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Einfluss mechanischer Belastung auf das scherungsdominierte

Phasenumwandlungsverhalten in niedrig legiertem Stahl – In-situ

Charakterisierung von Variantenauswahl und -wachstum

zur Erlangung des akademischen Grades eines

DOKTORS DER INGENIEURWISSENSCHAFTEN (Dr.-Ing.)

der Fakultät für Maschinenbau

der Universität Paderborn

genehmigte

DISSERTATION

von

Dipl.-Ing. Martin Joachim Holzweißig

aus Paderborn

Tag des Kolloquiums: 17. Februar 2014

Referent: Prof. Dr.-Ing. Hans Jürgen Maier

Korreferent: Prof. Dr.-Ing. habil. Mirko Schaper

Im Gedenken an Dr. Wolfgang Nübling

Kurzzusammenfassung / Abstract I

Kurzzusammenfassung / Abstract

Im Rahmen dieser Arbeit wurde der Einfluss von der Phasenumwandlung überlagerten Belas-

tungen auf die Phasenumwandlungskinetik und die Entwicklung von phasenumwandlungsin-

duziertem Verzug auf makro- und mesoskopischer Ebene während der Austenit-zu-Bainit und

der Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen bestimmt. Anhand der ermittelten Ergebnis-

se konnten eine Reihe von Optimierungsvorschlägen für thermo-mechanisch gekoppelte

Massivumformprozesse zur Herstellung von funktional gradierten Strukturen aus niedrig le-

giertem Stahl und für die Modellierung dieser erarbeitet werden.

Es wurde festgestellt, dass überlagerte Spannungen die Kinetik der betrachteten scherungs-

dominierten Phasenumwandlungen maßgeblich beeinflussen. So läuft durch überlagerte

Spannungen die bainitische Phasenumwandlung beschleunigt ab und die Martensit-Start-

Temperatur wird zu höheren Werten verschoben. Gleichzeitig führen die Spannungen bei den

Austenit-zu-Bainit und den Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen zu einer anisotropen

Volumenzunahme die im Bauteil zu Verzug führt, die als umwandlungsplastische Dehnung

bezeichnet wird. Die Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnung konnte im Rahmen die-

ser Arbeit auch auf mesoskopischer Ebene in Form von Dehnungsfeldern beobachtet werden,

wobei eine Korrelation der Dehnungsfelder mit den Kristallorientierungen der entstandenen

Mikrostruktur möglich war, wenn der Phasenumwandlung eine Spannung überlagert wurde.

II Kurzzusammenfassung / Abstract

In the context of this work, the influence of stress superimposed to isothermal austenite-to-

bainite and austenite-to-martensite phase transformations on the kinetics and the evolution of

transformation induced distortion was investigated. Thereby, the kinetics as well as the evolu-

tion of distortion was examined at both the macro- as well as the mesoscopic level. The re-

sults determined within this work allowed for deriving several recommendations for the opti-

mization of thermo-mechanically coupled massive forming processes for the production of

functionally graded structures made from low alloy steel as well as for modeling of these pro-

cesses.

In particular it was found, that stress superimposed to phase transformations influences the

transformation kinetics significantly. In detail the total phase transformation time for the

bainitic phase transformation was shortened and the martensite-start-temperature was higher,

when a stress was superimposed. At the same time, stress leads to an anisotropic volume

change which causes distortion in the product, which is called transformation plasticity strain.

Thereby, the evolution of transformation plasticity strain could be determined at the macro-

and at the mesoscopic level. For the latter case the strain distribution could be correlated with

the crystal orientations of the resulting microstructure, when the phase transformation was

superimposed by a stress.

Liste der Vorveröffentlichungen III

Liste der Vorveröffentlichungen

M. Holzweissig, H.-G. Lambers, H.J. Maier: Bainitic transformation under compressive

stresses in low alloy 51CrV4 steel. In: M. Oldenburg, K. Steinhoff, B. Prakash, Hrsg. Pro-

ceedings 3rd International Conference on Hot Sheet Metal Forming of High Performance

Steel (2011) 519-526.

M.J. Holzweissig, H.-G. Lambers, H.J. Maier: Phase transformation kinetics of a low alloy

51CrV4 steel in the bainitic-martensitic regime. In: H.-W. Zoch, T. Lübben, Hrsg. Proceed-

ings 3rd International Conference on Distortion Engineering (2011) 369-377.

H.-G. Lambers, M. Holzweissig, B. Schramm, H.A. Richard, H.J. Maier: Crack growth be-

haviour in functional graded work pieces. In: G. Hirt, A.E. Tekkaya, Hrsg. Steel Research

International, Special Edition: 10th International Conference on Technology of Plasticity

(2011) 1060-1065.

M.J. Holzweissig, D. Canadinc, H.J. Maier: In-situ characterization of transformation plastici-

ty during an isothermal austenite-to-bainite phase transformation. Materials Characterization

65 (2012) 100-108.

M.J. Holzweissig, D. Canadinc, H.J. Maier: In situ characterization of backstress effects on

the austenite-to-bainite phase transformation. Scripta Materialia 67 (2012) 368-371.

M.J. Holzweissig, D. Canadinc, H.J. Maier: In-situ Characterization of Solid-to-Solid Phase

transformations in Steel by Digital Image Correlation. In: H.-P. Heim, D. Biermann, H.J.

Maier, Hrsg. Proceedings 1

International Conference on Thermo-Mechanically Graded Ma-

terials (2012) 49-54.

M.J. Holzweissig, M.C. Uslu, H.-G. Lambers, D. Canadinc, H.J. Maier: A comparative analy-

sis of austenite-to-martensite and austenite-to-bainite phase transformation kinetics in steels.

Materials Research Letters 1 (2013) 141-147.

M.J. Holzweissig, P. Kanagarajah, H.J. Maier: Digital image correlation at high temperatures

for fatigue and phase transformation studies. The Journal of Strain Analysis for Engineering

Design, in Druck.

M.J. Holzweissig, D. Canadinc, H.J. Maier: Computation of parent austenite grain orientation

from product grain orientation upon displacive phase transformations. Eingereicht bei Model-

ling and Simulation in Materials Science and Engineering Juni 2013.

Formelzeichen V

Formelzeichen

a Gitterkonstante des Martensits

Gitterkonstante des Austenits

Bainit-Start-Temperatur

c Gitterkonstante des Martensits

c Faktor der Greenwood-Johnson Konstante

G Gibbsche-Enthalpie

Martensit-Finish-Temperatur

Martensit-Start-Temperatur

sσ

Martensit-Start-Temperatur bei Spannungsüberlagerung

P Mittelpunkt eines Subsets für die DIC-Berechnung

Streckgrenze

P´ Mittelpunkt eines Subsets nach der Verschiebung für die DIC-Berechnung

Q´ Beliebiger Punkt eines Subsets nach der Verschiebung für die DIC-Berechnung

Grenztemperatur für scherungsdominierte Phasenumwandlungen

Gleichgewichtstemperatur

Umwandlungstemperatur

krit

Mechanische Triebkraft

w(t) Phasenanteil in Abhängigkeit der Zeit

w(T) Phasenanteil in Abhängigkeit der Temperatur

Widmannstätten-Ferrit-Start-Temperatur

α Ferrit-Phase

γ Austenit-Phase

∆G

erf

Erforderliche Gibbsche-Enthalpie-Differenz

∆G

Erforderliche Gibbsche-Enthalpie-Differenz mit mechanischer Belastung

∆V/V Volumenänderung

[∆V/V]

Volumenänderung der Austenitphase

[∆V/V]

Volumenänderung der Tieftemperaturphase

Längsdehnung

Querdehnung

Umwandlungsplastische Dehnung

κ Greenwood-Johnson-Konstante

σ Spannung

Fließgrenze des unterkühlten Austenits

Inhaltsverzeichnis VII

Inhaltsverzeichnis

1 Motivation und Zielsetzung ............................................................................................................. 1

2 Theoretische Grundlagen................................................................................................................. 5

2.1 Festkörperphasenumwandlung in Stahl ................................................................................... 5

2.1.1 Diffusionsdominierte Phasenumwandlung .............................................................................. 7

2.1.2 Scherungsdominierte Phasenumwandlung .............................................................................. 8

2.2 Lastabhängige Effekte auf Austenit-zu-Martensit und Austenit-zu-Bainit

Phasenumwandlungen ....................................................................................................................... 17

2.2.1 Phasenumwandlungskinetik .................................................................................................. 17

2.2.2 Umwandlungsplastische Dehnungen ..................................................................................... 19

3 Experimentelle Methoden ............................................................................................................. 22

3.1 Werkstoffe ............................................................................................................................. 22

3.2 Probengeometrien .................................................................................................................. 23

3.3 Prüfsysteme ........................................................................................................................... 25

3.4 Temperatur-Zeit- und Belastungs-Zeit-Pfade ........................................................................ 31

4 Ergebnisse und Diskussion ............................................................................................................ 34

4.1 Charakterisierung des Austenits ............................................................................................ 34

4.2 Makroskopische Charakterisierung des Einflusses von Belastungen auf scherungsdominierte

Phasenumwandlungen ....................................................................................................................... 37

4.3 Mesoskopische Charakterisierung des Einflusses von Belastungen auf scherungsdominierte

Phasenumwandlungen ....................................................................................................................... 51

4.4 Validierung der mesoskopischen Ergebnisse ........................................................................ 65

4.5 Korrelation der Mikrostruktur und der umwandlungsplastischen Dehnungen ...................... 67

4.6 Berechnung der Austenitorientierung anhand von Bainit- und Martensitorientierungen ...... 76

5 Rückschlüsse für thermo-mechanisch gekoppelte Fertigungsprozesse und deren Modellierung . 83

6 Zusammenfassung und Ausblick ................................................................................................... 85

9 Literatur ......................................................................................................................................... 93

Lebenslauf ........................................................................................................................................... 105

Motivation und Zielsetzung 1

1 Motivation und Zielsetzung

Gegenwärtig nehmen bei der Herstellung industrieller Komponenten, die im höchsten Maße

kostenorientiert ist, die Anforderungen an die verarbeiteten Werkstoffe stetig zu. In dem sich

ergebenden Spannungsfeld aus werkstoffspezifischen Eigenschaften und Kosten, haben

Stahlwerkstoffe nach wie vor eine herausragende Stellung, aufgrund ihrer hohen Flexibilität

hinsichtlich der Einstellbarkeit der mechanischen Eigenschaften. Dies zeigt sich insbesondere

in den Bereichen bewegter Massen, z.B. im Automobilbau, wo der Nachfrage nach immer

festeren, leichteren und kostengünstig herzustellenden Komponenten u.a. durch den Einsatz

von hochfesten Stählen Rechnung getragen wird. Allerdings stoßen konventionelle Ferti-

gungsverfahren mittlerweile immer mehr an ihre Grenzen. Folglich werden stetig innovative

Fertigungsverfahren entwickelt, mitunter zur Herstellung an die äußere Belastung angepasster

Strukturen [1–4]. Ein Beispiel für die Entwicklung solcher Fertigungsverfahren ist das Press-

härten, bei dem aus einem hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften zunächst homogenen

Stahlwerkstoff eine funktional gradierte Struktur durch die Anpassung der lokalen Tempera-

tur-Belastungs-Zeit-Pfade hergestellt werden kann. Mittlerweile ist das Presshärten ein etab-

liertes Fertigungsverfahren und wird für die Herstellung von gradierten B-Säulen im Automo-

bil serienmäßig eingesetzt. Durch die Einstellung einer angelassenen martensitischen

Mikrostruktur weist die Mittelregion der B-Säule eine hohe Festigkeit auf. Zudem haben die

Anbindungsstellen zur Karosserie eine hohe Bruchdehnung, z.B. durch die Einstellung einer

ferritisch-perlitischen Mikrostruktur (Abbildung 1-1). Dieses Fertigungsverfahren findet zur

Zeit allerdings nur für Blechwerkstoffe in der Serienproduktion Einsatz [2,3]. Die Erweite-

rung dieses Verfahrens auf Massivumformprozesse hat sich u.a. der Sonderforschungsbereich

Transregio 30 (SFB TR 30) zum Ziel gesetzt. Hinsichtlich der Massivumformung besteht da-

bei die Vision, eine Komponente des Antriebsstranges im Automobil, z.B. eine Nockenwelle,

mit an die äußere Belastung angepassten mechanischen Eigenschaften, ohne anschließende

kostenintensive Wärmebehandlung, in einem Produktionsschritt herzustellen.

Das Verfahren zur Herstellung endkonturnaher, funktional gradierter Strukturen im Massiv-

umformprozess, auf Grundlage thermo-mechanisch gekoppelter Phänomene, ist in Abbildung

1-2 dargestellt.

2 Motivation und Zielsetzung

Abbildung 1-1: Funktional-gradierte B-Säule zum Einsatz im Automobil [5].

Dabei wird eine Welle aus niedrig legiertem Stahl zunächst mittig mittels induktiver Heizung

auf eine Temperatur oberhalb der Austenit-Start-Temperatur erwärmt. Nach dem Transfer der

Welle von der Heizvorrichtung zur Presse, wird die Welle zunächst frei verformt und später,

durch den Kontakt mit dem Gesenk, gesenkkontrolliert verformt. Durch gezielte Veränderung

des Heizprozesses, z.B. durch eine stärkere Erwärmung einer Seite der Welle, und der ver-

wendeten Gesenkform ist die Herstellung verschiedener Bauteilgeometrien realisierbar, bei-

spielsweise symmetrische (Abbildung 1-2) oder asymmetrische Flanschwellen [1,5–9]. Auf

Grundlage der während des Massivumformprozesses vorliegenden Temperatur- und Belas-

tungsgradienten im Bauteil, ergibt sich in niedrig legiertem Stahl eine gradierte Mikrostruktur,

welche sich in einer Härteverteilung über den Querschnitt der thermo-mechanisch umgeform-

ten Flanschwellen manifestiert (Abbildung 1-3). Dabei weisen die hohen Härtewerte (> 600

HV1) im Randbereich des Flansches auf eine martensitische Mikrostruktur, die mittleren Här-

tewerte (400 – 600 HV1) auf eine bainitische oder bainitisch-martensitische Mikrostruktur

und die niedrigeren Härtewerte (< 400 HV1) im Inneren des Flansches auf eine ferritsch-

perlitische Mikrostruktur hin. Parallel zu den Mikrostrukturgradienten entsteht, infolge der

auftretenden Temperatur- und Belastungsgradienten im Stahl, häufig phasenumwandlungsin-

duzierter Verzug [10–15].

Motivation und Zielsetzung 3

Abbildung 1-2: Thermo-mechanisch gekoppelte Umformung einer Welle für die Herstellung

einer Flanschwelle [9].

Bezüglich der Mikrostrukturentwicklung im Bauteil während des thermo-mechanisch gekop-

pelten Massivumformprozesses wird der ferritisch-perlitische Bereich der Welle zwar stark

verformt, unterliegt allerdings keiner Phasenumwandlung. Im Gegensatz dazu durchlaufen die

entstehenden martensitischen und bainitischen Bereiche Phasenumwandlungen, bei denen

Belastungen überlagert sind [16–18]. Dementsprechend sind hinsichtlich der Phasenumwand-

lung ausschließlich die Austenit-zu-Martensit und die Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlun-

gen im betrachteten Massivumformprozess von Relevanz, die sich ihrerseits unter dem Ober-

begriff der displacive (engl.) Phasenumwandlung zusammenfassen lassen [19].

Abbildung 1-3: Härteverteilung in einer thermo-mechanisch umgeformten Flanschwelle [8].

Vor dem Hintergrund der Optimierung der Mikrostrukturverteilung über den Querschnitt des

im thermo-mechanisch gekoppelten Massivumformprozess hergestellten Flansches bei

gleichzeitiger Minimierung des Verzugs, wie auch vor dem Hintergrund der Modellierung der

Mikrostrukturentwicklung während des untersuchten Massivumformprozesses, ist die Zielset-

zung dieser Dissertation, den Einfluss von der Phasenumwandlung überlagerten Belastungen

4 Motivation und Zielsetzung

auf die Phasenumwandlungskinetik und die Entwicklung von Verzug zu untersuchen. Zu die-

sem Zweck sollte im Rahmen der vorliegenden Arbeit das Umwandlungsverhalten einzelner

Volumenelemente, die innerhalb der Flanschwelle eine homogene Mikrostruktur aufweisen,

sowohl auf makroskopischer, d.h. bezüglich vieler Körner, als auch auf mesoskopischer Ebe-

ne, d.h. bezüglich einzelner Körner, charakterisiert werden. Dabei sollten die Erkenntnisse,

die auf makroskopische Ebene ermittelt wurden, zur Optimierung der Mikrostrukturverteilung

und zur Minimierung des Verzugs im Produkt dienen und die Erkenntnisse, die auf mesosko-

pischer Ebene ermittelt wurden, in die Modellierung der Mikrostrukturentwicklung ab der

Kornebene, auf Basis des lastabhängigen Phasenumwandlungsverhaltens einfließen. Zusätz-

lich sollten, da sich der Belastungszustand in den einzelnen Volumenelementen während des

Prozesses ändert, Entlastungsversuche durchgeführt werden in denen der Einfluss auf die

Phasenumwandlungskinetik und die Verzugsentwicklung untersucht wird. Des Weiteren soll-

te der Einfluss der chemischen Zusammensetzung auf das Phasenumwandlungsverhalten ge-

nauer betrachtet werden, um den Effekt von Seigerungen im Halbzeug auf das Endprodukt

abschätzen zu können. Auf dieser Motivation basierend wurden die, für diese Dissertation

relevanten, forschungsleitenden Fragen formuliert:

1. Inwiefern haben der Phasenumwandlung überlagerte Belastungen einen Einfluss auf

die Phasenumwandlungskinetik und die Entwicklung von phasenumwandlungsindu-

ziertem Verzug auf makro- und mesoskopischer Ebene?

2. Lassen sich die auf mesoskopischer Ebene beobachteten Dehnungs- bzw. Verzugsma-

xima und –minima, mit der Mikrostruktur korrelieren?

3. Welche Rückschlüsse lassen die gewonnenen Erkenntnisse für thermo-mechanisch

gekoppelte Herstellungsprozesse von funktional gradierten Strukturen aus niedrig le-

giertem Stahl zu und welche Rückschlüsse lassen sich für die Modellierung von Pha-

senumwandlungen in diesen Herstellungsprozessen ziehen?

Theoretische Grundlagen 5

2 Theoretische Grundlagen

In diesem Kapitel sollen die für das Verständnis dieser Arbeit wichtigen theoretischen Grund-

lagen beschrieben werden. Dabei wird zuerst auf die Festkörperphasenumwandlungen in Stahl

eingegangen, aus welchen die gradierten Eigenschaften in thermo-mechanisch gekoppelten

Prozessen resultieren, wobei diese Prozesse in diffusionsdominierte und scherungsdominierte

Phasenumwandlungen unterteilt werden. Des Weiteren sollen in diesem Kapitel die lastab-

hängigen Effekte in martensitischen und bainitischen Phasenumwandlungen in Stahl be-

schrieben werden, wobei eine Unterteilung der Effekte nach Phasenumwandlungskinetik und

Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen erfolgt.

2.1 Festkörperphasenumwandlung in Stahl

Die Festkörperphasenumwandlung in Stahl beschreibt im Allgemeinen den Übergang einer

oder mehrerer Phasen in eine oder mehrere andere Phasen. Diese Phasenänderungen können

in Umwandlungs- und Ausscheidungsprozesse eingeteilt werden, wobei die Umwandlungs-

prozesse einen Übergang einer instabilen Gitterstruktur in eine metastabile oder stabile Git-

terstruktur beschreiben. Die Ausscheidungsprozesse hingegen beschreiben die Ausscheidung

einer oder mehrerer Phasen durch Diffusion aus dem übersättigten Mischkristall.

Die Stabilität der Phasen im Festkörper wird durch die chemische Zusammensetzung und die

Temperatur bestimmt und kann in Zustandsdiagrammen dargestellt werden, deren prominen-

tester Vertreter das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD) ist. Das EKD zeigt die Phasenände-

rungen einer Zweikomponentenlegierung aus Eisen und Kohlenstoff unter der Randbedin-

gung, dass die Abkühlrate sehr langsam ist und damit ist eine vollständige Diffusion aller

Atome möglich. Die Darstellung des Zustandsdiagrammes erfolgt dabei entweder in phasen-

mäßiger Betrachtung oder in gefügemäßiger Betrachtung. Des Weiteren kann das EKD noch

in das stabile Eisen-Graphit- (Fe-C) und das metastabile Eisen-Zementit-Diagramm (Fe-Fe

unterteilt werden. Der maximale Kohlenstoffanteil im Eisen im EKD beträgt 6,67 Ma.-% und

entspricht genau 100 % Zementit. Charakteristische Punkte im EKD sind der eutektische, der

eutektoide und der peritektische Punkt, bei denen jeweils drei Phasen gleichzeitig vorliegen.

Der technisch relevante Bereich des EKD erstreckt sich von Kohlenstoffgehalten von 0,2

Ma.-%, die zum Härten mindestens notwendig sind, bis zu 2,06 Ma.-%. In diesem Bereich

6 Theoretische Grundlagen

wandelt das kubisch-flächenzentrierte (kfz) γ-Eisen (Austenit) bei abnehmender Temperatur

in kubisch-raumzentriertes (krz) α-Eisen (Ferrit) und Fe

C um. Dabei stellt der Austenit die

Hochtemperaturphase und der Ferrit die Tieftemperaturphase dar. Am eutektoiden Punkt (0,8

Ma.-% Kohlenstoff und 723 °C) wandelt γ-Eisen bei langsamer Abkühlung in genau 100 %

Perlit, d.h. α-Eisen mit streifenförmig angeordnetem Fe

C, um. Bei niedrigeren Kohlenstoff-

gehalten ist der Anteil des Ferrits höher und bei größeren Kohlenstoffanteilen scheidet sich

Sekundärzementit (Ausscheidung von Fe

C im Austenit), bevorzugt an den Korngrenzen, aus.

Vor dem Hintergrund, dass das EKD nur für das Zweikomponentensystem Eisen und Kohlen-

stoff und außerdem nur bei sehr langsamer Abkühlung gilt, ist die Anwendbarkeit für thermo-

mechanisch gekoppelte Produktionsprozesse zur Einstellung funktional gradierter Strukturen

an Stahl begrenzt. Für solche Prozesse bietet sich die Verwendung von Zeit-Temperatur-

Umwandlungsschaubildern (ZTU) an, die das zeitabhängige Festkörperphasenumwandlungs-

verhalten von jeweils einer chemischen Zusammensetzung eines Stahls gefügemäßig be-

schreiben [20]. Das in den ZTU-Diagrammen beschriebene Umwandlungsverhalten wird im

Allgemeinen im Dilatometerversuch bestimmt, wobei die Umwandlungen durch Längenände-

rung von Proben sehr geringer Masse gemessen werden, wodurch alle Temperaturbewegun-

gen nahezu trägheitslos erfolgen. Die ZTU-Diagramme können in zwei Kategorien unterteilt

werden, in kontinuierliche und isotherme. In kontinuierlichen ZTU-Diagrammen wird das

Umwandlungsverhalten für kontinuierliche Abkühlung von der Austenitisierungstemperatur

angegeben. Isotherme ZTU-Diagramme zeigen das Umwandlungsverhalten bei konstanten

Haltetemperaturen nach schnellem Abschrecken von der Austenitisierungstemperatur. Im

speziellen wird im ZTU-Diagramm davon ausgegangen, dass die austenitische kfz-Struktur in

eine krz-Struktur umwandelt. Vor dieser Umwandlung muss allerdings der untersuchte Stahl

erst einmal austenitisiert werden, d.h. ein zumeist ferritisch-perlitisches Grundgefüge wird in

die Austenitphase überführt. Zur Beschreibung der Auswirkung der Austenitisierungsbehand-

lung können sogenannte Zeit-Temperatur-Austenitisierungs-Diagramme (ZTA-Diagramme)

verwendet werden. Dabei kann eine Einteilung der Diagramme analog zu den ZTU-

Diagrammen in kontinuierliche und isotherme erfolgen [20]. Entscheidend ist, dass über die

Wahl der Austenitisierungstemperatur und der –haltezeit eine gezielte Beeinflussung der Aus-

tenitkorngröße möglich ist, die dann wiederum einen Einfluss auf das Phasenumwandlungs-

verhalten zurück in die krz-Struktur hat [20–23]. Dies ist dadurch bedingt, dass die Austenit-

korngröße das Fließverhalten des Austenits sowohl im stabilen als auch im unterkühlten

Zustand beeinflusst und dass die Korngrenzen als Keimstellen für sich entwickelnde Struktu-

ren dienen können, wobei kleinere Körner mehr Keimstellen haben als größere Körner [24–

Theoretische Grundlagen 7

31]. Im Anschluss an die Austenitisierungsbehandlung kann die Phasenumwandlung der kfz-

Struktur in die krz-Struktur abhängig von der Umwandlungstemperatur in diffusionsdominier-

te- (engl. reconstructive) und scherungsdominierte-Prozesse (engl. displacive) eingeteilt wer-

den (Abbildung 2-1) [19].

Abbildung 2-1: Schematische Einteilung der Art der Phasenumwandlung in einem Zeit-

Temperatur-Umwandlungsschaubild an Stahl nach Bhadeshia [19].

