 Seiten

[177] DIN EN ISI 14323: Widerstandspunkt- und Buckelschweißen - Zerstörende Prüfung

von Schweißverbindungen - Probenabmessungen und Durchführung des Schlagscher-

zugversuchs und des Schlagkopfzugversuchs. 2006, 23 Seiten

148

[178] E. Tyulyukovskiy; N. Huber: Identification of viscoplastic material parameters from

spherical indentation data: Part I. Part I. Neural networks. Journal of Materials Re-

search, Vol. 21 (2011), Nr. 03, S. 664-676

[179] L. Spieß; G. Teichert; R. Schwarzer; H. Behnken; C. Genzel: Moderne Röntgenbeu-

gung. Röntgendiffraktometrie für Materialwissenschaftler, Physiker und Chemiker, 2.

Auflage, Vieweg+Teubner Verlag, Wiesbaden. 2009, 564 Seiten

[180] E. Laine: A high-speed determination of the volume fraction of ferrite in austenitic

stainless steel by EDXRD. Journal of Physics F: Metal Physics, Vol. 8 (2009), Nr. 7,

S. 1343-1348

[181] B.D. Cullity; S.R. Stock: Elements of X-ray diffraction, 3rd ed., Upper Saddle River

NJ, Prentice Hall. 2003, 664 Seiten

[182] E. Macherauch; P. Müller: Das sin²ψ - Verfahren der röntgenographischen Span-

nungsmessung. Zeitschrift für angewandte Physik, Vol. 13 (1961), Nr. 8, S. 305-312

[183] I.B. Timokhina; P.D. Hodgson; E.V. Pereloma: Effect of microstructure on the stability

of retained austenite in transformation-induced-plasticity steels. Metallurgical and Ma-

terials Transactions A, Vol. 35 (2004), Nr. 8, S. 2331-2341

[184] B. Chang; Y. Shi; L. Lu: Studies on the stress distribution and fatigue behavior of

weld-bonded lap shear joints. Journal of Materials Processing Technology, Vol. 108

(2001), Nr. 3, S. 307-313

149

Eigene Veröffentlichungen

S. Brauser, A. Kromm, Th. Kannengiesser: In-situ synchrotron diffraction and digital image

correlation technique for characterizations of retained austenite stability in low-alloyed trans-

formation induced plasticity steel, Scripta Materialia, Volume 63, Issue 12, 2010, S. 1149-

1152

A. Kromm, S. Brauser, Th. Kannengiesser: High-energy synchrotron diffraction study of a

transformation induced plasticity steel during tensile deformation, The Journal of Strain

Analysis for Engineering Design, to be publish, 2012

Th. Kannengiesser, S. Brauser, A. Kromm: Synchrotron diffraction for in-situ characteriza-

tions of materials behaviour, 3rd Inter-university research seminar (IURS 2010) - Advances in

welding and joining, Tagungsband, 2010-09-17

S. Brauser, L.A. Pepke, G. Weber, S. Göklü, M. Rethmeier: Einfluss der Schweißstromform

auf die Schweißbereiche und die Festigkeit beim Widerstandpunktschweißen moderner Au-

tomobilwerkstoffe, 21. DVS-Sondertagung "Treffpunkt Widerstandsschweissen", Tagungs-

band, 2010

S. Brauser, L.A. Pepke, G. Weber, M. Rethmeier: Deformation behaviour of spot-welded high

strength steels for automotive applications, Materials Science and Engineering A 527, 2010,

S. 7099–7108

S. Brauser, Ch. Schwenk, M. Rethmeier, Th. Noack, S. Jüttner: Einfluss von schweißbeding-

ten Rissen auf die Schwingfestigkeit von Widerstandspunktschweißverbindungen aus hoch-

festem austenitischen Stahl, Schweißen und Schneiden Februar 2012

S. Brauser, L.A. Pepke, G. Weber, M. Rethmeier: Influence of production-related gaps on

strength properties and deformation behaviour of spot welded TRIP Steel HCT690T, Welding

in the world April 2012

S. Brauser, H. Gaul, G. Weber, M. Rethmeier: Influence of manufacture-related imperfections

on the fatigue behaviour of resistance spot welded high strength steels, Steels in cars and

Trucks, Konferenzband, 2011

H. Gaul, S. Brauser, G. Weber, M. Rethmeier: Methods to obtain weld discontinuities in spot

welded joints made of high strength steels, Welding in the world 55 (2011), Nr.11/12, S.99-