2.1.1 Diffusionsdominierte Phasenumwandlung

Bei Temperaturen T ≥ 850 K dominiert bei Stählen der diffusionsdominierte Phasenumwand-

lungsprozess, für den die Diffusion aller Atome, sowohl während der Keimbildung als auch

während des Wachstums der Tieftemperaturphase, charakteristisch ist. Die charakteristische

C-Form der „Umwandlungsnase“ der diffusionsdominierten Phasenumwandlung ergibt sich

aus den gegenläufig zueinander ansteigenden Triebkräften der Unterkühlung und der Diffusi-

on. Bei niedrigen Temperaturen nimmt das Umwandlungsbestreben zu, aber die Diffusion ist

gering und bei hohen Temperaturen ist das Umwandlungsbestreben gering, aber das Diffusi-

onsvermögen ist hoch. Die Gefüge, die typischerweise durch den diffusionsdominierten Pro-

zess gebildet werden können, sind Ferrit und Perlit, wobei die krz-Gitterstruktur des Ferrit

kaum Kohlenstoff lösen kann (maximale Löslichkeit 0,02 Ma.-% Kohlenstoff bei 723 °C).

Hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften zeigt der Ferrit eine niedrige Festigkeit und eine

gute Verformbarkeit. Der Perlit zeigt höhere Festigkeiten als der Ferrit, die sich aus der Mor-

phologie des Perlits ergeben. Er besteht, anders als der Ferrit, nicht nur aus einer Phase, son-

dern aus Ferrit und Zementit, die sich zueinander in Lamellenform anordnen. Die jeweilige

8 Theoretische Grundlagen

Lamellenbreite ergibt sich dabei aus der Umwandlungstemperatur, wobei niedrigere Um-

wandlungstemperaturen zu feinstreifigeren Lamellen führen, bedingt durch die kürzeren Dif-

fusionswege des Kohlenstoffs. Dieser feinstreifige Perlit weist hohe Festigkeitswerte auf.

Hinsichtlich der mesoskopischen Struktur des Perlits wird nicht von Perlitkörnern sondern

von Perlitkolonien gesprochen, da Perlit aus zwei verschiedenen Phasen besteht [19,32,33].

2.1.2 Scherungsdominierte Phasenumwandlung

Für die scherungsdominierten Phasenumwandlungsprozesse ist eine Gitterverformung mit

großer Scherkomponente charakteristisch. Dabei ist aufgrund der niedrigen Temperatur die

Diffusion von Eisen und ähnlich großen Atomen, die als Substitutionsatome auf den Gitter-

plätzen vorliegen, nicht möglich, wohingegen kleine Atome, die als interstitielle Atome vor-

liegen, z.B. Kohlenstoff, noch diffundieren können. Die Gefüge, die durch die scherungsdo-

minierte Umwandlung gebildet werden können, sind, mit abnehmender Bildungstemperatur

aufgezählt, Widmannstätten-Ferrit (tritt allerdings nicht bei allen Stählen auf), Bainit und

Martensit. Dabei kann der Kohlenstoff beim Widmannstätten-Ferrit sowohl während der

Keimbildung als auch beim Wachstum, beim Bainit nur während der Keimbildung und beim

Martensit gar nicht diffundieren [19,34–37].

Die unter dem Obergriff scherungsdominierten Phasenumwandlungen zusammengefassten

Austenit-zu-Widmannstätten-Ferrit, Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Umwand-

lungen zeigen viele Gemeinsamkeiten die zunächst in diesem Kapitel beschrieben werden.

Allerdings gibt es auch einige Unterschiede zwischen diesen Phasenumwandlungen, die in

den nachfolgenden Abschnitten Martensit und Bainit beschrieben werden sollen. Die sche-

rungsdominierten Phasenumwandlungen treten bei ausreichend hohen Abkühlraten auf, wenn

die „Umwandlungsnase“ der diffusionsdominierten Phasenumwandlung umgangen wird. Da-

bei ist für die Umwandlung vom Austenit zu den Tieftemperaturgefügen die Unterkühlung

maßgeblich, um die erforderliche Gibbsche-Enthalpie-Differenz (∆G

erf

) zu erreichen, welche

in Abbildung 2-2 am Beispiel des Martensits veranschaulicht ist. Aus der für die Phasenum-

wandlung benötigten Gibbsche-Enthalpie-Differenz ergeben sich die Martensit-Start-

Temperatur (M

), die Bainit-Start-Temperatur (B

) und bei manchen Stählen die Wid-

mannstätten-Ferrit-Start-Temperatur (W

) bei denen die Phasenumwandlungen einsetzen. Die

jeweils benötigte Gibbschen-Enthalpie-Differenz, die eine chemische Triebkraft darstellt,

kann durch eine der Phasenumwandlung überlagerte mechanische Belastung (U

krit

), zu kleine-

ren Gibbschen-Enthalpie-Differenzen (∆G

) verschoben werden, woraus dann höhere Um-

Theoretische Grundlagen 9

wandlungstemperaturen (T

) resultieren. In diesem Zusammenhang kann allerdings, selbst bei

sehr hohen mechanischen Belastungen, die Umwandlung nicht bei der Gleichgewichtstempe-

ratur T

erfolgen, da eine Gibbsche-Enthalpie-Differenz zur Bildung neuer Grenzflächen

zwingend erforderlich ist [19,38,39].

Abbildung 2-2: Schematische Darstellung der freien Gibbschen-Enthalpie (G) in Abhängig-

keit von der Temperatur (T) nach Tamura [38].

Abbildung 2-3: Modellvorstellung der Phasenumwandlung von Austenit-zu-Martensit nach

Bain und Dunkirk [40].

Für die formale Beschreibung der scherungsdominierten Festkörperphasenumwandlungen

gibt es verschiedene Modelle. Die meisten davon wurden ursprünglich für die Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlung entwickelt. Sie lassen sich allerdings auch für die Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung anwenden.

Das erste Modell zur formalen Beschreibung der Phasenumwandlung geht auf Bain und

Dunkirk [40] zurück, wobei beide davon ausgingen, dass die Umwandlung vom kfz-Gitter ins

krz-Gitter mit minimaler Verformung einhergeht. Die minimale Verformung ergibt sich wenn

davon ausgegangen wird, dass eine krz-Struktur schon an der Grenzfläche zwischen zwei kfz-

10 Theoretische Grundlagen

Strukturen vorhanden ist, siehe Abbildung 2-3. Um allerdings ein „korrektes“ krz-Gitter, mit

den richtigen Gitterparametern, zu erhalten, muss die im kfz-Gitter vorhandene krz-Struktur

in zwei Raumrichtungen gestreckt und in eine Raumrichtung gestaucht werden. Dementspre-

chend kann eine resultierende Martensit- oder Bainit-Orientierung aus drei verschiedenen

Austenit-Orientierungen entstehen. Im Bain-Modell wird davon ausgegangen, dass die kris-

tallographische Richtungsannahme [11





//[100]



bezüglich der Kristallebenen (001)



(001)



gilt. Die entsprechende Bain-Verformungsmatrix ist:

U =

√2





0 0

0√2





0 0 





Dabei beschreibt 

die Gitterkonstante des Austenits und  und  beschreiben die Gitterkon-

stanten des Martensits oder des Bainits. Um alle drei möglichen Varianten zu erhalten, kann

sich die Komponente, die die Stauchung beschreibt (



0

), auf allen drei Plätzen der Matrixdia-

gonalen befinden. Die jeweils zwei anderen Komponenten, die die Streckung beschreiben

(

√

2

0

), befinden sich dann auf den übrigen Plätzen der Matrix-diagonalen [40,41].

Bei Röntgenbeugungsmessungen an Eisen-Nickel-Legierungen vor und nach der Phasenum-

wandlung stellte sich später heraus, dass die Phasenumwandlung neben der Deviationskom-

ponente zusätzlich noch eine Scherkomponente aufweisen kann. Folglich entwickelten sich

die Theorien nach Kurdjumov-Sachs (K-S) [42] und nach Nishiyama-Wassermann (N-W)

[43,44], siehe dazu Abbildung 2-4. Bei der N-W Orientierungsbeziehung wird davon ausge-

gangen, dass vor und nach der Phasenumwandlung für die Kristallebenen (111)



//(011)



gilt und dass für die Kristallrichtungen z.B. [1



01]



//[1



]



gilt, so dass es zu einer Scherung

kommt, die einer Drehung von 9°44‘ um die [100]

-Achse entspricht. Je paralleler Ebenen-

Beziehung kann diese Scherung in vier verschiedene Richtungen erfolgen und folglich, bei

drei möglichen parallelen Ebenen-Beziehungen, kann eine Martensit- oder Bainit-

Orientierung aus zwölf verschiedenen Austenitorientierungen resultieren. Dies entspricht ei-

ner Vervierfachung der Variantenvielfalt im Vergleich zur Theorie nach Bain und Dunkirk

[40,45]. Die K-S Orientierungsbeziehung ergänzt die N-W Orientierungsbeziehung um eine

weitere Drehung von 5°16‘ um die [011]

-Achse, so dass bei (111)



//(011)



z.B.



10]



//[111



]



gilt. Diese Drehung kann in zwei Richtungen erfolgen und entsprechend sind

Theoretische Grundlagen 11

24 Varianten möglich, was einer weiteren Zunahme der Variantenvielfalt für die Austenit-zu-

Martensit und Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung entspricht.

Abbildung 2-4: Schematische Darstellung der Modellvorstellungen der Austenit-zu-Martensit

Phasenumwandlung nach Kurdjumov-Sachs [42] und Nishiyama [43] bzw. Wassermann

[44].

Welche Orientierungsbeziehung, d.h. N-W oder K-S, in welchem Stahl vorliegt, ist abhängig

von der Legierungszusammensetzung und insbesondere vom Kohlenstoffgehalt. Der Kohlen-

stoffgehalt hat außerdem einen Einfluss auf die resultierende Martensit- und Bainit-

morphologie, aufgrund der Abhängigkeit der Stapelfehlerenergie und der Streckgrenze des

unterkühlten Austenits vom Kohlenstoffgehalt. Dabei tritt die N-W Orientierungsbeziehung

vornehmlich bei Kohlenstoffanteilen > 0,6 Ma.-% auf, wobei eine plattenförmige Morpholo-

gie beobachtet wird. Die K-S Orientierungsbeziehung hingegen tritt vornehmlich bei Kohlen-

stoffanteilen < 0,6 Ma.-% auf, wodurch sich eher eine lanzettenförmige Morphologie ausbil-

det [35,46,47].

Zu den Orientierungsbeziehungen nach N-W und K-S ist anzumerken, dass sie immer nur

Näherungslösungen darstellen, denn die tatsächlich in der Röntgenbeugung beobachteten Ori-

entierungsbeziehungen sind irrationaler Natur, d.h. nicht durch reelle Zahlen zu beschreiben

[19,35,36,46,48]. Zusätzlich ist zu beachten, dass für die Phasenumwandlung von Austenit-

zu-Martensit oder Bainit theoretisch eine gemeinsame Grenzlinie benötigt wird, um welche

die Rotation um eine Achse (RB) geschehen kann. Diese Grenzlinie muss während der Pha-

12 Theoretische Grundlagen

senumwandlung unverzerrt bleiben, damit diese stattfinden kann. Sie wird als invariante Ha-

bituslinie bezeichnet. In der Praxis wird allerdings meist eine invariante Habitusebene beo-

bachtet. Um die Irrationalität der Orientierungsbeziehungen sowie das Auftreten einer Habitu-

sebene anstatt einer –linie zu erklären, wurden phänomenologische Theorien für die Austenit-

zu-Martensit und Austenit-zu-Bainit Umwandlung entwickelt. Eine dieser Theorien ist in Ab-

bildung 2-5 am Beispiel des Martensits dargestellt [19,35,41,49].

Abbildung 2-5: Schematische Darstellung der phänomenologischen Theorie der Martensit-

bildung nach Bhadeshia [19].

Die wesentliche Aussage dieser Theorie ist, dass eine gitterinvariante Verformung auftritt

durch Bildung von Substrukturen im Martensit oder Bainit durch Verzwillingung oder Ab-

gleiten, infolge der Reduzierung der Verzerrungsenergie. Folglich tritt keine einfache Rota-

tion (RB) um eine Habituslinie auf, sondern eine Scherung entlang einer Habitusebene. Die

irrationalen Orientierungsbeziehungen ergeben sich aus den sich bildenden verzwillingten

oder abgeglittenen Strukturen, die keine glatte Oberfläche haben und dementsprechend keine

rationale, sondern eine irrationale Ebene darstellen [19,35,48].

Martensit

Die Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung tritt ein, wenn die Abkühlraten hoch genug

sind, um die Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung zu vermeiden. Dabei tritt bei Erreichen

von M

ein weitgehend diffusionsloser Umklappprozess vom austenitischen kfz-Gitter in das

kohlenstoffübersättigte tetragonalverzerrte kubisch-raumzentrierte-Gitter (trz) auf [37,40,42–

Theoretische Grundlagen 13

44]. Die Phasenumwandlung ist mit dem Erreichen der Martensit-Finish-Temperatur (M

einem Temperaturniveau unterhalb von M

, abgeschlossen. Dabei wird, z.B. bei Koistinen

und Marburger [50], davon ausgegangen, dass zwischen dem martensitischen Phasenanteil

und der Unterkühlung ein linearer Zusammenhang besteht. M

, M

als auch die kritische Ab-

kühlrate, um gerade noch 100 % Martensit zu erhalten, werden durch die Legierungszusam-

mensetzung des jeweiligen Stahls beeinflusst. So nehmen M

und M

mit steigendem gelöstem

Kohlenstoffgehalt ab, so dass ab Kohlenstoffgehalten ˃ 0,6 Ma.-% bei Raumtemperatur

Restaustenit im Gefüge verbleibt [32,35,36,46,51]. Des Weiteren stabilisieren z.B. die Legie-

rungselemente Chrom (Cr), Molybdän (Mo) sowie Vanadium (V) die ferritische Phase und

z.B. die Legierungselemente Nickel (Ni) und Mangan (Mn) die austenitische Phase.

Abbildung 2-6: Verschiedene Ausprägungen von Martensit als Platten (a) und Lanzetten (b)

nach Bargel [32].

Die resultierende Martensitmorphologie hängt vor allem vom gelösten Kohlenstoffgehalt im

Austenitgefüge ab, da er die Stapelfehlerenergie und die Streckgrenze des unterkühlten Aus-

tenits bestimmt. Das Wachstum des Martensits beginnt üblicherweise an den Austenitkorn-

grenzen oder anderen gestörten Bereichen, und verläuft schnell (Schallgeschwindigkeit des

jeweiligen Stahls) bis zu einem Hindernis, z.B. einer weiteren Korngrenze oder schon ent-

standenem Martensit. Dabei bildet sich bei Kohlenstoffgehalten ˃ 0,6 Ma-% vornehmlich

Plattenmartensit aus, meist unter Zurückbleiben von Restaustenit bei Raumtemperatur

(Abbildung 2-6 a). Bei Kohlenstoffgehalten ˂ 0,6 Ma-% bildet sich vornehmlich Lanzetten-

martensit aus (Abbildung 2-6 b). Plattenmartensit entsteht bei relativ hoher Stapelfehlerener-

gie und Streckgrenze des unterkühlten Austenits aus, wohingegen lanzettenförmiger Martensit

bei niedriger Stapelfehlerenergie und Streckgrenze des unterkühlten Austenits entsteht

[32,35]. Eine allgemein zutreffende Zuordnung, welche Orientierungsbeziehung sich bei wel-

cher Martensitmorphologie anwenden lässt, ist nur schwer möglich. Jedoch hat es sich für den

überwiegenden Teil der Fälle etabliert, die K-S Beziehung für lanzettenförmigen Martensit

und die N-W Beziehung für plattenförmigen Martensit anzuwenden [40,42–44].

14 Theoretische Grundlagen

Die mechanischen Eigenschaften des eingestellten martensitischen Gefüges sind maßgeblich

vom Kohlenstoffgehalt bestimmt. So nehmen die Härte und damit auch die Festigkeit, aber

auch die Sprödigkeit mit steigendem Kohlenstoffgehalt, infolge der zunehmenden tetragona-

len Gitterverzerrung im Martensit, zu. Dies gilt allerdings nur solange wie kein Restaustenit

bei Raumtemperatur vorliegt (bis 0,6 Ma-% C) [35,36,46]. Um die mechanischen Eigenschaf-

ten, insbesondere aber die Duktilität des Martensits zu verbessern, kann dieser angelassen

werden, wodurch das verzerrte Gitter entspannt und sich Karbide ausbilden. Mit steigender

Anlasstemperatur nimmt die Duktilität zu und die Festigkeit/Härte ab [32,36].

Bainit

Die Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung tritt in einem Temperaturbereich oberhalb der

Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung und unterhalb der Bildungstemperaturen von

Wittmanstätten-Ferrit, Perlit und Ferrit auf. Deshalb wird der Bainit auch häufig als Zwi-

schenstufengefüge bezeichnet. Der Umklappprozess vom austenitischen kfz-Gitter in das tet-

ragonalverzerrte krz-Gitter erfolgt, wie bei der martensitischen Phasenumwandlung, nach dem

Prinzip der scherungsdominierten Phasenumwandlung [19,40,42–44]. Die Bainitbildung ist,

anders als die Martensitbildung, nicht ausschließlich von der Unterkühlung abhängig, sondern

sie folgt auch einer zeitabhängigen Komponente, was vor allem dadurch deutlich wird, dass

100 % Bainit nur in einem isothermen Prozess eingestellt werden kann. B

, also die Tempera-

tur bei der sich zuerst Bainit bildet, ist analog zu M

von der Legierungszusammensetzung des

jeweiligen Stahls abhängig und lässt sich mittels empirisch ermittelter Gleichungen bestim-

men, siehe dazu [52,53]. Die Zugabe von Legierungselementen mit großem Atomradius führt

zu einer Erschwerung der Diffusion, wodurch die zeitabhängige Phasenumwandlung zu län-

geren Zeiten verschoben werden kann [36,37]. Für die Modellierung der Ausbildung des bai-

nitischen Phasenanteils werden zumeist Modelle, die ursprünglich für die martensitische Pha-

senumwandlung entwickelt wurden, übernommen [19,54,55].

Die resultierenden Bainitmorphologien stehen in Abhängigkeit zu den Abkühlbedingungen

und der Umwandlungstemperatur. So bildet sich bei kontinuierlicher Abkühlung körnig struk-

turierter Bainit aus. Im Gegensatz dazu entsteht bei isothermer Phasenumwandlung, unterhalb

von B

und oberhalb von M

, überwiegend lanzettenartiger Bainit [19,32]. Der lanzettenartige

Bainit lässt sich wiederum in sogenannten oberen Bainit, der sich im oberen Temperaturbe-

Theoretische Grundlagen 15

reich der isothermen Phasenumwandlung bildet, und in unteren Bainit, der sich entsprechend

im unteren Temperaturbereich bildet, unterteilen (Abbildung 2-7).

Abbildung 2-7: Schematische Darstellung der Kohlenstoffdiffusion und der Karbidausschei-

dung bei oberem und unterem Bainit nach Takahashi und Bhadeshia [56].

Unabhängig von der Umwandlungstemperatur wandelt der Austenit bei der Bildung des lan-

zettenartigen Bainits zuerst in tetragonalverzerrten kohlenstoffübersättigten Ferrit um. Beim

oberen Bainit kann dann der zwangsgelöste Kohlenstoff aus dem übersättigten Ferrit in den

umgebenden Austenit aufgrund der guten Diffusionsbedingungen, infolge der relativ hohen

Temperaturen, diffundieren. Der ausdiffundierte Kohlenstoff bildet dann in den Bereichen

zwischen den bainitischen Ferritstrukturen breite Karbide. Zusätzlich kann der hohe Anteil

des ausdiffundierenden Kohlenstoffes im Austenit zu Restaustenit führen. Beim unteren Bai-

nit kann hingegen, aufgrund der schlechteren Diffusionsbedingungen, infolge der niedrigeren

Umwandlungstemperaturen, nicht so viel Kohlenstoff aus dem übersättigten Ferrit ausdiffun-

dieren. Aus dem ausdiffundierten Kohlenstoff bilden sich dann zwischen den bainitischen

Ferriteinheiten vergleichsweise schmale Karbide aus. Zusätzlich bilden sich beim unteren

Bainit innerhalb der Ferriteinheiten feine Karbide in einem Winkel von ca. 60 ° zur Haupt-

achse der Ferriteinheiten aus, da die Ferriteinheiten weiterhin kohlenstoffübersättigt sind

[19,54,56–58]. Durch den ausdiffundierenden Kohlenstoff entspannt das Gitter, so dass mit

zunehmender Umwandlungstemperatur die Tetragonalität des krz-Gitters abnimmt.

Das Wachstum von Bainit verläuft, anders als beim Martensit, nicht durch rasch wachsende

Platten oder Lanzetten, die zum Teil die Länge ganzer Austenitkörner haben, sondern wäh-

rend der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bilden sich, ausgehend von den Austenit-

korngrenzen, Ferriteinheiten in Form von Platten oder Lanzetten aus die durch Verzerrung der

umgebenden Matrix nur wenig wachsen können. Die Anzahl dieser Ferriteinheiten nimmt in

16 Theoretische Grundlagen

Länge und Breite mit dem Wachstum der übergeordneten Bainitbündel, die diese Untereinhei-

ten vereinen, zu (Abbildung 2-8). Nach der Bildung der Ferriteinheiten beginnt die Diffusion

des Kohlenstoffs, die damit zeitlich gesehen während oder kurz nach der Keimbildung statt-

findet [19,59,60].

Abbildung 2-8: Schematische Darstellung der Bildung und des Wachstums von Bainitbündeln

nach Bhadeshia [19].

Die für die verschiedenen Bainitmorphologien geltenden kristallographischen Orientierungs-

beziehungen, trifft im Prinzip das Gleiche wie bei der Austenit-zu-Martensit Phasenumwand-

lung zu. Eine allgemeingültige Aussage ist nicht möglich, aber in den meisten Fällen hat es

sich als zutreffend erwiesen, die K-S Beziehung für lanzettenförmige Ferritteinheiten und die

N-W Beziehung für plattenförmige Ferriteinheiten des Bainits anzuwenden [19,42–44].

Die mechanischen Eigenschaften des eingestellten Bainits hängen in besonderem Maße vom

Kohlenstoffgehalt und von der Bainitmorphologie ab. Mit steigendem Kohlenstoffgehalt stei-

gen die Härte und die Festigkeit im Bainit an. Allerdings ist bei zu hohen Kohlenstoffgehalten

(verglichen mit dem Martensit sind absolut niedrigere Kohlenstoffgehalte erforderlich) mit

Restaustenit im Gefüge zu rechnen, was die Festigkeit vermindert. Beim oberen Bainit liegen

aufgrund der breiten Karbide tendenziell niedrigere Härte-/Festigkeitswerte im Vergleich zum

unteren Bainit vor, bei dem die vielen feinen Karbide für hervorragende Härte-

/Festigkeitskennwerte sorgen. Beiden Bainitmorphologien ist eine gute Duktilität gemein

[19,61–63].

Theoretische Grundlagen 17

2.2 Lastabhängige Effekte auf Austenit-zu-Martensit und Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen

Bei der Betrachtung von lastabhängigen Effekten auf Austenit-zu-Martensit und Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen in Stahl gibt es zwei wesentliche Effekte, die beide im folgen-

den Kapitel beschrieben werden sollen. So kommt es zum einen durch überlagerte Spannung

zu einer Veränderung der Phasenumwandlungskinetik und zum anderen bilden sich umwand-

lungsplastische Dehnungen aus.

2.2.1 Phasenumwandlungskinetik

Die Phasenumwandlungskinetik bei den scherdominierten Phasenumwandlungen ist anhand

des Zusammenhanges zwischen der freien Gibbschen-Enthalpie und der Temperatur ab-

schätzbar. Eine der Phasenumwandlung überlagerte Last, z.B. eine Spannung, kann in diesem

Zusammenhang eine zusätzliche mechanische Triebkraft zur Verfügung stellen, so dass die

Start-Temperaturen M

und B

zu höheren Temperaturen verschoben werden [19,38]. Der Ein-

fluss von verschiedenen Spannungszuständen auf B

ist in Abbildung 2-9 dargestellt.

Abbildung 2-9: Schematische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Bainit-Start-

Temperatur und des der Phasenumwandlung überlagerten Spannungszustandes nach Bhade-

shia [19].

Der Effekt der Erhöhung der Start-Temperaturen durch eine Spannungsüberlagerung kann bei

den Phasenumwandlungen, solange die Spannungen kleiner sind als die Streckgrenze des un-

terkühlten Austenits, auf eine Variantenauswahl zurückgeführt werden. Dabei wachsen be-

vorzugt die Varianten, die günstig orientiert zum überlagerten Spannungsfeld liegen und da-

mit weniger Energie aus der Gibbschen-Enthalpie-Differenz zum Wachstum benötigen [64].

Im Allgemeinen nehmen sowohl M

als auch B

bei überlagerter Zugspannung infolge der

18 Theoretische Grundlagen

Aktivierung der mit der Phasenumwandlung assoziierten Scher- und Normalspannungskom-

ponente stärker zu als bei Druckspannung. Bei einer Druckspannungsüberlagerung wird nur

die Scherspannungskomponente aktiviert und die Normalspannungskomponente fällt negativ

aus, weshalb in diesem Fall die Phasenumwandlungen bei niedrigeren Temperaturen beginnen

[19,65]. Einen Sonderfall stellt in diesem Zusammenhang die Überlagerung eines hydrostati-

schen Druckes dar, wobei die mit der Phasenumwandlung assoziierten Scher- und Normal-

spannungskomponenten negativ ausfallen, was zu einer Hemmung der Phasenumwandlung

und somit zu sinkenden M

und B

führt [19]. Neben M

und B

beeinflussen Spannungen auch

das isotherme Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungsverhalten, wobei die Phasenumwand-

lungen aufgrund des energetisch bevorzugten Variantenwachstums in Richtung des überlager-

ten Spannungsfeldes beschleunigt ablaufen [17,31,64,66–70].

Darüber hinaus wurde festgestellt, dass neben den überlagerten Spannungen auch Verformun-

gen des unterkühlten Austenits einen Einfluss auf die Phasenumwandlungskinetik haben. So

induzieren kleine Verformungen des unterkühlten Austenits wenige Gitterfehler die ihrerseits

zusätzliche Keimstellen darstellen und somit die Phasenumwandlung beschleunigen

[21,64,71,72]. Große Verformungen des unterkühlten austenitischen Gitters induzieren viele

Gitterfehler und führen zu einem stabilisierten Austenitgitter, wobei die Gitterfehler vor allem

die Scherkomponenten der Phasenumwandlung behindern und damit die Phasenumwandlung

verzögern [19,35,46].

Aufgrund der im Vorigen beschriebenen Zusammenhänge ist für Fertigungsprozesse, die

Spannungen oder Verformungen in Bauteile einbringen und bei denen Phasenumwandlungen

auftreten, der Einsatz von herkömmlichen ZTU-Diagrammen nicht zielführend, da diese keine

lastabhängigen Effekte berücksichtigen. Vielmehr wäre es für die exakte Vorhersage der in

den Fertigungsprozessen eingestellten Gefüge notwendig, für jeden Belastungsfall ein eigenes

ZTU-Diagramm zu erstellen oder, um den experimentellen Aufwand zu reduzieren, Modelle

zur Beschreibung der Phasenumwandlungskinetik in Abhängigkeit von der Belastung aufzu-

stellen. Sowohl für die Aufnahme der ZTU-Diagramme als auch für die Ermittlung der Ein-

gangsdaten für die Modelle werden Belastungsdilatometer verwendet, die die phasenumwand-

lungsinduzierten Längen- oder Volumenänderungen (∆V/V) messen. Anhand dieser Daten

kann dann, unter Zuhilfenahme von Gleichung 1 für isotherme und Gleichung 2 für kontinu-

ierliche Phasenumwandlungen, eine Aussage über die jeweils vorliegenden Phasenanteile

(w(t) und w(T)) in Abhängigkeit der Zeit (t) oder der Temperatur (T) getroffen werden. Bei

den kontinuierlichen Phasenumwandlungen stehen [(∆V/V)]

für die thermische Volumenän-

Theoretische Grundlagen 19

derung der Austenitphase und [(∆V/V)]

für die thermische Volumenänderung der Martensit-

phase. Beide Komponenten können aus dem näherungsweise linearen Zusammenhang von

Temperaturänderung ∆T und dem jeweiligen Volumenausdehnungskoeffizient bestimmt wer-

den. Die gemessene Volumenänderung kann ihrerseits aus den während der Phasenumwand-

lung gemessenen Längs- (ε

) und Querdehnungen (ε

) aus Gleichung 3 ermittelt werden. Die

Reproduzierbarkeit der mittels Belastungsdilatometer ermittelten Ergebnisse konnte in diver-

sen Arbeiten nachgewiesen werden z.B. [21,22,31,64,73].

()=

∆



()/

∆



( → ∞) (1)

()=

∆

()∆

()

∆

()∆

()

(2)

∆

= (1+"

)(1+"

)

−1 (3)

2.2.2 Umwandlungsplastische Dehnungen

Die mit den Phasenumwandlungen von Stählen einhergehende Volumenänderung ist, wenn

weder Spannung noch Verformungen auf die Phasenumwandlung wirken, in einem texturfrei-

en Vielkristall isotrop, d.h. in alle Raumrichtungen gleich groß. Allerdings ist bekannt, dass

diese Volumenänderung eine anisotrope Komponente erhält, wenn der Phasenumwandlung

eine Belastung überlagert bzw. vorgelagert wird. In diesem Zusammenhang konnte bisher

gezeigt werden, dass die anisotrope Volumenänderung auftritt, welche auch als umwand-

lungsplastische Dehnung bezeichnet wird, wenn eine Spannung die Phasenumwandlung über-

lagert [19,21,31,68,70,71,74–77]. Zusätzlich konnte gezeigt werden, dass Verformungen des

unterkühlten Austenits ebenfalls zur Ausbildung von umwandlungsplastischen Dehnungen

führen können, da die verformungsinduzierten Keimstellen im Gitter des unterkühlten Auste-

nits ihrerseits von Spannungsfeldern umgeben sind [21,31,71,75,76,78–80].

Das Auftreten dieser anisotropen umwandlungsplastischen Dehnungen wird in der Literatur

anhand der Ansätze von Magee [81] und Greenwood-Johnson [82] erklärt. Dem Magee An-

satz folgend wachsen in den scherdominierten Phasenumwandlungen bevorzugt die Varian-

ten, die günstig orientiert zur Richtung des Spannungsfeldes liegen, infolge der zusätzlichen

mechanischen Triebkraft, die durch das Spannungsfeld zur Verfügung gestellt wird und der

20 Theoretische Grundlagen

dadurch geringeren Energie, die aus der Gibbschen-Enthalpie-Differenz zur Umwandlung der

Varianten notwendig ist. Im Gegensatz dazu, können die Varianten, die nicht günstig orien-

tiert zur Richtung des Spannungsfeldes liegen, schlechter wachsen, weil sie keine zusätzliche

mechanische Triebkraft zum Wachstum haben und entsprechend die volle Energie aus der

Gibbschen-Enthalpie-Differenz benötigen [38,64,66,83]. Dem Greenwood-Johnson Ansatz

folgend kommt es bei der mit der Phasenumwandlung assoziierten Volumenänderung zur

Verformung des weicheren Austenits, wobei diese Verformung eine bevorzugte Richtung,

aufgrund der überlagerten Spannungen hat [74,82,84]. Welcher dieser beiden Effekte jeweils

wirksam ist, also Magee oder Greenwood-Johnson, ist von verschiedenen Faktoren wie der

Umwandlungstemperatur, dem überlagerten Spannungsniveau, dem bereits umgewandelten

Phasenanteil und dem Typ der Phasenumwandlung abhängig [84,85]. Die Beurteilung, wel-

cher der beiden Prozesse jeweils aktiv war, beschränkte sich dabei bislang auf die Beurteilung

der makroskopischen Dehnungsentwicklungen und die Interpretation der resultierenden Mik-

rostrukturen, so dass eine Beurteilung der während der Phasenumwandlung aktiven Prozesse

bisher nicht möglich war. Zur Beurteilung welcher der Prozesse bei den jeweiligen Umwand-

lungen aktiv ist, sollte eine in-situ Untersuchung der mesoskopischen Dehnungsentwicklung

während der Phasenumwandlung und ein Abgleich mit der resultierenden Mikrostruktur

durchgeführt werden.

Zwischen der überlagerten Spannung und der umwandlungsplastischen Dehnung besteht für

kleine Spannungen näherungsweise ein linearer Zusammenhang. Dieser wird durch die

Greenwood-Johnson Konstante κ beschrieben und ist abhängig von der überlagerten Span-

nung während der Phasenumwandlung, der chemischen Zusammensetzung des Stahls, der

Umwandlungstemperatur und dem Typ der Phasenumwandlung, siehe Gleichung 4

[79,82,86–89]:

& = 

()

∆



(4)

Dabei repräsentiert ∆V/V die Volumenänderung infolge der Phasenumwandlung, σ

die

Streckgrenze des unterkühlten Austenits und c beschreibt einen werkstoff-, temperatur- und

umwandlungsabhängigen Faktor, wobei für c in der Literatur Werte zwischen 0,25 und 0,83

angegeben werden [82,90]. Der durch Greenwood-Johnson postulierte lineare Zusammenhang

zwischen Spannung und umwandlungsplastischer Dehnung trifft ab einem Spannungsniveau

das größer als die Hälfte der 0,2 % Dehngrenze des unterkühlten Austenits ist nicht mehr zu.

Ab dieser Spannung wird eine stärkere Zunahme der umwandlungsplastischen Dehnung in

Theoretische Grundlagen 21

Abhängigkeit der Spannung beobachtet, die sich auf auftretende Kriecheffekte zurückführen

lässt [31,91]. Die umwandlungsplastische Dehnung ε

kann aus der Greenwood-Johnson

Konstante κ, der überlagerten Spannung und dem bereits umgewandelten Phasenanteil w(t),

anhand von Gleichung 5, bestimmt werden:

*

= &+() (5)

Diese Gleichung gilt allerdings nur für den Bereich des linearen Zusammenhanges zwischen

überlagerter Spannung und umwandlungsplastischer Dehnung. Bei größeren Spannungen,

bzw. Verformungen des unterkühlten Austenits, muss die Nichtlinearität des Zusammenhan-

ges berücksichtigt werden [92]. Alternativ zu diesem Ansatz zur Berechnung der umwand-

lungsplastischen Dehnungen hat es sich als nützlich erwiesen, ε

direkt aus der Veränderung

von Längs- (ε

) und Querdehnung (ε

) während der Phasenumwandlung nach Gleichung 6 zu

ermitteln, wie es in vielen Arbeiten z. B. von Ahrens und Lambers et al. verwendet wird

[21,30,31,73,93–95]:

*

= "

(



)

−

∆

(



)

≈

(



)

−"

(



)

) (6)

Es muss jedoch darauf hingewiesen werden, dass diese Gleichung nur gilt, wenn die mit der

betrachteten Phasenumwandlung einhergehende Volumenänderung bei fehlender Lastüberla-

gerung isotrop ist und wenn keine nennenswerte Karbidbildung auftritt.

22 Experimentelle Methoden

3 Experimentelle Methoden

In diesem Kapitel sollen die in dieser Arbeit verwendeten experimentellen Methoden und die

sich daraus ergebenden Randbedingungen erläutert werden. Im Speziellen werden die unter-

suchten Stahlwerkstoffe, die verwendeten Probengeometrien sowie Prüfeinrichtungen und die

genutzten Temperatur-Zeit- und Belastungs-Zeit-Pfade vorgestellt.

3.1 Werkstoffe

Im Rahmen dieser Arbeit wurden zwei verschiedene niedrig legierte Stähle untersucht, ein

40CrMnMoS 8-6 Werkzeugstahl (1.2312) und ein 51CrV4 (1.8159) Federstahl. Der primär

untersuchte Stahlwerkstoff war der vollständig umwandelnde niedriglegierte 40CrMnMoS 8-

6. Es wurden zwei verschiedene Stähle untersucht um die Abhängigkeit der Phasenumwand-

lungskinetik von der chemischen Zusammensetzung abschätzen zu können. Dadurch konnte

dann der Einfluss von Seigerungen auf das Phasenumwandlungsverhalten beurteilt werden.

Die chemische Zusammensetzung des untersuchten Werkzeugstahls kann Tabelle 1 entnom-

men werden und wurde an mehreren Proben ermittelt. Hinsichtlich der chemischen Zusam-

mensetzung konnten nur marginale Unterschiede beobachtet werden, was wichtig ist, da be-

reits kleinste Unterschiede der chemischen Zusammensetzung das

Phasenumwandlungsverhalten beeinflussen können [20].

Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung des niedrig legierten 40CrMnMoS 8-6 Werkzeug-

stahls. Die Werte wurden an mehreren Proben ermittelt und stellen minimale und maximale

Werte dar [96].

Element C Cr Mn S Pb

Masseanteil

in %

0.33 1.71 1.42 0.055 0.003

0.34 1.75 1.45 0.062 0.004

Element Si Ni Mo Nb Fe

Masseanteil

in %

0.27 0.10 0.13 0.002 Rest

0.28 0.11 0.14 0.004

Im Ausgangszustand lag der Werkzeugstahl als Stangenmaterial vor und wies eine durch-

schnittlichen Korngröße von ca. 3 µm (Abbildung 3-1 a) mit ferritisch-perlitischem Gefüge

(Abbildung 3-1 b) bei einer Ausgangshärte von ca. 300 HV0,1 auf. Zusätzlich hatte der

Werkzeugstahl im Ausgangsgefüge streifenförmige Verunreinigungen auf Basis von Mangan-

Experimentelle Methoden 23

Schwefel-Verbindungen (Abbildung 3-1 b). Alle Proben, die im Rahmen dieser Arbeit aus

dem Werkzeugstahl gefertigt wurden, stammten aus einer Werkstoffcharge, um eine Streuung

der Ergebnisse, aufgrund abweichender chemischer Zusammensetzung, zu minimieren.

Abbildung 3-1: Mikrostruktur des untersuchten Werkzeugstahls im Anlieferungszustand mit

farbkodierter Orientierungsdarstellung der Körner (a) und lichtmikroskopische Darstellung

des Gefüges mit Mangansulfiden (b).

Die chemische Zusammensetzung des untersuchten 51CrV4 Federstahls ist in Tabelle 2 auf-

geführt und weist nur geringe Unterschiede in der Zusammensetzung auf. Auch die Proben

dieses Materials wurden aus einer Materialcharge gefertigt, wobei das Ausgangsgefüge eine

ferritisch-perlitische Mikrostruktur und eine Härte von ca. 210 HV0,1 aufwies.

Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung des niedrig legierten 51CrV4 Federstahls. Die Werte

wurden an mehreren Proben ermittelt und stellen minimale und maximale Werte dar [21].

Element C Cr Mn S Pb

Masseanteil

in %

0.48 0.88 0.72 0.018 0.004

0.48 0.94 0.77 0.021 0.010

Element Si Ni Mo Nb Fe

Masseanteil

in %

0.26 0.09 0.02 0.001 Rest

0.30 0.10 0.02 0.002

3.2 Probengeometrien

Zur Untersuchung des lastabhängigen Phasenumwandlungsverhaltens auf makro- und meso-

skopischer Ebene kam die in Abbildung 3-2 dargestellte Flachprobengeometrie zum Einsatz.

Die Außenkontur der Flachproben wurde durch Feindrehen und die flache Messlänge wurde

mittels Drahterodieren hergestellt. Bezüglich der Messlänge waren nur geringe Fertigungsto-

24 Experimentelle Methoden

leranzen (Parallelität ±0,01) zulässig, um Temperaturgradienten während der Versuche infol-

ge veränderlicher Materialdicke zu minimieren. Zur Anbindung der Proben an die servo-

hydraulischen Prüfmaschinen wurden in diese zentriert Bohrungen eingebracht, in die zusätz-

lich ein Gewinde geschnitten wurde. In diese Bohrungen konnten dann Stifte eingeschraubt

werden, mit denen die Proben eingespannt wurden. Zur Messung der Dehnungsverteilung auf

mesoskopischer Ebene mussten vor den Versuchen die im Experiment zu betrachtenden Ober-

flächen zuerst geschliffen und dann, um eine optisch glatte Oberfläche zu erreichen, poliert

werden. Dies geschah unter Verwendung einer Diamant-Polier-Suspension mit einer durch-

schnittlichen Korngröße von 0,25 µm.

Abbildung 3-2: Geometrie der untersuchten Flachproben [73].

Zur Ermittlung des lastabhängigen makroskopischen Phasenumwandlungsverhaltens in Ab-

hängigkeit der Legierungszusammensetzung wurde, neben der Flachprobengeometrie, eine

Hohlprobengeometrie verwendet, die in Abbildung 3-3 dargestellt ist. Dabei wurde die Au-

ßenkontur, wie auch bei den Flachproben, mittels Feindrehen hergestellt. Die durchgehende

Bohrung wurde mittels Tiefbohren hergestellt, wobei enge Fertigungstoleranzen einzuhalten

waren (Abbildung 3-3), um Temperaturgradienten über die Messlänge der Probe während der

Versuche weitgehend zu minimieren. In die Enden der Proben wurde ein Gewinde geschnit-

ten, um eine Anbindung mit Hilfe von Gewindestiften an die servohydraulischen Prüfeinrich-

tungen zu ermöglichen. Hinsichtlich der unterschiedlichen Probengeometrien ist anzumerken,

dass ähnliche Ergebnisse unter Verwendung beider Geometrien zu erwarten waren, solange

die Temperaturgradienten gering sind [73,97].

Experimentelle Methoden 25

Abbildung 3-3: Geometrie der untersuchten Hohlproben [31].

3.3 Prüfsysteme

Im Rahmen dieser Arbeit wurden verschiedene Prüf- und Analyseeinrichtungen verwendet,

die an dieser Stelle vorgestellt werden sollen. Im Einzelnen wurden ein

Belastungsdilatometer, ein Rasterelektronenmikroskop, ein Transmissionen-

elektronenmikroskop, ein Auflichtmikroskop, die lokale Dehnungsmessung mittels digitaler

Bildkorrelation und Härteprüfsysteme verwendet.

Belastungsdilatometer

Für die Ermittlung des lastabhängigen Phasenumwandlungsverhalten wurde ein Belastungsdi-

latometer, das im Rahmen der Dissertation von Hans-Gerd Lambers [98] aufgebaut wurde,

verwendet. Zur Messung der Dehnungen auf mesoskopischer Ebene wurde das Belastungsdi-

latometer erweitert. Das Belastungsdilatometer ist in Abbildung 3-4 schematisch dargestellt.

Es wurde eine servohydraulische Prüfmaschine vom Typ MTS 858 mit einer Kammer um die

Proben ausgestattet, in der durch eingebrachte gleichverteilte Düsen ein Stickstoffüberdruck

während der Phasenumwandlungsexperimente herrschte. Auf diese Weise wurde die Oxidati-

on der Proben während der Versuche verhindert. Des Weiteren war das Belastungsdilatometer

mit einer konduktiven Heizung auf Basis einer regelbaren Gleichstromquelle (max. Strom-

stärke 600 A) zur Erwärmung der Proben ausgestattet, wobei die Regelung über ein Pyrome-

ter in Verbindung mit einem Eurothermregler stattfand. Dabei konnten Aufheizraten von bis

zu 80 K/s erreicht werden. Zur Abkühlung der Proben wurde im Falle der Flachproben die

26 Experimentelle Methoden

Heizleistung reduziert, wodurch Abkühlraten von 70 K/s erreicht werden konnten. Bei den

untersuchten Hohlproben wurde zusätzlich noch ein komprimierter Stickstoffstrom auf die

Proben geleitet, wodurch auch bei diesen Proben Abkühlraten von 70 K/s realisiert wurden.

Zusätzlich zur Messung der Temperatur mittels Pyrometer wurde der Temperaturverlauf bei

den Flachproben über ein in der Messlänge aufgeschweißtes und bei den Hohlproben über ein

in die Bohrung eingelassenes Thermoelement (Typ K) gemessen. Das lastabhängige Phasen-

umwandlungsverhalten auf makroskopischer Ebene wurde am Belastungsdilatometer während

der Phasenumwandlungen über die Entwicklung der Längs- (ε

) und Querdehnung (ε

) mit

zwei in die Kammer eingebrachten Hochtemperaturextensometern gemessen. Zur Messung

des lastabhängigen Phasenumwandlungsverhaltens auf mesoskopischer Ebene wurde, anstatt

der Extensometer, ein Digitalmikroskop in die Kammer eingebracht. Durch dieses konnten in

der Mitte der flachen Messlänge der Probengeometrien, Aufnahmen der Probenoberfläche

gemacht werden, aus welchen dann mittels digitaler Bildkorrelation (DIC) Längs- und Quer-

dehnungen ermittelt wurden. Die Vergrößerung des Digitalmikroskops, orientierte sich an der

Austenitkorngröße, die durch die Austenitisierungsbehandlung eingestellt wurde.

Abbildung 3-4: Schematische Darstellung des experimentellen Aufbaus für die in-situ Pha-

senumwandlungsversuche. Um die Probe ist eine Kammer installiert, in der Stickstoffüber-

druck herrscht, um die Oxidation der Probe zu vermeiden. Zusätzlich sind noch Kamera (1),

Pyrometer (2) und konduktive Heizung (3) dargestellt. Die verwendeten Längs- und Querdeh-

nungsaufnehmer sind der Übersicht wegen nicht dargestellt [96].

Experimentelle Methoden 27

Die Phasenumwandlungskinetik wurde für die Austenit-zu-Martensit Umwandlung mittels

Gleichung 2 und für die Austenit-zu-Bainit Umwandlung mittels Gleichung 1 bestimmt. Die

phasenumwandlungsinduzierte Volumenänderung konnte dabei aus den im Versuch

gemessenen Größen der Längs- und Querdehnung anhand von Gleichung 3 ermittelt werden.

Zusätzlich konnte anhand von Gleichung 6 durch die Messung der Längs- und Querdehnung

die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnungen in Belastungsrichtung bestimmt

werden.

Um die Effekte der Umwandlungskinetik und die umwandlungsplastischen Dehnungen

innerhalb der einzelnen Versuchsreihen sinnvoll miteinander vergleichen zu können, mussten

die gemessenen Dehnungen zu geeigneten Zeitpunkten genullt werden. Bei den

martensitischen Phasenumwandlungen wurden die zwei gemessenen Dehnungskomponenten

jeweils bei einer Temperatur ca. 10 °C oberhalb von M

(der spannungsüberlagerten

Phasenumwandlung) auf Null gesetzt. Bei der bainitischen Phasenumwandlung wurden beide

Dehnungskomponenten auf Null gesetzt, sobald die isotherme Haltetemperatur erreicht

wurde, wobei die Last bereits aufgebracht war.

Rasterelektronenmikroskopie (REM)

Für die rasterelektronenmikroskopischen Untersuchungen, die im Rahmen dieser Arbeit

durchgeführt wurden, wurde ein REM vom Typ Phillips XL 40 ESEM TMP eingesetzt. Es

verfügte zur Analyse von Oberflächen über einen Sekundärelektronendetektor, zur

Überprüfung der (lokalen) chemischen Zusammensetzung über einen energiedisperiven

Detektor (EDX), zur Ermittlung von Kornmorphologien über einen

Rückstreuelektronendetektor (BSE) und zur Bestimmung von Kristallorientierungen über

einen EBSD-Detektor (engl. Electron Backscatter Diffraction). Die Beschleunigungsspannung

wurde am REM, je nach Anwendung, zwischen 10 kV und 30 kV variiert, jedoch betrug die

Beschleunigungsspannung für die meisten Anwendungen im Rahmen dieser Arbeit 20 kV.

Für die EBSD Messungen mussten die Oberflächen der zu untersuchenden Proben

elektropoliert werden, um eine weitgehend verformungsfreie Oberfläche zu erhalten. Das

Elektropolieren fand, unter Verwendung einer 5%-igen Perchlorsäure, die in Ethanol gelöst

war, bei einer Spannung von 20 V bei -25 °C für 5 s statt. Die EBSD-Messungen wurden

meist auf einer Fläche von 150 µm x 150 µm durchgeführt, wobei der Messabstand (Stepsize)

zwischen zwei Messpunkten mit 0,7 µm gewählt wurde. Dies geschah vor dem Hintergrund,

28 Experimentelle Methoden

dass die einzelnen ferritschen Platten des Bainits eine Breite von etwa 1 µm haben und somit

konnten alle Platten aufgelöst werden [19]. Die Darstellung der Ergebnisse der EBSD-

Messungen (Orientierungsdarstellung und Inverse Polfigur) erfolgt in dieser Arbeit stets in

Belastungsrichtung.

Transmissionselektronenmikroskopie (TEM)

Für die TEM-Untersuchungen ist ein TEM vom Typ Phillips CM200/STEM mit einer maxi-

malen Beschleunigungsspannung von 200 kV eingesetzt worden, das zur Überprüfung der

(lokalen) chemischen Zusammensetzung über einen energiedispersiven Detektor (EDX)

verfügt. Die TEM wurde zur Bestimmung der mikrostrukturellen Unterschiede zwischen den

eingestellten martensitischen und bainitischen Gefügen verwendet. Zu diesem Zweck wurden

aus den zu untersuchenden Proben mittig in den Messlängen Streifen entnommen, die dann

bis auf eine Dicke von in etwa 150 µm mechanisch geschliffen wurden. Anschließend wurden

die Streifen elektrolytisch, unter Verwendung einer in Ethanol gelösten 5%-igen Perchlorsäu-

re, bei einer Spannung von 30 V bei -40 °C beidseitig solange gedünnt, bis durchstrahlbare

Bereiche entstanden.

Auflichtmikroskope

Für die lichtmikroskopischen Aufnahmen, die zur Berechnung der lokalen Dehnungsvertei-

lung auf mesoskopischer Ebene mittels DIC dienten, wurde ein digitales Auflichtmikroskop

der Firma Keyence genutzt. Mit dem verwendeten Mikroskop konnten Aufnahmen bei Ver-

größerungen zwischen 50- und 500-fach mit bis zu 4800 x 3600 Pixel gemacht werden, wobei

der Arbeitsabstand 85 mm betrug.