106

S. Brauser, S. Lorenz, Th. Kannengießer: Untersuchung des lokalen Dehnungsverhaltens von

Schweißverbindungen mittels optischer Dehnungsfeldanalyse, Tagung Werkstoffprüfung,

Tagungsband, 2009

150

G. Weber, S. Brauser, M. Rethmeier: Extended weldability lobes in resistance spot welding of

advanced high strength steels (AHSS), Eurojoin 7 - Seventh European Congress on Joining

Technology, Tagungsband, 2009

S. Brauser, G. Weber, M. Rethmeier: Potential optischer Dehnungsfeldmessung zur Charakte-

risierung der Eigenschaften von Widerstandspunktschweißverbindungen, Schweißen und

Schneiden 62, September 2010

L.A. Pepke, S. Brauser, M. Rethmeier: Einfluss der Schweißanlagenkonfiguration beim

Widerstandspunktschweißen moderner Stahlwerkstoffe für den Karosseriebau, JOIN-EX –

Internationaler Fachkongress der Schweiß- und Verbindungstechnik, Tagungsband, 2010

K. Beyer, S. Brauser, T. Kannengiesser: Trägergas-Heißextraktion zur Analyse der Wasser-

stoffeinlagerung und –effusion in Duplexgefügen, Tagung Werkstoffprüfung, Neu-Ulm

Dezember 2010

S. Brauser, S. Lorenz, Th. Kannengiesser: Hydrogen absorption of different welded duplex

steels, International Journal of Hydrogen Energy 35, 2010, S. 4368 – 4374

S. Brauser, Th. Kannengiesser: Hydrogen absorption and diffusion in different welded duplex

steels, Welding in the World, Volume 55, 2011, S. 27-37

J. Schlichting, S. Brauser, M. Rethmeier, M. Kreuzbruck: Thermographic testing of spot

welds, Independent Nondestructive Testing and Evaluation, to be published 2012

S. Brauser, A. Subaric-Leitis, C. Ullner, M. Rethmeier: Instrumentierte Eindringprüfung zur

Bestimmung lokaler Festigkeitskennwerte an Punktschweißverbindungen, MP Materials

Testing, to be published 2012

C. Ullner, S. Brauser, A. Subaric-Leitis, M. Rethmeier: Determination of local stress–strain

properties of resistance spot-welded joints of advanced high-strength steels using the instru-

mented indentation test, Journal of Materials science, Nr. 47, S. 1504–1513

N. K. Babu, C.E. Cross, S. Brauser, M. Rethmeier: Characterization of Microstructure and

deformation behaviour of resistance spot welded AZ31 Magnesium Alloy, Journal of materi-

als science and engineering, Material science and Engineering A, to be published 2012

S. Brauser, M. Gebhardt, M. Rethmeier: Influence of imperfections on the performance of

resistance spot welded joints made of AHSS, Trends in Welding Research, Proceedings of the

9th International Conference, 2012

151

Lebenslauf

Persönliche Daten:

Name, Vorname: Brauser, Stephan

Geburtsdatum -ort: 26. Februar 1979 in Berlin

Familienstand: verheiratet

Staatsangehörigkeit: deutsch

Ausbildung und berufliche Tätigkeiten:

09/1985 – 08/1991 Friedrich-Schiller-Oberschule, Berlin

09/1991 – 06/1998 Sartre-Gymnasium, Berlin, Abitur

09/1998 – 08/2008 Studium des Maschinenbaus mit der Studienrichtung Werkstofftechnik

an der TU Berlin, Abschluss als Dipl.-Ing.,

Diplomarbeit: Untersuchungen zur Wasserstoffaufnahme und -diffusion im

Schweißgut von Duplex-Stählen

10/2007 – 03/2008 Weiterbildung zum internationalen Schweißfachingenieur

05/2008 – 12/2011 Wissenschaftlicher Mitarbeiter an der BAM Bundesanstalt für

Materialforschung und -prüfung, Fachgruppe V.5 Sicherheit gefügter

Bauteile in Berlin

05/2011 – 04/2012 Wissenschaftlicher Mitarbeiter am Fraunhofer IPK

05/2012 – z. Zt. Wissenschaftlicher Mitarbeiter der Salzgitter Mannesmann Forschung

GmbH