Außerdem wurde zur Bestimmung der ehemaligen Austenitkorngröße und der in den Phasen-

umwandlungsexperimenten entstandenen Gefüge ein herkömmliches Auflichtmikroskop mit

Vergrößerungen zwischen 10- und 200-fach verwendet. Zur Sichtbarmachung der ehemaligen

Austenitkorngrenzen wurden die untersuchten Proben unter Verwendung einer an Pikrinsäure

gesättigten wässrigen Lösung mit einem Zusatz von 0,1%-iger Sälzsäure ätzpoliert. Zur Be-

stimmung der entstandenen martensitischen und bainitischen Gefüge-Morphologie wurden

die Proben, unter Verwendung einer 3%-igen Salpetersäure, gelöst in Ethanol, geätzt.

Experimentelle Methoden 29

Lokale Dehnungsmessung mittels digitaler Bildkorrelation (engl. Digital Image

Correlation (DIC))

Mit der digitalen Bildkorrelation können lokale Dehnungsverteilungen aus der Verschiebung

von vorzugsweise stochastisch verteilten Mustern zueinander, während einer auftretenden

Verformung, berechnet werden. Dabei ist wichtig, dass diese Muster über die Versuchsdauer

stabil sind, d.h. sich bezüglich ihrer Kontraste oder ihrer Größe nicht verändern. In dieser Ar-

beit wurde als Korrelationsmuster auf den zuvor polierten Probenoberflächen, während des

Abschreckens bzw. zu Anfang der Phasenumwandlung, entstehender Martensit und Bainit

genutzt.

Zur Ermittlung der Verschiebungen und zur anschließenden Berechnung der Dehnungsfelder

muss die zu untersuchende Probenoberfläche zunächst in quadratische Bildbereiche (Subsets)

eingeteilt werden, wobei jedem dieser Subsets ein Mittelpunkt (P) zugeordnet werden muss.

Des Weiteren ist für die Dehnungsermittlung mittels DIC noch die Stepsize erforderlich, wel-

ches das Ausmaß der Überlappung der einzelnen Subsets beschreibt. Über einen Abgleich der

Helligkeitsverteilungen dieser Subsets im unverformten und im verformten Zustand kann

dann die Verschiebung der Mittelpunkte P zu P‘ für den zweidimensionalen Fall ermittelt

werden, wie in Abbildung 3-5 dargestellt. Dies kann z.B. über die Methode der kleinsten Feh-

lerquadrate [99] oder über die Ermittlung und Maximierung des Cross-Correlation-

Koeffizienten [100] geschehen.

Abbildung 3-5: Methode der DIC-Verfahren zur Ermittlung der Verschiebung (1) und der

Dehnung (2) in einem Subset [101].

Im Rahmen dieser Arbeit wurde die Methode der kleinsten Fehlerquadrate verwendet. Die

Dehnungen lassen sich mittels des DIC-Verfahrens durch die Änderungen des Abstandes für

30 Experimentelle Methoden

jeden Punkt Q‘ zum Mittelpunkt P‘ eines Subsets im Vergleich zum unverformten Zustand

berechnen [102]. Im Rahmen dieser Arbeit wurde zur Verschiebungs- und Dehnungsberech-

nung die Software „Vic-2D“ des Herstellers Limess-Messtechnik verwendet.

Neben der Erfassung des lastabhängigen Phasenumwandlungsverhaltens auf makro- und me-

soskopischen Ebene war ein weiteres Ziel dieser Dissertation die mesoskopisch beobachteten

Dehnungsverteilungen mit der Mikrostruktur, die im Rahmen dieser Arbeit mit dem EBSD-

Verfahren bestimmt wurde, zu korrelieren. Zur Erreichung dieses Ziels gibt es grundsätzlich,

wie in Abbildung 3-6 dargestellt, zwei Ansätze [103].

Abbildung 3-6: Vorgehensweise zum Vergleich von lokalen Dehnungsfeldern gemessen mit-

tels DIC mit Mikrostrukturen detektiert mittels EBSD nach [103].

Dem ersten Ansatz folgend wird die Mikrostruktur vor dem Experiment mittels EBSD gemes-

sen. Die Korrelation der Mikrostruktur und der sich in den Versuchen ergebenden Dehnungs-

verteilung kann dann, nachdem der Versuch abgeschlossen ist, geschehen. Dieser Ansatz ist

allerdings nur zu verwenden, wenn die Mikrostruktur während des Versuches stabil ist, was

auch der wesentliche Nachteil dieses Ansatzes ist. Dem zweiten Ansatz folgend bei dem da-

von ausgegangen wird, dass sich die Mikrostruktur, z.B. durch Phasenumwandlung, während

der Versuchslaufzeit verändert, wird diese erst nach Beendigung der Experimente gemessen

und auch dann mit den gemessenen Dehnungsverteilungen korreliert. Der Nachteil dieses

Ansatzes besteht darin, dass durch die Vorbereitung für das EBSD-Verfahren, mittels Elekt-

ropolieren, Material von der Oberfläche abgetragen wird. Dadurch wird dann auch die Korre-

lation der Mikrostruktur mit den mittels DIC ermittelten Dehnungsfeldern erschwert. Im

Rahmen dieser Arbeit konnte nur der Zweite Ansatz zum Einsatz kommen, da sich die Mikro-

struktur infolge der untersuchten Austenit-zu-Martensit und Austenit-zu-Bainit Phasenum-

wandlungen veränderte.

Experimentelle Methoden 31

Zur Ermittlung der Umwandlungsdehnungen mittels DIC ist der Vergleich der Muster vor

Beginn oder zu Anfang und zu Ende der Phasenumwandlung aus demselben Bereich notwen-

dig. Aufgrund der kurzen Umwandlungsdauer bei der Austenit-zu-Martensit Phasenumwand-

lung bietet sich dieser Ansatz an. Bei den isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlun-

gen kann, aufgrund der längeren Umwandlungszeiten, ein häufigerer Vergleich der Muster

erfolgen um die Entwicklung der Umwandlungsdehnungen genauer betrachten zu können.

Deshalb wurde bei den bainitischen Phasenumwandlungen nach Umwandlungsbeginn alle 30

s ein Bild der Musterverteilung aufgenommen und die Umwandlungsdehnungen ermittelt. Die

Genauigkeit der mittels DIC ermittelten Umwandlungsdehnungen hängt von der Vergröße-

rung der verwendeten Bildquelle und der gewählten Subsetgröße ab, da die Dehnungen über

den Subset gemittelt werden. Außerdem ist es wichtig zu erwähnen, dass die DIC-

Untersuchungen immer nur in einem kleinen Bereich stattfinden können, abhängig von der

Vergrößerung der verwendeten Bildquelle, weshalb die gewonnenen Ergebnisse immer anfäl-

lig gegenüber Versuchsrandbedingungen, wie z.B. Temperaturgradienten, sind. Aus diesem

Grund sollten die mittels DIC gewonnenen Ergebnisse durch einen Vergleich mit Messergeb-

nissen von der makroskopischen Ebene kritisch reflektiert werden.

Härtemessung

Härtemessungen wurden sowohl am Ausgangsmaterial als auch an den in den Phasenum-

wandlungsexperimenten eingestellten martensitischen und baintischen Gefügen durchgeführt.

Beim Ausgangsmaterial wurden dazu Scheiben vom Stangenmaterial abgetrennt. Aus den

umgewandelten Flachproben wurde jeweils die flache Messlänge zur Härtemessung entnom-

men. Für die Messungen wurden die Oberflächen aller Proben bis zu einer Körnung von 5 µm

mechanisch geschliffen und anschließend die Härtemessungen nach dem Vickersverfahren,

meistens mit Mikroprüflasten von 0,9807 N (HV0,1), durchgeführt.

3.4 Temperatur-Zeit- und Belastungs-Zeit-Pfade

Die im Rahmen dieser Arbeit untersuchten Temperatur-Zeit-Pfade (Abbildung 3-7), die an

den im SFB TR 30 betrachteten thermo-mechanisch gekoppelten Massivumformprozess ange-

lehnt waren, sollten zur Einstellung martensitischer und bainitischer Mikrostrukturen dienen.

Dazu wurden die Proben zunächst innerhalb von 15 s von Raumtemperatur auf eine Austeniti-

sierungstemperatur von 1200 °C aufgeheizt. Dort wurde die Temperatur für 10 s gehalten.

32 Experimentelle Methoden

Diese Austenitisierungstemperatur wurde gewählt, um möglichst große Austenitkörner einzu-

stellen, was insbesondere im Hinblick auf die mesoskopische Dehnungsmessung während der

Phasenumwandlung sinnvoll erschien [19,22,32,35]. Bei der folgenden Abschreckung in den

metastabilen unterkühlten Austenit wurde darauf geachtet, dass die Abschreckrate mit 70 K/s

hoch genug war, um unbeabsichtigte diffusionsdominierte Phasenumwandlungen zu vermei-

den.

Abbildung 3-7: Untersuchte Temperatur-Zeit-Pfade und Belastungs-Zeit-Pfade für die span-

nungsüberlagerte Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung (a), die spannungsüberlagerte

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung (b) und für die Entlastungsversuche während der Aus-

tenit-zu-Bainit Phasenumwandlung (c), nach [96].

Die Abschreckung erfolgte für die Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung zunächst bis auf

300 °C (Abbildung 3-7 a), was für die untersuchten Stähle einem Temperaturniveau etwas

unterhalb der M

entspricht. Im Hinblick auf die besonderen Anforderungen der mesoskopi-

schen Dehnungsmessung mittels DIC musste diese Temperatur zur Ausbildung eines korre-

lierbaren Oberflächenmusters auf den Probenoberflächen für 60 s isotherm gehalten werden.

Im Anschluss wurden die Proben bei einer Rate von 15 K/s auf Raumtemperatur abge-

schreckt. Dabei wandelte sich der unterkühlte Austenit in Martensit um. Anzumerken ist hier,

dass nach Unterschreiten von M

die Temperatur für Diffusion zu niedrig ist und daher ist die

martensitische Phasenumwandlung nur von der Unterkühlung abhängig [35,36,40,46]. Bei der

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung erfolgte die Abschreckung auf die isotherme Halte-

temperatur 340 °C, wodurch unterer Bainit eingestellt wurde (Abbildung 3-7 b und c). Das

korrelierbare Muster auf den Probenoberflächen bildete sich bei der bainitischen Phasenum-

wandlung während des Abschreckens auf die isotherme Haltetemperatur und zu Beginn der

Phasenumwandlung.

Experimentelle Methoden 33

Um den Einfluss von überlagerten Belastungen auf die untersuchten Phasenumwandlungen zu

ermitteln, sollten die Phasenumwandlungen sowohl ohne, als auch mit überlagerten Spannun-

gen durchgeführt werden. Die zu überlagernden Spannungen wurden im Rahmen des Ver-

suchsprogrammes durch Zugversuche am unterkühlten Austenit bei verschiedenen Tempera-

turen (300, 340 und 400 °C) ermittelt, siehe dazu Kapitel 4.1. Dazu wurden, nachdem die

jeweilige Prüftemperatur erreicht wurde, die Proben axial bei einer Dehnrate von 0,02 s

-1

bis

auf ε = 5 % vorverformt. Die jeweils zu überlagernde Spannung sollte bei den Austenit-zu-

Martensit und den Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungsversuchen vor dem Einsetzen der

Umwandlung aufgebracht werden, siehe Abbildung 3-7 a und b. Zur Untersuchung des Rück-

verformungseffektes während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung sollten Entlas-

tungsversuche durchgeführt werden. Dazu wurden den Phasenumwandlungen zunächst ver-

schiedene Spannungen überlagert, welche dann auf 0 MPa reduziert wurden, nachdem sich 50

% der maximal erreichbaren umwandlungsplastischen Dehnung entwickelt hatten, siehe Ab-

bildung 3-7 c. Die maximal erreichbaren Werte umwandlungsplastischer Dehnung wurden in

den vollständig unter Spannung durchgeführten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen

ermittelt.

34 Ergebnisse und Diskussion

4 Ergebnisse und Diskussion

In diesem Kapitel sollen ausgehend von der Charakterisierung des Austenits die Belastungen

festgelegt werden, um anschließend den Einfluss dieser auf das Phasenumwandlungsverhalten

auf verschiedenen Betrachtungsebenen zu ermitteln. Außerdem werden im Rahmen dieses

Kapitels eine Validierung der Ergebnisse der verschiedenen Betrachtungsebenen (makro- und

mesoskopisch) sowie eine Korrelation der Mikrostruktur und der umwandlungsplastischen

Dehnungen erfolgen. Abschließend wird eine Berechnung der Austenitorientierung anhand

der Martensit- und Bainitorientierungen zur Bestimmung der Effektivität der Variantenaus-

wahl vorgenommen werden.

4.1 Charakterisierung des Austenits

Das technisch relevante Phasenumwandlungsverhalten in Stahl, d.h. vom Austenit zu den

verschiedenen möglichen Tieftemperaturstrukturen, ist abhängig von der vorausgegangen

Austenitisierungsbehandlung. Diese beeinflusst u.a. die Austenitkorngröße und die mechani-

schen Eigenschaften des Austenits sowohl im stabilen, als auch im unterkühlten Zustand [19–

21,32,35,36]. Folglich mussten die den Phasenumwandlungen überlagerten Belastungen (Ka-

pitel 3.4), die kleiner der Streckgrenze (R

) bei der jeweiligen Temperatur sein sollten, in

Zugversuchen am unterkühlten Austenit ermittelt werden.

Abbildung 4-1: Mittels JMatPro 5.0 errechnetes Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild des

untersuchten 40CrMnMoS 8-6 Stahl nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s mit den

Temperatur-Zeit-Pfaden die für die Zugversuche am unterkühlten Austenit verwendet wurden.

Ergebnisse und Diskussion 35

Für die Zugversuche am unterkühlten Austenit mussten die Proben sehr schnell auf die Prüf-

temperatur abgekühlt und geprüft werden, da der untersuchte Stahl im relevanten Tempera-

turbereich schnell umwandelt, wie in Abbildung 4-1 zu erkennen ist. Beispielsweise beträgt

das Zeitfenster für die Zugversuche am unterkühlten Austenit bei 400 °C nur 10 s. Über die

Zugversuche hinaus musste zur Ermittlung des mesoskopischen Phasenumwandlungsverhal-

tens die Austenitkorngröße, die durch die verwendete Austenitisierungsbehandlung eingestellt

wird, bestimmt werden.

Die Ergebnisse der Zugversuche zur Ermittlung der Streckgrenze am unterkühlten Austenit

am 40CrMnMoS 8-6 bei 300, 340 und 400 °C sind in Abbildung 4-2 dargestellt. Es ist deut-

lich, dass sowohl R

als auch die Fließspannung mit abnehmender Prüftemperatur ansteigen.

Abbildung 4-2: Spannung-Dehnung-Verhalten des unterkühlten Austenits bei verschiedenen

Temperaturen an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s. Die 300

und 340 °C Kurven sind aus [105].

So liegt die Streckgrenze bei 400 °C bei ca. 110 MPa, bei 340 °C bei ca. 120 MPa und bei

300 °C in etwa bei 140 MPa. Die Zunahme von R

und der Fließspannung bei abnehmender

Temperatur lassen sich durch eine sinkende Versetzungsbeweglichkeit mit abnehmender

Temperatur begründen, wodurch der unterkühlte Austenit stärker verfestigen kann

[31,32,98,104]. Hinsichtlich der Versuchsführung war insbesondere die Versuchstemperatur

von 300 °C kritisch, da diese in etwa der M

für den untersuchten Werkzeugstahl entspricht.

Folglich ist davon auszugehen, dass sich zum Zeitpunkt des Zugversuches bereits erster Mar-

36 Ergebnisse und Diskussion

tensit in der Mikrostruktur befand. Daher ist anzunehmen, dass die eigentliche Streckgrenze

des unterkühlten Austenits bei 300 °C niedriger ist als die hier ermittelte. Für die spannungs-

überlagerten Phasenumwandlungsversuche erschien es den Ergebnissen der Zugversuche fol-

gend nunmehr sinnvoll, den Austenit-zu-Martensit und den Austenit-zu-Bainit Phasenum-

wandlungen eine Zugspannung von maximal 100 MPa zu überlagern. In diesem

Zusammenhang erschien es außerdem notwendig, die Spannungen bei einer Temperatur von

380 °C aufzubringen, also etwas unterhalb von 400 °C, um keine ungewollte Verformung

durch die Lastaufbringung in die Mikrostrukturen zu induzieren.

Um das mesoskopische lastabhängige Phasenumwandlungsverhalten zu ermitteln, musste vor

den Experimenten die Austenitkorngröße, die sich infolge der verwendeten Austenitisie-

rungsbehandlung einstellt, ermittelt werden. Dazu wurden sowohl eine vollständig zu Bainit

als auch eine vollständig zu Martensit umgewandelte Probe ätzpoliert, wodurch in beiden Ge-

fügen eine ehemalige Austenitkorngröße von etwa 30 µm ermittelt werden konnte. Beispiel-

haft sind in Abbildung 4-3 die ehemaligen Austenitkorngrenzen der vollständig zu Bainit um-

gewandelten Probe dargestellt. Die Art der Phasenumwandlung nach der Austenitisierung hat

keinen Einfluss auf die Austenitkorngröße, da die wesentlichen Einflussfaktoren auf die Aus-

tenitkorngröße die Austenitisierungstemperatur und die Haltezeit sind [20,21,27,32,36]. Auf-

grund der beobachteten Korngröße von 30 µm wurde die Vergrößerung am Digitalmikroskop

zur Bestimmung des mesoskopischen Phasenumwandlungsverhaltens auf 250-fach eingestellt,

wodurch es möglich war, DIC mit an die Korngröße angepasster Auflösung durchzuführen.

Abbildung 4-3: Lichtmikroskopische Aufnahme der ehemaligen Austenitkorngrenzen an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierungsbehandlung bei 1200 °C für 10 s, an einer Pro-

be die anschließend vollständig zu Bainit umgewandelt wurde.

Ergebnisse und Diskussion 37

4.2 Makroskopische Charakterisierung des Einflusses von Belastungen

auf scherungsdominierte Phasenumwandlungen

In diesem Kapitel werden die Längs- und Querdehnungsentwicklung, die Phasenumwand-

lungskinetik und die Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen, die sich aus den Grö-

ßen der Längs- und Querdehnung anhand von Gleichung 6 bestimmen ließen, in spannungs-

überlagerten scherungsdominierten Phasenumwandlungen beschrieben und diskutiert. In

diesem Zusammenhang erfolgt auch ein Vergleich der Entwicklungskinetiken umwandlungs-

plastischer Dehnungen zwischen der Austenit-zu-Bainit und der Austenit-zu-Martensit Pha-

senumwandlung an zwei verschiedenen Stählen. Des Weiteren wird die Dehnungsentwick-

lung in Entlastungsversuchen bei Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen beschrieben und

diskutiert.

Bainit

Die Längs- und Querdehnungsentwicklung während der mit 0, 50 und 100 MPa überlagerten

isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C sind in Abbildung 4-4 darge-

stellt. Die Längs- und Querdehnungskomponenten verlaufen, wenn der Umwandlung keine

Spannung überlagert ist, beinahe parallel bis zu einem Maximalwert von 0,45 %. Offensicht-

lich verläuft die Volumenzunahme in Folge der Phasenumwandlung isotrop was bedeutet,

dass die Temperaturführung bei den Phasenumwandlungsversuchen sehr gut funktioniert.

Wenn der bainitischen Phasenumwandlung hingegen eine Zugspannung überlagert ist, erhöht

sich der Anteil der Längsdehnung an der Volumenzunahme im Vergleich zur Querdehnung,

wobei dieser Effekt mit höherer Spannung zunimmt. So führen Spannungen von 50 MPa und

100 MPa jeweils zu maximalen Längsdehnungswerten von 1,1 % und 1,6 % und zu maxima-

len Querdehnungswerten von 0,4 % und 0,2 %. Darüber hinaus scheinen sich zu Beginn der

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung negative Querdehnungswerte zu entwickeln, wenn der

Umwandlung eine Spannung von 100 MPa überlagert wird.

Anhand der im Versuch ermittelten Längs- und Querdehnungsverläufe wurde die Entwick-

lung umwandlungsplastischer Dehnungen für die Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen

bestimmt (Abbildung 4-5). Dabei wurde festgestellt, dass sich keine umwandlungsplastische

Dehnung entwickelt, wenn der Phasenumwandlung keine Spannung überlagert wird. Wird der

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung hingegen eine Spannung überlagert, entwickeln sich

umwandlungsplastische Dehnungen, wobei deren Betrag mit zunehmender überlagerter Span-

38 Ergebnisse und Diskussion

nung zunimmt. So führt eine der Phasenumwandlung überlagerte Spannung von 50 MPa zu

einer maximalen umwandlungsplastischen Dehnung von etwa 0,5 % und eine Spannung von

100 MPa zu einer maximalen umwandlungsplastischen Dehnung von 0,9 %.

Abbildung 4-4: Dehnungsentwicklung in Abhängigkeit von der Zeit für isotherme Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen bei verschiedenen Spannungszuständen bei 340 °C an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [96].

Abbildung 4-5: Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen in Abhängigkeit von der

Zeit für isotherme Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen bei verschiedenen Spannungszu-

ständen bei 340 °C an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s

[96].

Die stärkere Zunahme der Längs- im Vergleich zur Querdehnung und die damit einhergehen-

de Entwicklung von umwandlungsplastischen Dehnungen lässt sich bei den spannungsüberla-

Ergebnisse und Diskussion 39

gerten, isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen durch zwei potentielle Effekte

erklären. Beide Effekte können eine gerichtete Verformung der schwächeren Austenitphase

durch das Wachstum der Bainitphase in Richtung der überlagerten Spannung und/oder eine

Variantenauswahl während der Phasenumwandlung sein. Allerdings ist anhand der Messdaten

keine Aussage darüber möglich, welcher der beiden Effekte dominierend ist. Hinsichtlich der

Variantenauswahl würden dann insbesondere diese Varianten entstehen und wachsen, die in

Belastungsrichtung orientiert sind, da durch die Spannung eine zusätzliche Triebkraft für die-

se Varianten zur Verfügung steht [63,66,81,82,84,106–109]. Besonders deutlich wird dies zu

Beginn der mit 100 MPa überlagerten bainitischen Phasenumwandlung, wobei sich zunächst

negative Querdehnungswerte entwickeln. Hier scheinen vornehmlich die Varianten zu wach-

sen, die in Belastungsrichtung liegen und somit für eine starke Zunahme in der Längsdeh-

nungskomponente und eine Abnahme in der Querdehnungskomponente sorgen. Bei 50 MPa

überlagerter Spannung erscheint die Variantenauswahl nicht ganz so ausgeprägt, weshalb

auch mehr Varianten wachsen können, die quer zu Belastungsrichtung liegen, was sich in

niedrigeren Längs- und höheren Querdehnungswerten manifestiert [63,108,109].

Abbildung 4-6: Volumenanteilentwicklung von Bainit in Abhängigkeit von der Zeit für iso-

therme Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen bei verschiedenen Spannungszuständen bei

340 °C an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [96].

Der Einfluss von Spannungen auf die Phasenumwandlungskinetik während der isothermen

Austenit-zu-Bainit Umwandlung kann aus Abbildung 4-6 abgelesen werden, welche die Ent-

wicklung des Volumenanteils an Bainit in Abhängigkeit zur Zeit darstellt. In dieser Darstel-

lung ist zu erkennen, dass die Volumenentwicklung mit überlagerter Spannung zu kleineren

Zeiten verschoben wird, wobei dieser Beschleunigungseffekt mit höheren Spannungen zu-

40 Ergebnisse und Diskussion

nimmt. So liegt ein Volumenanteil von 50 % Bainit bei 0 MPa überlagerter Spannung nach

ca. 320 s, bei 50 MPa nach ca. 220 s und bei 100 MPa Spannung nach ca. 180 s vor. Demnach

kann durch eine Spannungsüberlagerung von 100 MPa während der Austenit-zu-Bainit Pha-

senumwandlung die Entwicklungszeit zur Einstellung von 50 Vol.-% Bainit im untersuchten

Werkzeugstahl um 140 s, d.h. um etwa 40 %, verkürzt werden.

Der in den Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen beobachtete Beschleunigungseffekt lässt

sich auf eine zusätzliche mechanische Triebkraft infolge der Spannungsüberlagerung für die

Phasenumwandlung zurückführen, wobei diese Triebkraft die zur Umwandlung benötigte

Enthalpie-Differenz reduziert [38,39,66,68]. Zusätzlich kann eine auftretende Variantenaus-

wahl bei Spannungsüberlagerung zur Beschleunigung der bainitischen Phasenumwandlung

führen, da bevorzugt viele Bainitvarianten in Belastungsrichtung wachsen und nur wenige

quer dazu. Das Wachstum der Varianten in Belastungsrichtung wird dabei nur wenig durch

querwachsende Varianten gestört und kann damit schneller ablaufen, verglichen mit dem Zu-

stand, wenn alle Varianten wachsen können und sich somit beim Wachstum gegenseitig be-

hindern. Letzteres ist der Fall, wenn der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung keine Span-

nung überlagert ist [19,21,66,68,93,95,110].

Martensit

Die makroskopische Dehnungsentwicklung und die Phasenumwandlungskinetik der Austenit-

zu-Martensit Phasenumwandlung unter 0 MPa und 100 MPa überlagerter Spannung nach ei-

ner Austenitisierungsbehandlung bei 1200 °C für 10 s sind in Abbildung 4-7 dargestellt. In

Hinsicht auf die Dehnungsentwicklung ist hier zu erkennen, dass sich die Längs- und Quer-

dehnungskomponenten nahezu parallel zueinander entwickeln (Mittelwert 0,215 % ± 0,015

%) wenn der Phasenumwandlung keine Spannung überlagert ist. Diese Abweichungen erge-

ben sich aus dem Temperaturgradienten über die Messlänge während des Abschreckens der

Probe, wobei die Querdehnungsmessung, aufgrund der kleineren Messbasis, weniger durch

den Gradienten beeinflusst wird als die Längsdehnungsmessung. Im Gegensatz dazu konnte

ein stärkerer Anstieg der Längsdehnung (in Richtung der Belastung) auf einen Wert von ca.

0,52 % im Vergleich zur Querdehnung (ca. 0,09 %) beobachtet werden, wenn der Phasenum-

wandlung eine Zugspannung von 100 MPa überlagert wurde. Darüber hinaus ist auffällig,

dass die Zunahme der Längs- und Querdehnung die den Beginn der martensitischen Phasen-

wandlung anzeigen, bei der mit Spannung überlagerten Umwandlung bei höheren Temperatu-

Ergebnisse und Diskussion 41

ren beginnt (M

ca. 295 °C) als bei der Phasenumwandlung, die nicht spannungsüberlagert

ca. 285 °C) verläuft.

Abbildung 4-7: Dehnungsentwicklung in Abhängigkeit der Temperatur für Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlungen bei verschiedenen Spannungszuständen am 40CrMnMoS 8-

6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [111,112].

Aus der Längs- und Querdehungsentwicklung während der martensitischen Phasenumwand-

lung, konnte die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnung ermittelt werden, siehe

Abbildung 4-8. So führt eine Spannung von 100 MPa, die während der Austenit-zu-Martensit

Phasenumwandlung überlagert wird, zu einer maximalen umwandlungsplastischen Dehnung

von etwa 0,3 % zum Ende der Phasenumwandlung. Hingegen entwickelt sich bei der nicht

mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung eine sehr kleine nega-

tive umwandlungsplastische Dehnung (0,03 %). Prinzipiell sollte die umwandlungsplastische

Dehnung in der nicht spannungsüberlagerten Phasenumwandlung 0 % sein, jedoch führt der

unvermeidbare Temperaturgradient beim Abschrecken der Probe zur Messung geringer um-

wandlungsplastischer Dehnung. Verglichen mit dem Hauptmesseffektes, also 0,3 % umwand-

lungsplastische Dehnung, ist der Temperaturgradient allerdings noch akzeptabel, da der Fak-

tor zwischen dem Hauptmesseffekt und dem Temperaturgradienten 10 beträgt.

42 Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 4-8: Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen in Abhängigkeit der Tem-

peratur für Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen bei verschiedenen Spannungszu-

ständen am 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [111,112].

Der unterschiedliche Dehnungsverlauf bei den ohne und mit 100 MPa überlagerten Austenit-

zu-Martensit Phasenumwandlungen lässt sich wie folgt erklären. Ist der martensitischen Pha-

senumwandlung keine Spannung überlagert, so erfolgt die Volumenzunahme in Folge der

unterschiedlichen Raumerfüllungen des kfz- und des trz-Gitters isotrop, das heißt in alle

Raumrichtungen zu gleich großen Teilen. Somit entsteht auch keine umwandlungsplastische

Dehnung [35,36,46,77,80,82]. Wird der martensitischen Umwandlung hingegen eine Span-

nung überlagert, steht eine zusätzliche mechanische Triebkraft zur Verfügung, wodurch die

Varianten die in Belastungsrichtung liegen entsprechend des Magee Ansatzes [81] bevorzugt

wachsen können. Diesbezüglich wird auf Kapitel 4.5 verwiesen, in dem dieses Verhalten be-

legt wird. Im Gegensatz dazu wachsen nur wenige Varianten senkrecht zur Belastungsrich-

tung, da diese Varianten keine zusätzliche mechanische Triebkraft zum Wachstum haben und

entsprechend die gesamte Energie zur Umwandlung aus der Gibbschen-Enthalpie-Differenz

benötigen. Infolge der Variantenauswahl nimmt dann die Längsdehnungskomponente stärker

zu als die Querdehnungskomponente und es entsteht die beobachtete umwandlungsplastische

Dehnung [71,78,80,81,91,113–115]. Alternativ oder auch überlagert dazu kann ein zweiter

Effekt gemäß Greenwood-Johnson [82,84] auftreten, denn durch die überlagerte Spannung

kann eine gerichtete Verformung der Mikrostruktur in Belastungsrichtung erfolgen. Im Spezi-

ellen kann bei der Umwandlung des Austenits in den Martensit die schwächere Phase des

Ergebnisse und Diskussion 43

Austenits bevorzugt in Belastungsrichtung verformt werden, wodurch der Martensit bevor-

zugt in die Belastungsrichtung wächst. Welcher der beiden Effekte dominiert, lässt sich aller-

dings anhand der makroskopisch ermittelten Dehnungswerte nicht feststellen.

Die höheren M

Werte für die mit Spannung überlagerte Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlung, im Vergleich zur nicht spannungsüberlagerten Phasenumwandlung lassen sich auf

die zusätzliche mechanische Triebkraft durch die Spannung zurückführen, wodurch die benö-

tigte Enthalpie-Differenz aus der Unterkühlung zur Umwandlung vom Austenit in den Mar-

tensit geringer wird. Damit kann die Phasenumwandlung bei höheren Temperaturen beginnen

[38,39,116].

Vergleich Bainit und Martensit

Die Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei einer der Phasenumwandlung über-

lagerten Spannung von jeweils 100 MPa in den Stählen 40CrMnMoS 8-6 und 51CrV4

, in

Abhängigkeit vom martensitischen und bainitischen Volumenanteil sind in Abbildung 4-9

dargestellt. Zum Vergleich der Kinetiken der Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnun-

gen während der Austenit-zu-Martensit und der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen

sind in Abbildung 4-9 a die umwandlungsplastischen Dehnungen auf ihren jeweiligen Maxi-

malwert normiert worden. In Abbildung 4-9 b sind die Absolutwerte umwandlungsplastischer

Dehnung angegeben, wodurch die Effektivität der für die Bildung umwandlungsplastischer

Dehnung verantwortlichen Prozesse herausgestellt werden soll. Die Phasenumwandlungsex-

perimente am 40CrMnMoS 8-6 wurden an Flachproben und die Experimente am 51CrV4

wurden an Hohlproben durchgeführt. Von beiden Probengeometrien sind gleichartige Ergeb-

nisse zu erwarten, solange die Temperaturgradienten über die Messlänge der Proben klein

blieben, wie von Inoue und Wang [97] gezeigt wurde.

Hinsichtlich der Entwicklungskinetik umwandlungsplastischer Dehnungen in Abhängigkeit

vom Volumenanteil der zu entwickelnden Phase zeichnet sich für beide untersuchten Stähle

bei der Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung ein annähernd linearer Verlauf ab. Im Ge-

gensatz dazu zeigt sich bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei beiden Stählen ein

Wie vorige Untersuchungen an derselben Materialcharge des 51CrV4 von Lambers et al. [30] und Maier et al.

[117] bereits zeigten, lag die Streckgrenze des unterkühlten Austenits, oberhalb von 100 MPa.

44 Ergebnisse und Diskussion

nicht linearer Verlauf, wobei sich zu Anfang der Umwandlung die umwandlungsplastischen

Dehnungen deutlich ausbilden.

Abbildung 4-9: Normierte (a) und absolute (b) Entwicklung der umwandlungsplastischen

Dehnung in Abhängigkeit vom Volumenanteil für die Austenit-zu-Martensit und die isotherme

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen bei 340 °C an 40CrMnMoS 8-6 und 51CrV4 nach

einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [118].

Daran anschließend flacht die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnungen ab. Im

Vergleich der Stähle miteinander zeigt sich, dass die Entwicklungskinetiken umwandlungs-

plastischer Dehnungen der martensitischen und der bainitischen Phasenumwandlung im Fall

des untersuchten 40CrMnMoS 8-6 Werkzeugstahls weiter auseinander liegen als im Fall des

niedrig legierten 51CrV4 Stahls. Hinsichtlich der sich ergebenen Absolutwerte umwand-

Ergebnisse und Diskussion 45

lungsplastischer Dehnungen entwickelten sich im Werkzeugstahl vergleichsweise niedrigere

Werte, 0,3 % bei der martensitischen und 0,9 % bei der bainitischen Phasenumwandlung als

beim niedrig legierten Federstahl, wo sich Werte von 0,4 % bei der martensitischen und von

1,4 % bei der bainitischen Phasenumwandlung ergaben.

Abbildung 4-10: TEM Aufnahmen der eingestellten Martensit (a) und Bainit (b) Mikrostruk-

tur, die jeweils mit einer überlagerten Spannung von 100 MPa in 40CrMnMoS 8-6 nach einer

Austenitisierungsbehandlung bei 1200 °C für 10 s umgewandelt wurden [118].

Die im Versuch an beiden untersuchten Stählen beobachtete lineare Zunahme umwandlungs-

plastischer Dehnung in Abhängigkeit vom Volumenanteil bei der Austenit-zu-Martensit Pha-

senumwandlung, kann auf eine gleichbleibende Effektivität der spannungsinduzierten Varian-

tenauswahl zurückgeführt werden [13,14,81]. Während der Austenit-zu-Martensit

Phasenumwandlung wachsen die ersten Platten oder Lanzetten des Martensits - zumeist von

den Korngrenzen aus - schnell durch das Austenitkorn und zwar bevorzugt in Richtung der

Belastung. Dabei beginnt das Wachstum der ersten Varianten in den Austenitkörnern in Ab-

hängigkeit von der Orientierung des jeweiligen Austenitkorns zum überlagerten Spannungs-

feld, wobei das Wachstum bei günstig orientierten Körnern zu Beginn und bei ungünstig ori-

entierten Körner zu Ende der Phasenumwandlung stattfindet. Dadurch erfolgt ein konstant

anhaltendes bevorzugtes Wachstum von Varianten in Belastungsrichtung während der gesam-

ten Phasenumwandlung [35,46]. Die folgenden Platten oder Lanzetten wachsen hingegen

senkrecht zu den ersten und zwar fast unabhängig von der überlagerten Belastung, infolge des

Wachstums der ersten Martensitvarianten und der damit einhergehenden Verformung des

unterkühlten Austenits durch die unterschiedliche Raumerfüllung des kfz- und des trz-Gitters

[35,82]. Des Weiteren konnte anhand der TEM-Aufnahme der eingestellten martensitischen

46 Ergebnisse und Diskussion

Mikrostruktur (Abbildung 4-10 a) festgestellt werden, dass während der Phasenumwandlung

keine Kohlenstoffdiffusion stattfindet.

Aufgrund der niedrigen Temperaturen bei denen die martensitische Phasenumwandlung ab-

läuft ist davon auszugehen, dass die mit den Verformungen der Mikrostruktur einhergehenden

Versetzungen, die aufgrund der Umwandlung des Martensits entstehen, sich während der

Phasenumwandlung nicht durch thermisch aktivierte Prozesse abbauen können. Folglich be-

einflussen diese Versetzungen das Wachstum weiterer Varianten massiv. Bei der Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung wachsen die ersten Bainitbündel, analog zur Austenit-zu-Martensit

Phasenumwandlung, ausgehend von den Austenitkorngrenzen durch das Korn. Dabei entste-

hen auch verformungsinduzierte Versetzungen um die Bainitbündel, infolge der unterschied-

lichen Raumerfüllung des kfz- und des krz-Gitters. Diese können allerdings durch thermisch

aktivierte Prozesse abgebaut werden, deren Auftreten durch die Bildung von Zementit mittels

Kohlenstoffdiffusion im resultierenden Gefüge, was erst bei höheren Temperaturen abläuft,

angezeigt wird (Abbildung 4-10 b). In Folge dessen wird das Wachstum weiterer Bainitbün-

del nicht so stark von Versetzungen beeinflusst wie bei der Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlung. Zusätzlich zu diesem Effekt erfolgt bei fortschreitender Phasenumwandlung wei-

terhin das bevorzugte Wachstum von Bainitbündeln in immer mehr Austenitkörner, abhängig

von der Orientierung. Somit nimmt die Triebkraft zum Wachstum bevorzugt in Belastungs-

richtung orientierter Bainitbündel zu Anfang der Phasenwandlung zu [19,59,60]. Diese Trieb-

kraft nimmt allerdings im Verlauf der Phasenumwandlung durch eine gegenseitige Behinde-

rung des Bainitbündelwachstums ab und daher zeigt die Entwicklungskinetik

umwandlungsplastischer Dehnungen einen nicht linearen Verlauf.

Die absolut höheren Beträge umwandlungsplastischer Dehnung, die während der spannungs-

überlagerten Austenit-zu-Bainit im Vergleich zur mit Spannung überlagerten Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlung entstehen, lassen sich durch zwei Effekte begründen. Zum ei-

nen scheint die Variantenauswahl während der martensitischen Phasenumwandlung, die auf

die überlagerte Spannung zurückzuführen ist, nur zu Anfang der Umwandlung in den einzel-

nen Körnern zu dominieren. Im Anschluss scheinen nämlich die durch die ersten Martensitva-

rianten entstehenden Versetzungsstrukturen, die die gewachsenen Platten oder Lanzetten um-

geben, das weitere Wachstum des Martensits zu bestimmen [35,46,82]. Hingegen bauen sich

die Versetzungsstrukturen die die Bainitbündel umgeben während der Phasenumwandlung

durch thermisch aktivierten Prozesse ab, wodurch die Variantenauswahl für eine vergleichs-

weise längere Zeit der dominierende Effekt bleibt [19,59,60]. Zum anderen können die höhe-

Ergebnisse und Diskussion 47

ren Absolutwerte der umwandlungsplastischen Dehnung bei der Austenit-zu-Bainit im Ver-

gleich zur Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung auf ein niedrigeres Verhältnis der

Streckgrenze des unterkühlten Austenits zur wirkenden Spannung zurückgeführt werden. Die-

ses Verhältnis beträgt bei der bainitischen Phasenumwandlung konstant 1,5 für den Federstahl

und 1,1 für den Werkzeugstahl. Bei der martensitischen Phasenumwandlung beträgt das Ver-

hältnis zu Beginn der Phasenumwandlung 1,8 für den Federstahl und 1,4 für den Werkzeug-

stahl, wobei dieses Verhältnis mit zunehmender Unterkühlung ansteigt. Dem entsprechend ist

das Verhältnis der mechanischen zur chemischen Triebkraft für die Variantenauswahl bei der

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung höher als bei der Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlung, was zu höheren umwandlungsplastischen Dehnungswerten bei der bainitischen

Phasenumwandlung führt [63,106,119,120].

Der deutlichere Unterschied der Entwicklungskinetiken umwandlungsplastischer Dehnungen

zwischen der Austenit-zu-Bainit und der Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung beim

Werkzeugstahl im Vergleich zum niedrig legierten Federstahl zeigt, dass das Wachstum be-

vorzugt orientierter Varianten im Werkzeugstahl stärker ausgeprägt ist. Dieses kann auf den

höheren Anteil an Legierungselementen im Werkzeugstahl zurückgeführt werden, wobei ins-

besondere Chrom, Mangan und Molybdän zu nennen sind, die die Phasenumwandlung verzö-

gern. Dadurch haben die thermisch aktivierten Prozesse bei der Austenit-zu-Bainit Phasen-

umwandlung am Werkzeugstahl mehr Zeit um die Versetzungsstrukturen um die Bainitbündel

aufzulösen, wodurch die Variantenauswahl an diesem Stahl effektiver wird [32,36]. Die höhe-

ren Absolutwerte umwandlungsplastischer Dehnung, die sowohl bei der Austenit-zu-

Martensit als auch bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung im 51CrV4 im Vergleich

zum 40CrMnMoS 8-6 beobachtet werden, lassen sich vermutlich auf den höheren Kohlen-

stoffgehalt im Federstahl zurückführen der die, während der Phasenumwandlung entstehende

Gitterverzerrung in Form der Tetragonalität des krz-Gitters massiv beeinflusst. Folglich wird

die Volumenänderung durch die Phasenumwandlung größer, wenn der gelöste Kohlenstoff-

gehalt im Gefüge höher wird. Entsprechend wird auch die anisotrope Komponente der Volu-

menänderung (umwandlungsplastische Dehnung) größer, wenn den entsprechenden Phasen-

umwandlungen Spannungen überlagert sind [19,35,36,46].

48 Ergebnisse und Diskussion

Entlastungsversuche

Bei den Entlastungversuchen, zur Untersuchung des Einflusses veränderlicher Belastungszu-

stände auf das Phasenumwandlungsverhalten, sollte eine Austenit-zu-Bainit Phasenumwand-

lung spannungsüberlagert unter 50 MPa und 100 MPa durchgeführt werden bis sich 50 % der

maximal möglichen umwandlungsplastischen Dehnung entwickelt hat. Anschließend sollte

die Last auf 0 MPa reduziert werden. Zu diesem Zweck wurden zuerst isotherme Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen durchgeführt, die komplett spannungsüberlagert abliefen, aus

denen dann, anhand der sich entwickelnden umwandlungsplastischen Dehnungen, die Zeit-

punkte der Entlastung abgeschätzt werden konnten

. Aus dieser Vorgehensweise ergab sich

für die mit 50 MPa überlagerte bainitische Phasenumwandlung ein Entlastungszeitpunkt von

160 s und für die mit 100 MPa überlagerte bainitische Phasenumwandlung ein Entlastungs-

zeitpunkt von 75 s nach Lastaufbringung.

Abbildung 4-11: Dehnungsentwicklung in Abhängigkeit von der Zeit für die mit 50 MPa und

100 MPa überlagerten isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen bei 340 °C an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s. Die Spannungen wurden

auf 0 MPa reduziert, nachdem sich 50 % der absolut erreichbaren umwandlungsplastischen

Dehnungen entwickelt haben [121,122].

Die Entwicklung der Längs- und Querdehnungskomponenten während der Entlastungsversu-

che bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung sind in Abbildung 4-11 dargestellt. Für

beide überlagerte Belastungen nimmt für die Zeit der Spannungsüberlagerung während der

Prinzipiell hätten die Maximalwerte umwandlungsplastischer Dehnung, die sich in den mit 50 MPa und 100

MPa überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen entwickeln, aus den vorangegangenen Versuchs-

serien entnommen werden können. Um allerdings die Variation der Versuchsparameter zwischen den Versuchs-

serien zu minimieren, wurden diese Versuche direkt vor den Entlastungsversuchen abermals durchgeführt.

Ergebnisse und Diskussion 49

Phasenumwandlung die Längsdehnungskomponente stärker zu als die Querdehnungskompo-

nente, wobei dieser Effekt mit zunehmendem Spannungsbetrag stärker wird. Nach der Entlas-

tung können für die überlagerten Spannungen unterschiedliche Dehnungsentwicklungen beo-

bachtet werden. Im Falle von 50 MPa überlagerter Spannung nimmt nach der Entlastung die

Querdehnungskomponente stärker zu als die Längsdehnungskomponente. Im Falle des Pha-

senumwandlungsexperimentes, das mit 100 MPa überlagert war, nimmt die Längsdehnungs-

komponente nach der Entlastung weiterhin stärker zu als die Querdehnungskomponente, wo-

bei dieser Effekt allerdings weniger stark ausgeprägt ist als vor der Entlastung.

Die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnung bei den Entlastungsversuchen wäh-

rend der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen ist in Abbildung 4-12 dargestellt. Zu An-

fang der Phasenumwandlungen, d.h. während eine Spannung überlagert ist, ist bei beiden

überlagerten Spannungen eine Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen zu erken-

nen, wobei der Betrag mit höherer überlagerter Spannung zunimmt.

Abbildung 4-12: Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen in Abhängigkeit von der

Zeit für die mit 50 MPa und 100 MPa überlagerten isothermen Austenit-zu-Bainit Phasen-

umwandlungen bei 340 °C an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für

10 s. Die Spannungen wurden auf 0 MPa reduziert, nachdem sich 50 % der absolut erreich-

baren umwandlungsplastischen Dehnungen entwickelt haben [121,122].

Nach der Spannungsreduktion nimmt die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnun-

gen bei den ehemals überlagerten Spannungen einen unterschiedlichen Verlauf. Im Fall der

ehemals überlagerten Spannung von 100 MPa ist nach der Spannungsreduktion, nach einem

kurzen Stillstand, eine weitere Zunahme umwandlungsplastischer Dehnung zu beobachten,

wobei diese Zunahme nicht mehr so deutlich ausfällt wie im spannungsüberlagerten Fall. Zum

50 Ergebnisse und Diskussion

Ende der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung beträgt die umwandlungsplastische Dehnung

in etwa 0,75 %, wovon sich ca. 0,15 % nach der Spannungsreduzierung ausgebildet haben. Im

Fall der ehemals überlagerten Spannung von 50 MPa während der bainitischen Phasenum-

wandlung ist nach der Spannungsreduktion ein stetiger Abfall der umwandlungsplastischen

Dehnung zu beobachten. Die Ursache hierfür ist in der stärkeren Zunahme der Querdehnung

im Vergleich zur Längsdehnung zu finden. Im betrachteten Fall hat sich bis zum Zeitpunkt

der Spannungsreduzierung eine umwandlungsplastische Dehnung von ca. 0,2 % ausgebildet,

die sich während der weiteren Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung in etwa halbiert.

Bis zur Spannungsreduzierung lässt sich für die beiden überlagerten Spannungen die unter-

schiedliche Entwicklung von Längs- und Querdehnung in den isothermen Austenit-zu-Bainit

Phasenumwandlungen auf die gleiche Weise erklären wie beim komplett unter Spannung um-

gewandelten Bainit. Dies soll daher hier nicht erneut diskutiert werden (siehe Kapitel 4.2 Bai-

nit). Hingegen sollen die nach der Entlastung auftretenden Effekte beschrieben werden. In

diesem Zusammenhang stellt, nach der Entlastung von 100 MPa auf 0 MPa, die weiterhin

stärkere Zunahme der Längs- im Vergleich zur Querdehnung einen Nachverformungseffekt

der umwandlungsplastischen Dehnung dar [122]. Dabei kann der Nachverformungseffekt auf

gerichtete Eigenspannungen, die während der mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit

Phasenumwandlung entstanden sind, zurückgeführt werden, wodurch eine Variantenauswahl

anhand des von Magee beschriebenen Prozesses auftritt [30,66,71,95,123]. Die Entstehung

der Eigenspannungen könnte nach dem Greenwood-Johnson Prozess verlaufen, bei dem die

entstehende Bainitphase bevorzugt in Belastungsrichtung wächst. Das Wachstum führt wiede-

rum zu Verformungen des Austenitsgitters, woraus dann die gerichteten Eigenspannungen

resultieren [82,84]. Hingegen stellt, nach der Entlastung von 50 MPa auf 0 MPa, die auftre-

tende stärkere Entwicklung der Quer- im Vergleich zur Längsdehnung einen Rückverfor-

mungseffekt der umwandlungsplastischen Dehnung dar. Für den Rückverformungseffekt

könnte ein bevorzugtes Wachstum der Varianten senkrecht zur Belastungsrichtung verant-

wortlich sein. Dabei scheinen entweder, wie beim Nachverformungseffekt beobachtet, keine

Eigenspannungen aufzutreten oder diese sind so klein, dass sie keine bevorzugte Volumenzu-

nahme in Belastungsrichtung durch Variantenauswahl fördern. Die tatsächlich bei der Rück-

verformung auftretenden Prozesse können allerdings anhand der an dieser Stelle vorgestellten

makroskopischen Messdaten nicht ermittelt werden. Deshalb ist für die Bestimmung der für

die Rückverformung verantwortlichen Prozesse eine Identifizierung der Prozesse auf meso-

skopischer Ebene notwendig.

Ergebnisse und Diskussion 51

4.3 Mesoskopische Charakterisierung des Einflusses von Belastungen auf

scherungsdominierte Phasenumwandlungen

In diesem Abschnitt sollen die auf mesoskopischer Ebene ermittelte Entwicklung der Längs-

und Querdehnung wie auch die Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen in den un-

tersuchten spannungsüberlagerten Austenit-zu-Martensit und Austenit-zu-Bainit Phasenum-

wandlungen dargestellt und diskutiert werden. Darüber hinaus soll der in den Entlastungsver-

suchen beobachte Rückverformungseffekt der umwandlungsplastischen Dehnung bei den

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen auf mesoskopischer Ebene untersucht werden, um

die verantwortlichen mikrostrukturellen Prozesse zu identifizieren. Die Längs- und Querdeh-

nung ließen sich direkt aus den DIC Auswertungen bestimmen, wobei ε

die Längsdehnung

und ε

die Querdehnung ist. Die Werte der lokalen umwandlungsplastischen Dehnungen lie-

ßen sich aus den im Versuch ermittelten Längs- und Querdehnungsfeldern anhand von Glei-

chung 6 bestimmen. Die Skalierung der lokal vorliegenden Dehnungswerte wurde in den Ab-

bildungen jeweils an die maximal und minimal beobachteten Werte im Messbereich

angepasst, so dass diese direkt in den Abbildungen zu erkennen sind. Zum Vergleich der auf

mesoskopischer Ebene gemessenen Dehnungen untereinander und mit den makroskopisch

aufgenommenen Werten zur Überprüfung des Verfahrens, wurden diese über die untersuchte

Fläche mit der Software „Vic-2D“ gemittelt. In den unternommenen Phasen-

umwandlungsexperimenten betrug die Vergrößerung des Digitalmikroskops 250x. Bei dieser

Vergrößerung wurden die mittels DIC berechneten Dehnungen über die Korngröße gemittelt,

wodurch es nicht möglich war die Dehnungen einzelner Bainit- und Martensitlanzetten zu

ermitteln.

Bainit

In diesem Abschnitt sollen die in den isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungsex-

perimenten auf mesoskopischer Ebene ermittelten umwandlungsplastischen, Längs- und

Querdehnungsentwicklungen, die ohne und mit 50 MPa und 100 MPa überlagerter Spannung

durchgeführt wurden, vorgestellt werden. Zur Berechnung der Dehnungen mittels DIC wurde

die Subsetgröße 60 x 60 Pixel gewählt, was in etwa der mittleren Austenitkorngröße ent-

spricht. Die Stepsize betrug 4 Pixel. Die Aufnahmen wurden mit 4800 x 3600 Pixel gemacht.

In den Abbildungen, die die Dehnungsentwicklungen während der bainitischen Phasenum-

52 Ergebnisse und Diskussion

wandlung wiedergeben, sind diese jeweils zu verschiedenen Zeitpunkten der Phasenumwand-

lung berechnet und dargestellt worden. Diesbezüglich beschreibt der Zeitpunkt 0 s den Mo-

ment, an dem die isotherme Haltetemperatur erreicht und die Belastung (wenn überlagert)

aufgebracht wurde und dient als Referenzzustand für die Dehnungsentwicklungen. Dieser

Zeitpunkt weist daher jeweils Dehnungswerte von 0 % auf. Die weiteren, in den Abbildungen

dargestellten Zeitpunkte (60 s, 120 s und 480 s), sind durch die Zeit gekennzeichnet, zu der

die jeweiligen Dehnungsverteilungen berechnet wurden. Die jeweils letzte dargestellte Deh-

nungsverteilung wurde bei 480 s aufgenommen, weil sich zu diesem Zeitpunkt bei allen über-

lagerten Spannungszuständen makroskopisch eine Sättigung der umwandlungsplastischen

Dehnungen eingestellt hatte.

Abbildung 4-13: Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) bei

einer isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C, die ohne überlagerte

Spannung durchgeführt wurde, zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [124].

In Abbildung 4-13 (a) ist die lokale Längsdehnungsentwicklung während der nicht mit Span-

nung überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung dargestellt. Bei Betrachtung der

Dehnungsverteilung fällt auf, dass sich die Längsdehnungskomponente während der bainiti-

schen Phasenumwandlung über die betrachtete Fläche gemittelt mit zunehmender Phasenum-

wandlungszeit hin zu leicht positiven Werten entwickelt. Dabei treten lokale Variationen der

Längsdehnung auf, die mit fortschreitender Umwandlungszeit zunehmen und schließlich nach

480 s zwischen 6,5 % und -5 % variieren. Die lokale Querdehnungsentwicklung während der

nicht spannungsüberlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung ist in Abbildung 4-13 (b)

Ergebnisse und Diskussion 53

angeführt. Während der bainitischen Phasenumwandlung entwickeln sich gemittelt über die

gemessene Fläche insgesamt leicht positive Querdehnungswerte, wobei diese Werte lokal

variieren und schließlich nach 480 s zwischen 4 % und -3 % liegen.

Abbildung 4-14: Lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei der isothermen

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C, die ohne überlagerte Spannung durchge-

führt wurde, zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an 40CrMnMoS 8-6 nach einer

Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [96].

Die Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen während einer spannungslosen Auste-

nit-zu-Bainit Phasenumwandlung, die auf mesoskopischer Ebene gemessen wurden, ist in

Abbildung 4-14 dargestellt. Es bilden sich während der bainitischen Phasenumwandlung lokal

Bereiche hoher und niedriger umwandlungsplastischer Dehnungen aus, wobei die lokalen

Werte umwandlungsplastischer Dehnung nach 480 s zwischen -5 % und 5 % differieren. Die

über die gemessene Fläche gemittelten umwandlungsplastischen Dehnungen liegen bei unge-

fähr 0 %.

Bei den nicht spannungsüberlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen können alle

theoretisch möglichen Bainitvarianten entstehen. Entsprechend sollte sich eine homogene

Längs- und Querdehnungszunahme ergeben, aufgrund der Volumenzunahme durch die Pha-

senumwandlung. Folglich sollten sich lokal keine umwandlungsplastischen Dehnungen aus-

54 Ergebnisse und Diskussion

bilden [81,82]. In diesem Zusammenhang fällt allerdings auf, dass bei der nicht spannungs-

überlagerten bainitischen Phasenumwandlung lokale Dehnungsmaxima und –minima auftre-

ten die mit ca. 30 µm in etwa die Größe der ehemaligen Austenitkorngröße haben, was darauf

hindeutet, dass kornorientierungsabhängige Effekte auftreten, die sich über den gesamten

Messbereich ausgleichen. Kornorientierungsabhängige Effekte können z.B. ein Wachstum der

Bainitvarianten in Abhängigkeit der Austenitorientierung sein. Entsprechend lassen sich auf

makroskopischer Ebene keine umwandlungsplastischen Dehnungen messen

[63,66,83,96,107,109].

Abbildung 4-15: Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) bei

einer isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C unter 50 MPa überlager-

ter Spannung zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an 40CrMnMoS 8-6 nach einer

Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [124].

In Abbildung 4-15 (a) ist die lokale Entwicklung der Längsdehnungskomponente und in Ab-

bildung 4-15 (b) die lokale Entwicklung der Querdehnungskomponente, beides auf mesosko-

pischer Ebene bei einer isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung gemessen, die mit

einer Spannung von 50 MPa durchgeführt wurde, abgebildet. Bei der betrachteten bainiti-

schen Phasenumwandlung entwickeln sich insgesamt, über die gemessene Fläche gemittelt,

positive Längsdehnungswerte, wobei sich lokale Dehnungsmaxima von bis zu 7,5 % und lo-

kale Dehnungsminima von bis zu -1 % nach 480 s Umwandlungszeit ausgebildet haben. In

Hinsicht auf die Querdehnungskomponente entwickeln sich während der bainitischen Phasen-

umwandlung leicht positive Werte, wobei diese lokal stark zwischen 4 % und -3 % nach 480 s

Umwandlungszeit differieren.

Ergebnisse und Diskussion 55

Abbildung 4-16: Lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei der isothermen

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C die mit 50 MPa überlagerter Spannung

durchgeführt wurden zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an 40CrMnMoS 8-6

nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s. Nach abgeschlossener Phasenumwandlung

wurde an der Stelle des weißen Rechteckes eine EBSD-Messung durchgeführt [96].

Abbildung 4-16 stellt die lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei der mit

50 MPa überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung dar. Auffallend dabei ist, dass

weite Bereiche der untersuchten Fläche umwandlungsplastische Dehnungswerte von 0 %

aufweisen, wohingegen einige Bereiche höhere umwandlungsplastische Dehnungswerte von

bis zu 4,5 % zeigen. Gemittelt über die untersuchte Fläche ergeben sich insgesamt positive

Werte umwandlungsplastischer Dehnung. Das in Abbildung 4-16 eingezeichnete weiße

Rechteck stellt den Bereich dar, in dem die Kristallorientierung der eingestellten Strukturen

nach abgeschlossener Phasenumwandlung mittels EBSD gemessen wurde, vergleiche Abbil-

dung 4-25.

Die Abbildung 4-17 (a) zeigt die lokale Entwicklung der Längsdehnungskomponente und

Abbildung 4-17 (b) zeigt die lokale Entwicklung der Querdehnungskomponente, beide auf

mesoskopischer Ebene gemessen, während einer mit 100 MPa überlagerten isothermen Aus-

tenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C. Bei genauerer Betrachtung der Längsdeh-

56 Ergebnisse und Diskussion

nungsentwicklung fällt auf, dass sich während der bainitischen Phasenumwandlung, gemittelt

über den untersuchten Bereich, insgesamt positive Längsdehnungswerte ergeben, die lokal

jedoch stark variieren. Dabei liegen die lokalen Dehnungsmaxima und –minima mit zuneh-

mender Umwandlungsdauer immer weiter auseinander, wobei sich nach 480 s Werte zwi-

schen 6 % und -1,5 % ergeben. Die lokale Querdehnungsentwicklung zeigt, gemittelt über die

untersuchte Fläche, eine leicht positive Entwicklung im Verlauf der Umwandlung. Dabei tre-

ten auch lokale Dehnungsmaxima und –minima auf, deren jeweiliger Wert mit fortlaufender

Umwandlung zunimmt und schließlich nach 480 s zwischen 4,5 % und -4,5 % liegt.

Abbildung 4-17: Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) bei

einer isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C unter 100 MPa überla-

gerter Spannung zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an 40CrMnMoS 8-6 nach

einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [124].

In Abbildung 4-18 ist die lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen während

der mit 100 MPa überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung dargestellt. Wie auch

schon bei der mit 50 MPa überlagerten bainitischen Phasenumwandlung beobachtet, bilden

sich in weiten Bereichen der untersuchten Fläche keine umwandlungsplastischen Dehnungen

bei der Spannungsüberlagerung aus. Allerdings entwickeln sich in einigen Bereichen positive

umwandlungsplastische Dehnungen von bis zu 4,5 % nach 480 s Umwandlungszeit aus. Da-

bei ergeben die gemittelten umwandlungsplastischen Dehnungen über den kompletten Unter-

suchungsbereich deutlich positive Werte, infolge der mit 100 MPa überlagerten Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung. Verglichen zu der Entwicklung umwandlungsplastischer Deh-

nung in der mit 50 MPa überlagerten bainitischen Phasenumwandlung, erscheinen die Berei-

Ergebnisse und Diskussion 57

che positiver umwandlungsplastischer Dehnungen in der mit 100 MPa überlagerten bainiti-

schen Phasenumwandlung homogener und gröber.

Abbildung 4-18: Lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei der isothermen

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C, die mit 100 MPa überlagerter Spannung

durchgeführt wurde, zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung an 40CrMnMoS 8-6

nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s. Nach abgeschlossener Phasenumwandlung

wurde an der Stelle des weißen Rechteckes eine EBSD-Messung durchgeführt [96].

Hierher rühren auch die absolut höheren Werte umwandlungsplastischer Dehnung im unter-

suchten Bereich bei letzterer Phasenumwandlung. In dem in Abbildung 4-18 zu erkennenden

weißen Rechteck wurden nach abgeschlossener Phasenumwandlung die kristallographischen

Orientierungen der eingestellten bainitischen Strukturen mittels EBSD gemessen, vergleiche

Abbildung 4-26. Der Messbereich erscheint in dem vorliegenden Fall gekippt, was auf eine

um die optische Achse rotierte Ausrichtung des Digitalmikroskops während des Phasenum-

wandlungsexperiments zurückzuführen ist.

Die in den spannungsüberlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen auf mesoskopi-

scher Ebene festgestellten lokalen Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Dehnungsvari-

ationen weisen, wie auch bei den nicht mit Spannung überlagerten Phasenumwandlungen, auf

kornorientierungsabhängige Effekte auf Kornebene hin. An dieser Stelle sei angemerkt, dass

58 Ergebnisse und Diskussion

die durch die verwendete Austenitisierungsbehandlung eingestellte Korngröße (ca. 30 µm)

und die Ausmaße der lokalen Dehnungsfelder übereinstimmen. Bei den mit 50 MPa und 100

MPa überlagerten isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen findet ein bevorzug-

tes Wachstum von Bainit in Belastungsrichtung statt, in dessen Folge sich die vielen lokalen

Dehnungsmaxima und –minima und die auf makroskopischer Ebene beobachteten umwand-

lungsplastischen Dehnungen ergeben. Diese lassen sich vermutlich auf eine Variantenauswahl

nach Magee [81] oder eine gerichtete Verformung des unterkühlten Austenits nach Green-

wood-Johnson [82] zurückführen, wobei ein Zusammenhang zwischen der Kristallorientie-

rung des Austenits und dem Wachstum der bainitischen Strukturen existiert

[19,40,63,66,83,96,107,109]. Dies wird insbesondere durch die lokalisierte Entwicklung um-

wandlungsplastischer Dehnungen deutlich, da einige Austenitkornorientierungen höhere um-

wandlungsplastische Dehnungen ausbilden als andere, wodurch ein Abgleich der lokal vor-

handenen umwandlungsplastischen Dehnungen mit den Kristallorientierungen sinnvoll

erscheint. Durch diesen Abgleich wird es dann auch möglich sein den Beitrag des Magee [81]

und des Greenwood-Johnson [82] Effektes an der Entwicklung umwandlungsplastischer Deh-

nung für den untersuchten Fall zu bestimmen und es kann festgestellt werden, ob einige Kris-

tallorientierungen eine stärker Affinität zur Ausbildung umwandlungsplastischer Dehnungen

haben als andere. Diesbezüglich würde das Vorliegen einer spezifischen Bainitvariante in

Bereichen hoher lokaler umwandlungsplastischer Dehnung dafür sprechen, dass der Magee

Effekt [81] dominiert. Eine genauere Klärung dieses Zusammenhangs soll im Rahmen der

Korrelation der lokalen Dehnungen mit den Kristallorientierungen der bainitischen Mikro-

strukturen in Kapitel 4.5 erfolgen.

Martensit

In diesem Abschnitt werden die ermittelten mesoskopischen umwandlungsplastischen, Längs-

und Querdehnungsentwicklungen aus den ohne und mit 100 MPa überlagerter Spannung

durchgeführten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungsexperimenten vorgestellt. Für die

Berechnung der Dehnungsfelder mittels DIC wurde ein Subset von 60 x 60 Pixel gewählt was

in etwa den Abmessungen der mittleren Austenitkorngröße entspricht. Die Aufnahmen wur-

den mit 4800 x 3600 Pixel gemacht. Die gewählte Stepsize betrug bei den unternommenen

Berechnungen 4 Pixel. In den Abbildungen ist bei den Austenit-zu-Martensit Phasenumwand-

lungen mit (1) jeweils der Zeitpunkt gekennzeichnet, bei dem die isotherme Haltetemperatur

von 300 °C erreicht und die Spannung (wenn überlagert) aufgebracht wurde. Er dient als Re-

Ergebnisse und Diskussion 59

ferenzzustand für die Dehnungsentwicklung und zeigt daher jeweils Dehnungswerte von 0 %.

Die isotherme Haltetemperatur entspricht in etwa M

(σ = 0 MPa) oder liegt etwas unterhalb

sσ

(σ = 100 MPa). Mit (2) wird in den Abbildungen jeweils die mittels DIC berechnete Ent-

wicklung der Dehnungskomponenten nach der abgeschlossenen martensitischen Phasenum-

wandlung gekennzeichnet.

Abbildung 4-19: Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) bei

einer Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung, die ohne überlagerte Spannung durchge-

führt wurde, jeweils bei verschiedenen Temperaturen (1 bei 300 °C und 2 bei Raumtempera-

tur) an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [111].

Die Entwicklung der lokalen Dehnung bei der nicht spannungsüberlagerten Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlung ist in Abbildung 4-19, für die Längs- (a) und für die Querdeh-

nungskomponente (b), dargestellt. Dabei konnten in der Mikrostruktur lokal variierende Wer-

te von Längs- und Querdehnung beobachtet werden, wobei die Werte für beide Dehnungs-

komponenten zwischen -4 % und 4 % liegen. Wenn die Dehnungskomponenten über die

gemessene Fläche gemittelt werden, zeigen die Längs- und Querdehnung leicht positive Wer-

te.

Die Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) der mit 100 MPa

überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung ist in Abbildung 4-20 dargestellt.

Hinsichtlich der lokalen Dehnungsverteilungen nach der Phasenumwandlung ist dabei auffäl-

60 Ergebnisse und Diskussion

lig, dass die Längsdehnung gemittelt über den dargestellten Bereich deutlich höhere Werte

annimmt als die Querdehnung, die einen gemittelten Wert von etwa 0 % zeigt. Diesbezüglich

variieren die Werte bei der Längsdehnungsverteilung in der Mikrostruktur zwischen 2 % und

-0,5 % und bei der Querdehnungsverteilung zwischen 1,5 % und -1,5 %.

Abbildung 4-20: Entwicklung der lokalen Längs- (a) und Querdehnungsverteilung (b) bei

einer Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung unter 100 MPa überlagerter Spannung, je-

weils bei verschiedenen Temperaturen (1 bei 300 °C und 2 bei Raumtemperatur) an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [111].

Die mesoskopische Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnung ist in Abbildung 4-21

dargestellt, wobei in der Darstellung nach ohne (a) und mit Spannung (b) umgewandelt unter-

schieden wird. Bei Betrachtung der Verteilung der umwandlungsplastischen Dehnungen nach

der nicht spannungsüberlagerten martensitischen Phasenumwandlung fällt auf, dass die loka-

len Werte umwandlungsplastischer Dehnung zwischen 4 % und -4 % variieren. Die entspre-

chenden über die untersuchte Fläche gemittelten Werte, liegen in etwa bei 0 % umwand-

lungsplastischer Dehnung. Demgegenüber entwickeln sich in der spannungsüberlagerten

Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung positive Werte umwandlungsplastischer Dehnung

(gemittelt über den untersuchten Bereich). Die lokalen Werte liegen hier zwischen 0 % und

1,5 %, wobei weite Bereich keine umwandlungsplastische Dehnung zeigen. Im Anschluss an

den mit 100 MPa überlagerten martensitischen Phasenumwandlungsversuch wurde im Be-

Ergebnisse und Diskussion 61

reich des weißen Rechteckes, der in Abbildung 4-21 eingezeichnet ist, die Kristallorientierun-

gen des martensitischen Gefüges mittels EBSD gemessen, vergleiche Abbildung 4-28.

Abbildung 4-21: Lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei den Austenit-

zu-Martensit Phasenumwandlungen unter 0 MPa (a) und 100 MPa (b) überlagerter Span-

nung, jeweils bei verschiedenen Temperaturen (1 bei 300 °C und 2 bei Raumtemperatur) an

40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s [111,112]. Nach abge-

schlossener Phasenumwandlung wurde in b an der Stelle des weißen Rechteckes eine EBSD-

Messung durchgeführt.

Aus den festgestellten Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Dehnungslokalisierungen

sowohl in den spannungsüberlagerten als auch in den nicht spannungsüberlagerten Phasen-

umwandlungsexperimenten, bei denen die Dehnungsmessung auf mesoskopischer Ebene

durchgeführt wurde, lässt sich schließen, dass während der Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlung kornorientierungsabhängige Effekte auftreten, wie sie auch schon bei der Austenit-

zu-Bainit Phasenumwandlung beobachtet wurden. Die durch die Austenitisierungsbehandlung

eingestellte mittlere Korngröße beträgt ca. 30 µm, was auch in etwa der Größe der gemesse-

nen lokalen Dehnungsfelder entspricht. Im Falle der nicht spannungsüberlagerten Phasenum-

wandlung können dem Ansatz von Magee [81] und Greenwood-Johnson [82] folgend alle

theoretisch möglichen Martensitvarianten entstehen. Dadurch sollte eine homogene Längs-

und Querdehnungsverteilung und keine umwandlungsplastischen Dehnungen resultieren. Die-

ses Verhalten ist eine Folge des Auftretens aller möglichen Varianten wodurch eine isotrope

Volumenzunahme bei der Umwandlung des kfz- in das trz-Gitter auftritt. Allerdings weisen

62 Ergebnisse und Diskussion

die lokalen Dehnungsmaxima und –minima, die bei der nicht spannungsüberlagerten marten-

sitischen Phasenumwandlung beobachten wurden, daraufhin hin, dass kornorientierungsab-

hängige Effekte in diesen Bereichen auftreten. Diese Effekte scheinen dabei aber nur lokal

begrenzt aufzutreten und sich vielmehr über den gesamten Messbereich auszugleichen,

wodurch in den Phasenumwandlungsexperimenten, bei denen die Messung der Dehnungen

auf makroskopischer Ebene erfolgt, keine umwandlungsplastischen Dehnungen zu beobach-

ten sind [74,78,112,119]. Im Fall der spannungsüberlagerten Austenit-zu-Martensit Phasen-

umwandlung scheint ein bevorzugtes Wachstum des Martensits in Belastungsrichtung, infolge

einer Variantenauswahl nach Magee [81] oder einer gerichteten Verformung des unterkühlten

Austenits nach Greenwood-Johnson [82], stattzufinden, wodurch sich die vielen lokalen Deh-

nungsmaxima und –minima und die makroskopisch beobachteten umwandlungsplastischen

Dehnungen ergeben. Insbesondere scheint das lokale Wachstum des Martensits abhängig von

der Kristallorientierung des Austenits, wobei hinsichtlich der Entwicklung der umwandlungs-

plastischen Dehnungen einige Austenitkornorientierungen eine höhere Affinität zur Bildung

dieser Dehnung zu haben scheinen als andere, weshalb sich lokal Dehnungsmaxima ausbilden

[40,75,81,82,112,114]. In diesem Zusammenhang erscheint es sinnvoll eine Korrelation der

lokal vorhandenen umwandlungsplastischen Dehnungen mit den Kristallorientierungen des

unter Spannung eingestellten Martensits vorzunehmen. Dadurch könnte dann festgestellt wer-

den, welchen Anteil die Effekte nach Magee [81] und Greenwood-Johnson [82] an der Aus-

bildung umwandlungsplastischer Dehnung für den untersuchten Fall haben

und ob einige

Kristallorientierungen eine höhere Affinität zur Bildung von umwandlungsplastischen Deh-

nungen haben als andere. Wenn der Magee Effekt [81] bei der untersuchten Phasenumwand-

lung dominiert, sollten spezifische Martensitvarianten in Bereichen hoher lokaler umwand-

lungplastischer Dehnung zu beobachten sein. Die Klärung dieser Punkte soll in Kapitel 4.5

erfolgen.

Entlastungsversuche

Die in dem durchgeführten Entlastungsversuch ermittelte Entwicklung umwandlungsplasti-

scher Dehnung, die auf mesoskopischer Ebene gemessen wurde, soll an dieser Stelle vorge-

stellt und diskutiert werden. Dies soll mit der Zielsetzung geschehen, die für den Rückverfor-

mungseffekt verantwortlichen mikrostrukturellen Prozesse zu identifizieren. Die Berechnung

der Dehnung mittels DIC erfolgte mit der Subsetgröße 60 x 60 Pixel, was in etwa der Korn-

größe entspricht und der Stepsize 4 Pixel. Die Aufnahmen wurden mit 4800 x 3600 Pixel in

Ergebnisse und Diskussion 63

Anlehnung an die beiden vorhergehenden Versuchsreihen gewählt. In dem vorzustellenden

Versuch wurde die der Phasenumwandlung überlagerte Spannung von 50 MPa auf 0 MPa

reduziert, nachdem sich 50 % der in diesem Spannungszustand maximal erreichbaren um-

wandlungsplastischen Dehnung entwickelt hatten. Dazu wurde vor dem Entlastungsversuch

die maximal erreichbare umwandlungsplastische Dehnung während einer mit 50 MPa überla-

gerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung separat ermittelt.

In Abbildung 4-22 ist die Entwicklung der umwandlungsplastischen Dehnung während des

Entlastungsversuchs dargestellt, wobei 1 den Zeitpunkt zeigt, an dem die isotherme Haltetem-

peratur erreicht und die Spannung von 50 MPa aufgebracht wurde. Dieser Zeitpunkt dient für

die DIC-Untersuchungen als Referenzzustand für die Dehnungsentwicklung und zeigt daher

umwandlungsplastische Dehnungswerte von 0 %. Der Zeitpunkt 2 zeigt einen Moment kurz

vor der Spannungsreduzierung, Zeitpunkt 3 den Moment kurz nach der Spannungsreduktion

und Zeitpunkt 4 zeigt den Moment, an dem die bainitische Phasenumwandlung abgeschlossen

ist. Bei Betrachtung der Ergebnisse fällt auf, dass bis zur Spannungsreduktion positive Werte

umwandlungsplastischer Dehnung, gemittelt über den untersuchten Bereich, entstehen. Dabei

treten lokale Dehnungsmaxima von bis zu 4 % und Dehnungsminima von bis zu -2 % auf.

Direkt anschließend an die Spannungsreduzierung bildeten sich stärkere umwandlungsplasti-

sche Dehnungsmaxima und –minima aus, die zwischen 4,5 % und -3 % liegen. Insgesamt,

d.h. über die gemessene Fläche gemittelt, nehmen die umwandlungsplastischen Dehnungen

infolge der Spannungsreduktion ab. Im weiteren Phasenumwandlungsverlauf nahm die um-

wandlungsplastische Dehnung, über die untersuchte Fläche gemittelt, weiter ab, was mit dem

Rückverformungseffekt übereinstimmt, der in dem Entlastungsversuch mit makroskopisch

gemessener Dehnung beobachtet wurde (siehe dazu Kapitel 4.2). Nach abgeschlossener Pha-

senumwandlung haben sich lokale umwandlungsplastische Dehnungsminima, mit Werten bis

zu -5,5 %, direkt neben den Dehnungsmaxima, die Werte bis zu 5,5 % annehmen, ausgebil-

det. Im Anschluss an die hier betrachtete Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung wurde die

kristallographische Orientierung der bainitischen Mikrostruktur mittels EBSD in dem Bereich

des weißen Rechteckes, der in Abbildung 4-22 markiert ist, gemessen, vergleiche Abbildung

4-29.

64 Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 4-22: Lokale Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen bei der isothermen

Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austeniti-

sierung bei 1200 °C für 10 s zu verschiedenen Zeitpunkten der Umwandlung. (1) vor dem

Beginn der Phasenumwandlung, (2) kurz vor der Spannungsreduzierung, (3) kurz nach der

Spannungsreduzierung und (4) nach der Phasenumwandlung. Nach abgeschlossener Phasen-

umwandlung wurde an der Stelle des weißen Rechteckes eine EBSD-Messung durchgeführt

[121,122].

Die während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bis zur Spannungsreduzierung auf-

tretenden, Variationen der lokalen umwandlungsplastischen Dehnung lassen sich, analog zur

komplett unter Spannung zu Bainit umgewandelten Probe, auf kornorientierungsabhängige

Effekte in Folge eines bevorzugten Wachstum des Bainits in Belastungsrichtung zurückfüh-

ren. Dies soll an dieser Stelle nicht erneut thematisiert werden [96,103,122] Die nach der

Spannungsreduktion beobachtete Ausbildung lokaler Minima lässt sich als ein bevorzugtes

Wachstum von Bainitvarianten senkrecht zur Belastungsrichtung interpretieren. Diese bilden

sich bevorzugt neben Bereichen aus, die bis zum Zeitpunkt der Spannungsreduktion ein be-

vorzugtes Variantenwachstum in Belastungsrichtung gezeigt haben. Neben den Bereichen, die

explizite Maxima und Minima umwandlungsplastischer Dehnung aufweisen, zeigen andere

Bereiche der Probe keine oder nur sehr geringe Entwicklungen umwandlungsplastischer Deh-

Ergebnisse und Diskussion 65

nung, was ein weiteres Indiz für einen Zusammenhang der Entwicklung umwandlungsplasti-

scher Dehnung und der Austenitorientierung darstellt [19,40,63,66,81–83,96,107,109]. Die

Überprüfung ob das Bainitvariantenwachstum tatsächlich senkrecht zur Belastungsrichtung

erfolgt nachdem die Spannung reduziert wurde und die Untersuchung der sich verändernden

Variantenauswahl infolge der Spannungsreduktion soll im Kapitel 4.5 erfolgen. In diesem

Kapitel wird die im Entlastungsversuch entstandene bainitischen Mikrostruktur und die dazu-

gehörigen umwandlungsplastischen Dehnungsfelder gegenübergestellt.

4.4 Validierung der mesoskopischen Ergebnisse

In diesem Kapitel soll die Validierung der Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Deh-

nungsentwicklungen, die auf mesoskopischer Ebene ermittelt wurden, erfolgen. Dazu wurde

ein Abgleich dieser mit den Dehnungsentwicklungen, die auf makroskopischer Ebene gemes-

sen wurden, durchgeführt. Dabei kann ein sinnvoller Vergleich der makro- und mesoskopi-

schen Dehnungsentwicklungen nur erfolgen, wenn die letzteren über die gemessene Fläche

gemittelt werden. Bei den vorgenommenen Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen

wurden die jeweiligen Dehnungswerte zuerst bei 300 °C, also in etwa bei der M

genullt. An-

schließend wurden die bei Raumtemperatur resultierenden Dehnungswerte, die auf den beiden

Betrachtungsebenen ermittelt wurden, miteinander verglichen. Zur Validierung der auf meso-

skopischer Ebene gemessenen Dehnungswerte, die sich in den untersuchten Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen sowohl in den komplett mit Spannung überlagerten als auch in

den Entlastungsversuchen entwickeln, wurde ein Vergleich dieser Dehnungswerte mit den

Dehnungswerten, die auf makroskopischer Ebene ermittelt wurden, vorgenommen. Dabei

wurden die jeweiligen Längs-, Quer- und damit auch die umwandlungsplastischen Dehnungs-

komponenten nach Erreichen der isothermen Umwandlungstemperatur und nach der Aufbrin-

gung der Spannungen genullt. Anschließend wurden die, während der bainitischen Phasen-

umwandlungen auf den unterschiedlichen Betrachtungsebenen gemessenen Dehnungswerte

alle 100 s verglichen.

Ein solcher Vergleich ist in Abbildung 4-23 beispielhaft für eine mit 50 MPa überlagerte Aus-

tenit-zu-Bainit Phasenumwandlung dargestellt. In dieser Abbildung ist zu erkennen, dass die

Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Dehnungswerte, die auf makroskopischer und auf

mesoskopischer Ebene ermittelt wurden, zu den untersuchten Zeitpunkten eine gute Überein-

stimmung zueinander zeigen.

66 Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 4-23: Vergleich der Entwicklung der Längs-, Quer- und der umwandlungsplasti-

schen Dehnung durch DIC (mesoskopisch) und Extensometer (makroskopisch) gemessen in

Abhängigkeit der Zeit bei einer mit 50 MPa überlagerten isothermen Austenit-zu-Bainit Pha-

senumwandlung bei 340 °C an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für

10 s [103].

Allgemein konnten bei den untersuchten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen Ab-

weichungen der einzelnen Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Dehnungskomponen-

ten, die jeweils auf makroskopischer und auf mesoskopischer Ebene (also unterschiedlich

große Flächen) ermittelt wurden, zwischen -0,05 % und 0,1 % festgestellt werden. Bei den

komplett unter Spannung, d.h. unter 50 MPa und unter 100 MPa, durchgeführten Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlungen zeigte der Vergleich der Dehnungskomponenten, die in unter-

schiedlichen großen Flächen ermittelt wurden, Abweichungen zwischen -0,1 % und 0,2 %.

Des Weiteren zeigte der Abgleich der Dehnungskomponenten bei den Entlastungsversuchen,

die während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung durchgeführt wurden, eine Abwei-

chung zwischen -0,05 % und 0,1 %. In jedem der betrachteten Fälle zeigt somit der Vergleich

der makro- und mesoskopischen Längs-, Quer- und umwandlungsplastischen Dehnungsent-

wicklungen eine gute Übereinstimmungen, wobei jedoch gewisse Abweichungen der Messer-

gebnisse zueinander auftraten. Diese Abweichungen lassen sich auf den eingeschränkten Be-

trachtungsbereich bei den Messungen auf mesoskopischer Ebene zurückführen. Dieser

Betrachtungsbereich war, bei den in dieser Arbeit vorgestellten Ergebnissen, auf eine Fläche

von 500 µm x 500 µm begrenzt, aufgrund der bei allen Versuchen verwendeten Vergrößerung

von 250x. Dieser Bereich war damit kleiner als der Messbereich bei den Versuchen auf mak-

roskopischer Ebene, wo die Messlänge 12 mm für die Längsdehnungsmessung und 10 mm für

die Querdehnungsmessung betrug. Darüber hinaus lag der Messbereich bei den mesoskopi-

Ergebnisse und Diskussion 67

schen Dehnungsmessungen zentral auf den Flachproben. Aufgrund beider vorgenannter As-

pekte wird der mesoskopische Messbereich weniger durch phasenumwandlungsbestimmende

Randbedingungen, wie etwa Temperaturgradienten und Probengeometrieabweichungen, be-

einflusst, woraus die beobachteten Abweichungen resultieren [96,103,112,122].

4.5 Korrelation der Mikrostruktur und der umwandlungsplastischen

Dehnungen

In diesem Abschnitt soll eine mikrostrukturelle Charakterisierung der eingestellten bainiti-

schen und martensitischen Gefüge erfolgen. Des Weiteren soll eine Gegenüberstellung der

mesoskopisch gemessenen umwandlungsplastischen Dehnungsfelder und der lokal vorliegen-

den Mikrostruktur erfolgen. Um diese Ziele zu erreichen, wurden nach den abgeschlossenen

Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen jeweils in einem Be-

reich, in dem auch die lokalen Dehnungsentwicklungen gemessen wurden, EBSD Messungen

zur Ermittlung der Kristallorientierungen der eingestellten bainitischen und martensitischen

Gefüge auf einer Fläche von 150 µm x 150 µm durchgeführt. Als Stepsize zwischen zwei

Messpunkten wurde 0,7 µm gewählt. Um eine weitergehende Charakterisierung des Grundzu-

standes der eingestellten Gefüge zu erreichen, wurden die entsprechenden Proben zusätzlich

zur EBSD-Untersuchung noch mittels Lichtmikroskopie und TEM untersucht.

Bainit

Die Mikrostruktur die in einer nicht mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasen-

umwandlung eingestellt wurde ist in Abbildung 4-24 dargestellt. Diese Abbildung ist unter-

teilt in eine lichtmikroskopische Aufnahme des angeätzten Gefüges (a), eine Aufnahme der

kristallographischen Orientierung, die mittels EBSD ermittelt wurde (b) und eine TEM-

Aufnahme der Mikrostruktur (c). In der lichtmikroskopischen Aufnahme des angeätzten Ge-

füges sind zwei verschiedene Bereiche zu erkennen. Zum einen sind lanzettenförmige Struk-

turen zu erkennen, was für eine bainitische Mikrostruktur spricht. Zum anderen sind weiße

Bereiche zu erkennen, die eine niedrigere Härte aufweisen als die umgebenden bainitischen

Strukturen, weshalb die Vermutung nahe liegt, dass in diesen Bereichen Restaustenit vorliegt.

Dieser Restaustenit kann durch Kohlenstoffdiffusion aus den bainitischen Ferriteinheiten

während der Phasenumwandlung in den umgebenden unterkühlten Austenit resultieren, wenn

dadurch der lokal vorliegende kritische Kohlenstoffgehalt für die γ-zu-α Phasenumwandlung

68 Ergebnisse und Diskussion

bei Raumtemperatur überschritten wird [19]. In der EBSD Aufnahme lässt sich erkennen,

dass die Bainitlanzetten in vielen kristallographischen Orientierungen vorliegen. Folglich sind

bei der Phasenumwandlung viele der energetisch möglichen Varianten entstanden und es hat

keine oder kaum Variantenauswahl während der nicht mit Spannung überlagerten Austenit-

zu-Bainit Phasenumwandlung stattgefunden. Die entstandenen bainitischen Ferritlanzetten

(Bündel) haben infolge der nicht spannungsüberlagerten Phasenumwandlung eine Breite zwi-

schen 1 µm und 5 µm. Des Weiteren ist in der TEM-Aufnahme der bainitischen Mikrostruk-

tur feiner Zementit zu erkennen, der sich in einem Winkel von ca. 60° zur Hauptachse der

ferritischen Einheiten des Bainits ausgebildet hat. Offentsichtlich tritt während oder direkt

nach der Phasenumwandlung der Untereinheiten des Bainits Kohlenstoffdiffusion auf. Die

eingestellte Bainitmorphologie entspricht dem für unteren Bainit erwarteten Gefüge

[19,27,58].

Abbildung 4-24: Lichtmikroskopische (a), EBSD (b) und TEM (c) Aufnahmen von ohne äuße-

re Spannung bei 340 °C isotherm umgewandelten bainitischen Gefügen an 40CrMnMoS 8-6,

nach einer Austenitisierung bei 1200 °C für 10 s.

Die Gegenüberstellung der mesoskopischen Verteilung umwandlungsplastischer Dehnung

nach der abgeschlossenen mit 50 MPa überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung

und der mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierungen der eingestellten baini-

tischen Mikrostruktur aus demselben Bereich, ist in Abbildung 4-25 dargestellt. In dieser

Korrelationsdarstellung wurden die Bereiche, die lokal hohe umwandlungsplastische Deh-

nungen zeigen, sowohl in der Darstellung der Dehnungsfelder (b) als auch in der Darstellung

der kristallographischen Orientierung der bainitischen Mikrostruktur (a) markiert. Bei ver-

gleichender Betrachtung dieser Korrelation, insbesondere aber in den umrandeten Bereichen,

fällt auf, dass die nahe [101] orientierten Bereiche (grün) am Ende der bainitischen Phasen-

umwandlung hohe umwandlungsplastische Dehnungen aufweisen. In diesen Bereichen, die in

Ergebnisse und Diskussion 69

etwa die Größe der durch die Austenitisierungsbehandlung eingestellten Austenitkörner ha-

ben, ist nur wenig anders orientierter Bainit zu erkennen. Hingegen zeigen die nahe [001] und

[111] orientierten Bereiche nur geringe oder keine umwandlungsplastische Dehnungen, wobei

in diesen Bereichen Bainitvarianten in vielen verschiedenen Orientierungen vorliegen.

Abbildung 4-25: Korrelation der mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierun-

gen der Mikrostruktur (a) mit den dazugehörigen lokalen umwandlungsplastischen Dehnun-

gen (b) aus Abb. 4-16 (weißes Rechteck), die sich während der mit 50 MPa überlagerten iso-

thermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung entwickelt haben. Die Probe wurde vor der

Phasenumwandlung bei 1200 °C für 10 s austenitisiert [103].

In Abbildung 4-26 ist die Korrelation der kristallographischen Orientierungen der Mikrostruk-

tur (a), die mittels EBSD ermittelt wurde, und der mesoskopischen Verteilung umwandlungs-

plastischer Dehnungen (b) aus demselben Bereich, die sich infolge der mit 100 MPa überla-

gerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung entwickelt haben, dargestellt. Auch in dieser

Abbildung wurden die Bereiche die lokal hohe Werte umwandlungsplastischer Dehnung zei-

gen, sowohl in der Darstellung der Mikrostruktur als auch in der Darstellung der Dehnungs-

verteilung markiert. Bei vergleichender Betrachtung dieser markierten Bereiche fällt auf, dass

die Bereiche lokal hohe umwandlungsplastische Dehnungen zeigen, die nahe der [101]-

Richtung orientiert sind und nur wenig verschieden orientierte Bainitvarianten zeigen. Diese

Bereiche, die größer sind als die mittlere Korngröße (30 µm), die durch die verwendete Aus-

tenitisierungsbehandlung eingestellt wird. In den Bereichen, die lokal wenig oder keine um-

wandlungsplastische Dehnung zeigen, haben sich bei der Phasenumwandlung Bainitlanzetten

in viele verschiedene kristallographische Orientierungen, aber bevorzugt in der Nähe der

[001]- und [111]-Richtung, ausgebildet. Diese Erkenntnisse stimmen mit den Ergebnissen, die

70 Ergebnisse und Diskussion

bei der unter 50 MPa umgewandelten bainitischen Mikrostruktur ermittelt wurden, überein. In

Hinsicht auf die Bainitmorphologie erscheinen die unter 100 MPa umgewandelten bainiti-

schen Lanzetten gröber als die ohne und unter 50 MPa Spannung umgewandelten bainitischen

Lanzetten.

Abbildung 4-26: Korrelation der mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierun-

gen der Mikrostruktur (a) mit den dazugehörigen lokalen umwandlungsplastischen Dehnun-

gen (b) aus Abb. 4-18 (weißes Rechteck), die sich während der mit 100 MPa überlagerten

isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung entwickelt haben. Die Probe wurde vor

der Phasenumwandlung bei 1200 °C für 10 s austenitisiert [96].

Ausgehend von den Ergebnissen, die sich aus der Korrelation der bainitischen Mikrostruktu-

ren mit der mesoskopischen Verteilung umwandlungsplastischer Dehnung, die sich während

der mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen entwickeln, erge-

ben, tritt in den Bereichen, die lokal hohe umwandlungsplastische Dehnungen zeigen, eine

ausgeprägte Variantenauswahl nach Magee [81] auf. Dabei entstehen und wachsen vornehm-

lich die Varianten, die in der Nähe der [101]-Richtung orientiert sind, da diese in Richtung

des überlagerten Spannungsfeldes liegenden Bainitvarianten innerhalb eines günstig orientier-

ten Austenitkornes eine zusätzliche Triebkraftanteil zum Wachstum haben. Somit reduziert

sich für diese Varianten die zur Umwandlung benötigte Enthalpie-Differenz [38,39,66,68].

Aufgrund dieser Variantenauswahl interagieren die bevorzugten Bainitorientierungen folglich

nur wenig mit anderen Varianten, werden beim Wachstum nur wenig behindert und können

dementsprechend durch das komplette Austenitkorn wachsen. In Folge dessen wandelt sich

das Austenitgitter innerhalb eines günstig orientierten Kornes bevorzugt in eine kristallogra-

phische Richtung um, wodurch die charakteristische Volumenzunahme der γ-zu-α Phasen-

umwandlung anisotrop verläuft, was mit der Entstehung hoher lokaler umwandlungsplasti-

Ergebnisse und Diskussion 71

scher Dehnungen einhergeht. Dieser beobachtete Effekt der Variantenauswahl scheint dabei

mit zunehmender überlagerter Spannung zuzunehmen, wodurch das Wachstum einer stetig

kleiner werdenden Anzahl von Varianten bevorzugt wird. Auf diese Weise nimmt die auf

mesoskopischer und makroskopischer Ebene gemessene anisotrope Komponente der Volu-

menzunahme, die sich als umwandlungsplastische Dehnung zeigt, zu. Hingegen wachsen in

den Bereichen, die lokal niedrige oder keine umwandlungsplastischen Dehnungen zeigen,

viele Bainitvarianten, weshalb keine oder nur wenig Variantenauswahl auftritt. Dabei sind die

beobachteten Varianten in den Regionen niedriger umwandlungsplastischer Dehnungen be-

vorzugt nahe der [001]- und [111]-Richtung orientiert. Folglich können die vielen wachsen-

den Bainitvarianten miteinander interagieren, wodurch das gegenseitige Wachstum behindert

wird und die Volumenzunahme infolge der Phasenumwandlung isotrop verläuft [96,122].

Beim Vergleich der bainitischen Lanzettenstrukturen, die sich während der Austenit-zu-Bainit

Phasenumwandlungen ausbilden, lässt sich mit steigender überlagerter Spannung eine Ver-

gröberung der Lanzetten in Breitenrichtung feststellen. Diese Breitenzunahme der Lanzetten

resultiert aus der auftretenden Variantenauswahl, wodurch die Bainitlanzetten nicht nur in

Längsrichtung weiter wachsen können, sondern auch in Breitenrichtung, da sie beim Wachs-

tum wenig durch andere Varianten behindert werden [95,120,125]. Im Hinblick auf die Vari-

antenauswahl ist zu beachten, dass die kristallographischen Orientierungen der entstehenden

Bainitlanzetten von der Orientierung der zu Grunde liegenden Austenitkörner abhängen [42–

44,48]. Um also die Effektivität der Variantenauswahl während der untersuchten Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung beurteilen zu können, soll im Kapitel 4.6 die Austenitorientierung

anhand der resultierenden Bainitorientierungen in Bereichen hoher umwandlungsplastischer

Dehnungen bestimmt werden.

Martensit

Das Gefüge, dass in der nicht mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlung eingestellt wurde, ist in Abbildung 4-27 dargestellt. In dieser Abbildung sind in (a)

eine lichtmikroskopische Aufnahme des angeätzten Gefüges, in (b) eine Darstellung der Kris-

tallorientierungen, die mittels EBSD ermittelt wurden und in (c) eine TEM-Aufnahme der

Mikrostruktur zu sehen. In der lichtmikroskopischen Aufnahme ist zu erkennen, dass das mar-

tensitische Gefüge aus relativ feinen Strukturen besteht, was sich auch anhand der EBSD

Aufnahme bestätigen lässt, die eine Lanzettenbreite beim Martensit von ca. 1 µm zeigt. In der

72 Ergebnisse und Diskussion

EBSD Aufnahme lässt sich außerdem erkennen, dass bei der nicht mit Spannung überlagerten

Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung viele verschiedene Varianten entstanden sind, was

durch die vielen kristallographischen Orientierungen der martensitischen Lanzetten deutlich

wird. Die TEM Aufnahme zeigt lanzettenartige martensitische Strukturen, die sich in etwa mit

einem Winkel von 60 ° zueinander anordnen. Des Weiteren zeigt die TEM Aufnahme keinen

Zementit, wodurch eine Kohlenstoffdiffusion, insbesondere infolge der Haltezeit bei 300 °C,

ausgeschlossen werden kann.

Abbildung 4-27: Lichtmikroskopische (a), EBSD (b) und TEM (c) Aufnahmen von ohne Span-

nung umgewandelten martensitischen Gefügen an 40CrMnMoS 8-6 nach einer Austenitisie-

rung bei 1200 °C für 10 s. Die EBSD Aufnahme wurde aus [111] entnommen.

Eine Gegenüberstellung der mesoskopischen umwandlungsplastischen Dehnungsverteilung

die sich in der mit 100 MPa überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung ergibt

und der dazugehörigen mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierungen der ein-

gestellten martensitischen Mikrostruktur ist in Abbildung 4-28 dargestellt. In dieser Darstel-

lung sind die Bereiche, die hohe lokale umwandlungsplastische Dehnungen zeigen, sowohl in

der Darstellung der Dehnungsverteilung (b) als auch in der Darstellung der kristallographi-

schen Orientierung der eingestellten martensitischen Mikrostruktur (a) markiert worden. Bei

genauer Betrachtung des Vergleiches der kristallographischen Orientierung des Martensits

und der Verteilung der umwandlungsplastischen Dehnung fällt auf, dass der im Bereich der

[101]-Richtung orientierte Martensit hohe umwandlungsplastische Dehnungen während der

Phasenumwandlung entwickelt. Dabei ist in diesen Bereichen ersichtlich, dass sich nur wenig

anders orientierte Martensitlanzetten ausgebildet haben. Die Bereiche hoher lokaler umwand-

lungsplastischer Dehnung haben dabei in etwa die Größe der ehemaligen Austenitkörner. Im

Gegensatz dazu scheinen sich in den Bereichen, in denen viele verschieden orientierte Mar-

tensitlanzetten zu erkennen sind, keine oder nur kleine umwandlungsplastische Dehnungen zu

Ergebnisse und Diskussion 73

entwickeln. Diese Bereiche zeigen Martensit, der vornehmlich im Bereich der [001] und [111]

Orientierung liegt. Im Vergleich zu der martensitischen Mikrostruktur, die ohne überlagerte

Spannung eingestellt wurde, erscheinen die Lanzetten aus der mit 100 MPa überlagerten Aus-

tenit-zu-Martensit Phasenumwandlung gröber.

Abbildung 4-28: Korrelation der mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierun-

gen der Mikrostruktur (a) und den dazugehörigen lokalen umwandlungsplastischen Dehnun-

gen (b) aus Abb. 4-21 (weißes Rechteck), die sich während der mit 100 MPa überlagerten

Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung entwickelt haben. Die Probe wurde vor der Pha-

senumwandlung bei 1200 °C für 10 s austenitisiert [111,112].

Bei der mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung tritt in den

Bereichen, die lokal hohe umwandlungsplastische Dehnungen zeigen, eine ausgeprägte Vari-

antenauswahl nach Magee [81] auf, wobei bevorzugt die Varianten entstehen und wachsen,

die nach der martensitischen Phasenumwandlung in der Nähe der [101]-Richtung (grün) ori-

entiert sind. Diese wenigen Martensitvarianten wachsen, bei günstig orientierten Austenitkör-

nern, in Belastungsrichtung innerhalb eines Austenitkornes, da deren Wachstum durch den

zusätzlichen Triebkraftanteil, infolge des überlagerten Spannungsfeldes, energetisch bevor-

zugt ist. Folglich interagieren diese Varianten beim Wachstum nur wenig mit anderen Varian-

ten, so dass das Wachstum nur wenig oder gar nicht behindert wird. Entsprechend können

diese Varianten durch das ganze Austenitkorn wachsen, woraus wiederum eine anisotrope

Volumenänderung resultiert, die sich durch hohe mesoskopische umwandlungsplastische

Dehnungen äußert. Hingegen tritt in den Bereichen, die lokal niedrige umwandlungsplastische

Dehnungen zeigen, keine oder nur wenig Variantenauswahl stattzufinden, wodurch die vielen

beobachteten Martensitvarianten wachsen, die nach der martensitischen Phasenumwandlung

bevorzugt in der Nähe der [001]- und [111]-Richtung (rot bzw. blau) orientiert sind. Dabei

74 Ergebnisse und Diskussion

können die vielen wachsenden Varianten innerhalb eines Austenitkornes interagieren bzw.

sich gegenseitig beim Wachstum behindern, wodurch die Volumenzunahme aufgrund der

Phasenumwandlung isotrop verläuft und nur wenig umwandlungsplastische Dehnung resul-

tiert [112].

Hinsichtlich des Vergleiches der Lanzettenstrukturen, die in den ohne und mit Spannung

überlagerten Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen entstehen, fällt auf, dass die über-

lagerte Spannung zu breiteren Lanzetten führt. Diese resultieren aus der Variantenauswahl, da

durch die überlagerte Spannung das Wachstum weniger Varianten, insbesondere in Belas-

tungsrichtung, gefördert wird, welche entsprechend wenig im Wachstum behindert werden

und folglich in ihren Ausmaßen länger und breiter werden als wenn viele Varianten miteinan-

der interagieren [95,112,120,126,127]. In Bezug auf die Variantenauswahl ist zu beachten,

dass die kristallographischen Orientierungen der entstehenden Martensitlanzetten in einem

direkten Zusammenhang mit der Austenitorientierung stehen [42–44]. Deshalb soll die Auste-

nitorientierung anhand der Martensitorientierungen in Bereichen hoher umwandlungsplasti-

scher Dehnungen in Kapitel 4.6 bestimmt werden, um die Effektivität der Variantenauswahl

beurteilen zu können.

Entlastungsversuche

In Abbildung 4-29 ist die Entwicklung der mesoskopisch gemessenen umwandlungsplasti-

schen Dehnung (a) und die schematische Darstellung der Mikrostruktur (b) während der Ent-

lastungsversuche bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung, jeweils kurz vor der Span-

nungsreduzierung und am Ende der Umwandlung, dargestellt. Die Entlastung von 50 MPa auf

0 MPa fand statt, nachdem sich 50 % des maximal möglichen Wertes umwandlungsplasti-

scher Dehnung entwickelt hatten. Zusätzlich sind in (c) die mittels des EBSD-Verfahrens er-

mittelten kristallographischen Orientierungen der eingestellten bainitischen Mikrostruktur

nach abgeschlossener Phasenumwandlung aus demselben Bereich angeführt.

Während der bainitischen Phasenumwandlung entwickeln sich bis zum Zeitpunkt der Span-

nungsreduzierung lokal positive Werte umwandlungsplastischer Dehnung, während andere

Bereiche Dehnungswerte von etwa 0 % zeigen. In den Bereichen, in denen sich zunächst posi-

tive umwandlungsplastische Dehnungswerte entwickelt haben, liegen nach abgeschlossener

bainitischer Phasenumwandlung wenige unterschiedlich orientierte Bainitvarianten vor, die

insbesondere in [101]-Richtung liegen. Anschließend an die Spannungsreduzierung nimmt die

Ergebnisse und Diskussion 75

umwandlungsplastische Dehnung in den Bereichen, die vor der Reduzierung positive Werte

dieser Dehnung gezeigt haben, weiter zu. Gleichzeitig entwickeln sich allerdings in den noch

nicht umgewandelten Bereichen negative umwandlungsplastische Dehnungen, angrenzend an

die Bereiche, die positive Werte umwandlungsplastischer Dehnung zeigen. Die Bereiche in

denen sich nach der Spannungsreduktion negative umwandlungsplastische Dehnungswerte

entwickeln, zeigen nach abgeschlossener Phasenumwandlung Bainit, der in den kristallogra-

phischen Richtungen [001] und [111] orientiert ist.

Abbildung 4-29: Korrelation der lokalen umwandlungsplastischen Dehnungen (a) aus Abb. 4-

22 (weißes Rechteck) mit den mittels EBSD ermittelten kristallographischen Orientierungen

der Mikrostruktur (c) der gleichen Stelle, während des Entlastungsversuchs bei der isother-

men Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung bei 340 °C, kurz vor und nach der Entlastung.

Zusätzlich sind in (b) schematische Darstellungen der Mikrostrukturen kurz vor und nach der

Entlastung dargestellt. Die Probe wurde vor der Phasenumwandlung bei 1200 °C für 10 s

austenitisiert [121,122].

Anhand der positiven Werte umwandlungsplastischer Dehnung, die in der DIC-Aufnahme

kurz vor der Entlastung zu erkennen sind und der wenigen kristallographischen Varianten, die

zu beobachten sind lässt sich erkennen, dass die der Phasenumwandlung überlagerte Span-

nung von 50 MPa zu einer Variantenauswahl nach Magee [81] führt. Dabei wachsen zunächst

vornehmlich die Bainitvarianten, die in der Nähe der [101]-Richtung orientiert sind, da diese

energetisch günstig zu dem überlagerten Spannungsfeld orientiert sind und damit einen zu-

sätzlichen Triebkraftanteil zum Wachstum haben [96,103,112,122]. Die während der mit

Spannung überlagerten bainitischen Phasenumwandlung entstandenen und gewachsenen be-

76 Ergebnisse und Diskussion

vorzugten Varianten, infolge derer sich lokal positive Werte umwandlungsplastischer Deh-

nung entwickelt haben, wachsen nach der Spannungsreduzierung weiter, bis zum Erreichen

eines Hindernisses, z.B. einer Korngrenze [19,35,36,46]. Dementsprechend entwickeln sich in

diesen Bereichen die umwandlungsplastischen Dehnungen zu positiveren Werten, selbst nach

der Spannungsreduzierung. In den bis zur Spannungsreduzierung nicht umgewandelten Berei-

chen, die eine unterkühlte austenitische Mikrostruktur aufweisen, entstehen und wachsen nach

der Reduzierung die Bainitlanzetten insbesondere senkrecht zu den vormals energetisch be-

vorzugten Varianten in [001]- und [111]-Richtung. Folglich entwickeln sich in diesen Berei-

chen negative Werte umwandlungsplastischer Dehnung. Dabei ist nach der Spannungsredu-

zierung, gemittelt über die untersuchte Fläche, die Abnahme der umwandlungsplastischen

Dehnung stärker als die Zunahme der umwandlungsplastischen Dehnung, wodurch makro-

skopisch ein Rückverformungseffekt beobachtet werden kann [122]. Im Kapitel 4.6 soll zur

Beurteilung der Effektivität der Variantenauswahl während der betrachteten Entlastungsver-

suche bei der isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung die Austenitorientierung,

anhand der resultierenden Bainitorientierungen, in Bereichen, die positive umwandlungsplas-

tische Dehnungen aufweisen, ermittelt werden.

Bei allen zuvor betrachteten Vergleichen der lokalen Verteilung umwandlungsplastischer

Dehnung und den in [101]-Richtung orientierten Bainit- und Martensitvarianten stimmten

diese nicht immer exakt miteinander überein. Diese Unterschiede lassen sich auf das, für das

EBSD-Verfahren notwendige, Elektropolieren der Probenoberflächen zurückführen. Durch

das Elektropolieren wird Material von der Probenoberfläche abgetragen, weshalb die aufge-

nommenen Dehnungsfelder und die mittels EBSD bestimmte Orientierungsverteilung der

Bainit- oder Martensitlanzetten im untersuchten Bereich nicht vollständig übereinstimmen

können.

4.6 Berechnung der Austenitorientierung anhand von Bainit- und Mar-

tensitorientierungen

In diesem Kapitel soll eine Methode zur Berechnung der Austenitkristallorientierung anhand

der in den scherdominierten Phasenumwandlungen entstandenen Bainit- und Martensit-

kristallorientierungen vorgestellt werden. Ziel war es eine im Vergleich zu in der Literatur

vorhandenen Berechnungsmethoden wie der von Miyamoto et al. [128,129], Blaineau et al.

[130] und Germain et al. [131] mathematisch vereinfachte, aber effektive Methode zu entwi-

Ergebnisse und Diskussion 77

ckeln [105]. Dazu sollte die Kurdjumov-Sachs Orientierungsbeziehung [42], die die Phasen-

umwandlungsprozesse am untersuchten 40CrMnMoS 8-6 aufgrund des Kohlenstoffgehaltes

und der entstehenden Lanzettenstrukturen am besten beschreibt, reversiert angewendet wer-

den. Die K-S Orientierungsbeziehung beschreibt die Austenit-zu-Bainit und die Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlung durch einen Schermechanismus entlang vier möglicher paralle-

ler Ebenen, (111)

//(011)

, (111)

//(011)

, (111)

//(011)

und (111)

//(011)

die jeweils

im Austenit parallel zum Bainit/Martensit sind (Abbildung 2-4). Darüber hinaus sind pro pa-

ralleler Ebenen-Beziehung noch sechs parallele Richtungen möglich, z.B. [110]

//[111]

[110]

//[111]

[101]

//[111]

[101]

//[111]

[011]

//[111]

und [011]

//[111]

für die

(111)

//(011)

Ebenen-Beziehung [42]. Anhand dieser parallelen Ebenen- und Richtungs-

Beziehungen können die Orientierungen des Austenits oder des Bainits/Martensits aus dem

jeweils anderen berechnet werden. Dazu werden aus den parallelen Richtungen aller mögli-

chen parallelen Ebenen-Beziehungen die Verschiebungsvektoren zwischen Austenit und Bai-

nit/Martensit berechnet, wobei die Verschiebungsvektoren die Scherung beschreiben. Die so

erhaltenen Verschiebungsvektoren decken alle 24 kristallographisch möglichen Varianten, die

durch die K-S Orientierungsbeziehung beschrieben werden, ab und sind [±100], [±2±10] und

[±2±1±2]. Dabei können die Werte innerhalb eines Vektors beliebig vertauscht werden, z.B.

ist der dritte Vektor äquivalent zu [±1±2±2]. Zur Veranschaulichung dieser Berechnungsme-

thode sollen an dieser Stelle Beispiele angeführt werden. So beschreibt z.B. der Verschie-

bungsvektor [021] die Verschiebung durch die Phasenumwandlung entlang der parallelen

Richtungen [110]

//[111]

, der Verschiebungsvektor [001] die Verschiebung entlang der

parallelen Richtungen [110]

//[111]

und der Verschiebungsvektor [122] die Verschiebung

infolge der Umwandlung entlang der parallelen Richtungen [011]

//[111]

Anhand der drei bestimmten zulässigen Verschiebungsvektoren ist es nunmehr möglich aus

den beobachteten kristallographischen Orientierungen des resultierenden Bainits oder des

Martensits die Orientierung des Austenits innerhalb eines ehemaligen Austenitkornes zu er-

mitteln. Die entsprechende Vorgehensweise ist in Abbildung 4-30 veranschaulicht. Dabei

wurde jeweils ein Bereich ausgewählt, der bei der Phasenumwandlung eine starke lokale

Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnung zeigte und der in etwa der Größe der Auste-

nitkörner entspricht. Diese Berechnungsmethode wurde zuerst auf die mit 100 MPa überlager-

te Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung, dann auf die mit 100 MPa überlagerte Austenit-zu-

Martensit Phasenumwandlung und abschließend auf den Entlastungsversuch bei der Austenit-

zu-Bainit Phasenumwandlung angewendet. Dabei erfolgte die Entlastung von 50 MPa auf 0

78 Ergebnisse und Diskussion

MPa, nachdem sich 50 % der maximal erreichbaren umwandlungsplastischen Dehnung ent-

wickelt hatten.

Abbildung 4-30: Schematische Darstellung der reversierten Berechnung zur Bestimmung der

Austenitorientierung anhand, der Bainit- und Martensitorientierungen innerhalb eines Auste-

nitkornes, durch die Verwendung von Verschiebungsvektoren, die sich aus dem Kurdjumov-

Sachs Orientierungszusammenhang ergeben [105].

Die Berechnungsmethode wurde zuerst auf die mit 100 MPa überlagerte Austenit-zu-Bainit

Phasenumwandlung angewendet. In Abbildung 4-31 wurden zu diesem Zweck die kristallo-

graphischen Orientierungen des Bainits aus Abbildung 4-26 innerhalb eines ehemaligen Aus-

tenitkorns markiert (links), das lokal hohe umwandlungsplastische Dehnung zeigte, und in

eine inverse Polfigur (rechts) übertragen. In der inversen Polfigur ist zu erkennen, dass der

Bainit nach der Phasenumwandlung vorzugsweise nahe der [102]-, [101]- und [313]-Richtung

orientiert ist. Beim Bainit tritt eine Variantenauswahl nach Magee, infolge der Spannungs-

überlagerung, in dem untersuchten ehemaligen Austenitkorn auf durch die sich die Anzahl der

Bainitvarianten von 24 gemäß der K-S Orientierungsbeziehung möglichen auf die drei beo-

bachteten reduziert [63,66,83,96,107,108,133].

Ergebnisse und Diskussion 79

Abbildung 4-31: EBSD Orientierungsaufnahme (a) und die dazugehörige inverse Polfigur (b)

von einem ehemaligem Austenitkorn, das mit einer überlagerten Spannung von 100 MPa zu

Bainit umgewandelt wurde [105].

Die Indizes, die den zugrunde liegenden Austenit beschreiben, können nun anhand der An-

nahme, dass nur Verschiebungen von maximal ±2 zulässig sind, auf . = 1,2,3, 0 = 1

1,0,1,2

und # = 1,2,3 abgeschätzt werden. Durch den Abgleich der Indizes zur Beschreibung des zu-

grundeliegenden Austenits und der Verschiebungsvektoren ergeben sich drei mathematisch

mögliche Kristallorientierungen für den Austenit: [101], [121] und [103]. Bei genauerer Be-

trachtung der Positionierung der möglichen Austenitorientierungen innerhalb der inversen

Polfigur fällt auf, dass die [101] Orientierung inmitten der gemessenen Bainitorientierungen

liegt. Demgegenüber liegen die [121] und [103] Orientierungen außerhalb der gemessenen

Bainitorientierungen. Somit wäre die bainitische Phasenumwandlung mit großen Verschie-

bungen verbunden und folglich erscheint eine Austenitorientierung in [101]-Richtung wahr-

scheinlicher [105].

In Abbildung 4-32 sind die kristallographischen Orientierungen des unter 100 MPa umge-

wandelten Martensits innerhalb eines ehemaligen Austenitkorns als Orientierungsaufnahme

des Korns (links) und innerhalb einer inversen Polfigur (rechts) dargestellt. In dem dargestell-

ten ehemaligen Austenitkorn entwickelten sich während der Austenit-zu-Martensit Phasen-

umwandlung lokal hohe Werte umwandlungsplastischer Dehnung, vergleiche dazu Abbildung

4-28. Bei der Betrachtung der entsprechenden inversen Polfigur fällt auf, dass vornehmlich

drei Martensitvarianten vorliegen, die nahe der [313]-, [101]- und [102]-Richtung orientiert

sind. Aus den wenigen vorliegenden Martensitvarianten innerhalb dieses ehemaligen Auste-

nitkorns lässt sich schließen, dass die Variantenauswahl nach Magee dort sehr ausgeprägt

80 Ergebnisse und Diskussion

war. Zur Veranschaulichung sei hier erwähnt, dass sich offensichtlich von den 24 möglichen

nur drei Varianten ausbilden [42,81,112,115,132].

Abbildung 4-32: EBSD Orientierungsaufnahme (a) und die dazugehörige inverse Polfigur (b)

eines ehemaligen Austenitkorns, das mit einer überlagerten Spannung von 100 MPa zu Mar-

tensit umgewandelt wurde [105].

Entsprechend der sich aus den zulässigen Verschiebungsvektoren dieser Methode ergebenden

maximalen Verschiebung von ±2 können die einzelnen Indizes des Vektors, der die zugrunde-

liegende Austenitorientierung beschreibt, 2. = 1,2,3, 0 = 1

1,0,1,2 und # = 1,2,3 sein. Anhand

eines Abgleiches der Indizes zur Beschreibung der Austenitorientierung und der möglichen

Verschiebungsvektoren, laut der K-S Orientierungsbeziehung, sind mathematisch für den

Austenit nur die Orientierungen [101], [121] und [103] möglich. In diesem Zusammenhang

liegen die Orientierungen [121] und [103] innerhalb der inversen Polfigur, jedoch weit von

den Orientierungen des in der Phasenumwandlung entstandenen Martensits entfernt, so dass

die martensitische Phasenumwandlung mit hohen Verschiebungen verbunden wäre. Aus die-

sem Grund ist eine [101] Orientierung des Austenits am wahrscheinlichsten [105].

Die Bainitvarianten, die sich innerhalb eines ehemaligen Austenitkorns während des Entlas-

tungsversuches bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung entwickelt haben, sind als Ori-

entierungsdarstellung (links) und in einer inversen Polfigur (rechts) in Abbildung 4-33 ge-

zeigt. Dabei hat sich in dem betrachteten ehemaligen Austenitkorn lokal ein hoher Wert

umwandlungsplastischer Dehnung entwickelt, vergleiche dazu Abbildung 4-29. In der inver-

sen Polfigur zeigt sich, dass bei der bainitischen Phasenumwandlung insbesondere die in der

Nähe der [313]-, [314]-, [305]-, und [415]-Richtung orientierten Bainitvarianten entstehen.

Diese wenigen beobachteten Bainitvarianten, die innerhalb dieses ehemaligen Austenitskorns

Ergebnisse und Diskussion 81

auftraten, deuten auf eine Variantenauswahl nach Magee in diesem Korn hin

[63,66,81,83,96,107,108,133].

Abbildung 4-33: EBSD Orientierungsaufnahme (a) und die dazugehörige inverse Polfigur (b)

von einem ehemaligem Austenitkorn, das mit einer überlagerten Spannung von 50 MPa zu

Bainit umgewandelt wurde. Die Spannung von 50 MPa wurde während der Phasenumwand-

lung auf 0 MPa reduziert [105].

Anhand der gemessenen kristallographischen Orientierungen des Bainits, die während des

Entlastungsversuches entstanden sind, konnten die Indizes des Vektors, der den zugrundelie-

genden Austenit beschreibt, auf . = 2,3,4,5, 0 = 1

1,0,1,2 und # = 3,4,5 eingegrenzt werden.

Beim folgenden Abgleich der Indizes zur Beschreibung des Austenits und der laut der K-S

Orientierungsbeziehung zulässigen Verschiebungsvektoren ist die einzig mathematisch mög-

liche Austenitorientierung [313]. Die Lage dieser Orientierung stimmt gut mit dem gemesse-

nen Bainitorientierungen überein, wodurch die Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung nur

mit geringen Verschiebungen verbunden ist [105].

Bei genauer Betrachtung aller in diesem Kapitel vorgestellten Ergebnisse lässt sich feststellen,

dass die mit Spannung überlagerten Phasenumwandlungen der Körner, die lokal hohe um-

wandlungsplastische Dehnungswerte aufweisen, vorzugsweise über kleine Verschiebungen

der Orientierung innerhalb der inversen Polfiguren ablaufen, siehe dazu Abbildung 4-32 bis

Abbildung 4-33. Zusätzlich fällt in den betrachteten Körnern auf, dass sowohl die resultieren-

den Bainit- und Martensitvarianten, als auch der zugrunde liegende Austenit in der Nähe der

[101]-Richtung orientiert sind, was für die bevorzugte Lage dieser Orientierung für die Vari-

antenauswahl bei einer Spannungsüberlagerung während der Phasenumwandlung, entspre-

chend des Magee Ansatzes [81], spricht. Folglich scheint der Greenwood-Johnson Effekt für

82 Ergebnisse und Diskussion

die untersuchten Fälle nur wenig zur Ausbildung umwandlungsplastischer Dehnung in den

mit Spannung überlagerten scherungsdominierten Phasenumwandlungen beizutragen. Dies

bedeutet, dass die Entstehung und das Wachstum der Bainit- und Martensitvarianten u.a. von

der Austenitorientierung und dem überlagerten Spannungsfeld abhängt. Im Falle der in [101]-

Richtung orientierten Varianten wurde bei den untersuchten mit Spannung überlagerten Aus-

tenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen kleine Orientierungsver-

schiebungen zwischen der zugrundeliegenden und der resultierenden Phase beobachtet

[21,22,81,83,96,112,122]. Diesbezüglich sei darauf hingewiesen, dass die resultierenden Bai-

nit- und Martensitorientierungen nicht exakt mit den expliziten Orientierungen, die sich aus

der K-S Theorie ergeben, übereinstimmen. Die beobachteten Orientierungen sind vielmehr

zwischen den Orientierungen gestreut, die sich aus der Theorie ergeben. Dieses Verhalten

resultiert zum einen aus einer Interaktion der einzelnen Bainit- und Martensitvarianten beim

Wachstum miteinander, wodurch die theoretischen und die gemessenen Orientierungen von-

einander abweichen [19,35,36,46]. Zum anderen stellt die K-S Orientierungsbeziehung nur

eine Näherungslösung dar, weil der eigentliche Orientierungszusammenhang bei den sche-

rungsdominierten Phasenumwandlungen irrationaler Natur ist. Folglich können die gemesse-

nen Punkte nicht exakt mit den theoretischen Werten aus der K-S Orientierungsbeziehung

übereinstimmen [48].

Die hier vorgeschlagene Berechnungsmethode zur Bestimmung der vor der Phasenumwand-

lung vorhandenen Austenitorientierung aus den resultierenden Orientierungen, ist hinsichtlich

der Eindeutigkeit und der genauen Orientierung des Austenits nicht ganz so exakt wie die

Berechnungsmethode von Miyamoto et al. [128,129] oder Germain et al. [131]. Allerdings ist

die vorgeschlagene Methode, im Vergleich zu anderen Berechnungsmethoden [48,128–

131,134], mathematisch einfacher, wodurch weniger Rechenzeitaufwand nötig ist und eine

einfachere Implementierung in Berechnungsprogramme erfolgen kann, was den wesentlichen

Vorteil darstellt. Ein weiterer Vorteil dieser Methode ist, dass sie sowohl auf die Austenit-zu-

Bainit, als auch auf die Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung angewendet werden kann

solange Variantenauswahl stattfindet, während die Anwendbarkeit der meisten Berechnungs-

methoden in der Literatur auf eine spezifische Art von Phasenumwandlung begrenzt ist

[48,128,130,134].

Rückschlüsse 83

5 Rückschlüsse für thermo-mechanisch gekoppelte Fertigungsprozesse

und deren Modellierung

In diesem Kapitel sollen auf Grundlage der in dieser Dissertation erarbeiteten Ergebnisse zum

Einfluss von der Phasenumwandlung überlagerten Belastungen auf scherungsdominierte Pha-

senumwandlungen, Rückschlüsse zur Optimierung von endkonturnahen Produkten aus niedrig

legiertem Stahl gezogen werden, die mittels thermo-mechanisch gekoppelter Prozesse herge-

stellt wurden. In diesem Zusammenhang sollen außerdem noch Vorschläge für eine verbesser-

te Modellierung der scherungsdominierten Phasenumwandlungen in diesen Herstellprozessen

gemacht werden. Folgende Rückschlüsse bzw. Vorschläge konnten erarbeitet werden:

• Die chemische Zusammensetzung hat einen wesentlichen Einfluss auf die Phasenum-

wandlungskinetik und die Entwicklung von Verzug in Form von umwandlungsplasti-

schen Dehnungen. Infolge dessen führen lokale Variationen der chemischen Zusam-

mensetzung zur lokalen Veränderung der Phasenumwandlungsprodukte und zu einer

inhomogenen Verteilung von Verzug, wodurch sich die Herstellung endkonturnaher

Bauteile schwierig gestaltet. Daher sollten lokale Unterschiede der chemischen Zu-

sammensetzung im Halbzeug soweit möglich, etwa durch langes Diffusionsglühen,

beseitigt werden.

• Durch eine der Austenit-zu-Bainit und der Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlun-

gen überlagerte mechanische Spannung kann der Phasenumwandlungsprozess zu kür-

zeren Umwandlungszeiten bzw. zu höheren Temperaturen verschoben werden, wobei

der jeweilige Effekt mit zunehmender überlagerter Spannung stärker wird. Dement-

sprechend kann die Zeit zur Einstellung der gewünschten bainitischen und/oder mar-

tensitischen Gefüge im thermo-mechanisch gekoppelten Prozess durch die Überlage-

rung einer Spannung nach der Formgebung, etwa durch ein nachgelagertes Zuhalten

der Presse, verkürzt werden.

• Allerdings führt eine den scherungsdominierten Phasenumwandlungen überlagerte

Spannung zur Ausbildung von Verzug in Form von umwandlungsplastischer Dehnung

der mit höherer Spannung zunimmt. Folglich ist, wenn der Phasenumwandlung Span-

nungen überlagert werden sollen, eine Abwägung zwischen verkürzter Herstellzeit

und resultierendem Verzug erforderlich.

• Im Hinblick auf die Modellierung der Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnun-

gen bei veränderlichen Spannungszuständen während der Austenit-zu-Bainit Phasen-

84 Rückschlüsse

umwandlungen gilt es auftretende Rück- und Nachverformungseffekte zu berücksich-

tigen. In diesem Zusammenhang führt die Reduzierung von überlagerten Spannungen

während der Phasenumwandlung, die knapp unterhalb der Streckgrenze des unterkühl-

ten Austenits bei der Umwandlungstemperatur liegen, zu einer Nachverformung um-

wandlungsplastischer Dehnung. Dies bedeutet, dass nach einer Spannungsreduzierung

auf 0 MPa der Wert umwandlungsplastischer Dehnung weiter zunimmt. Bei Reduzie-

rung von Spannungen, die in etwa halb so groß sind wie die Streckgrenze des unter-

kühlten Austenits bei der Umwandlungstemperatur

auf den lastfreien Zustand während

der Phasenumwandlung, tritt ein Rückverformungseffekt auf. Das bedeutet, dass der

Wert umwandlungsplastischer Dehnung nach der Spannungsreduzierung, während der

weiteren Phasenumwandlung abnimmt.

• Zur Verkürzung der Herstellzeit bei gleichzeitiger Minimierung des Verzuges von

Produkten aus Stahl, die in dem betrachteten thermo-mechanisch gekoppelten Prozess

hergestellt werden, ist es denkbar, den Rückverformungseffekt gezielt zu nutzen. Dazu

könnte die Presse nach der eigentlichen Formgebung für eine Zeit mit einer Kraft zu-

gehalten werden, wodurch in das Bauteil eine Spannung eingebracht wird. Diese

Spannung sollte idealerweise in etwa der Hälfte der Streckgrenze des unterkühlten

Austenits bei der jeweils vorliegenden Temperatur entsprechen. Die Zeitspanne für

den die Presse mit der entsprechenden Kraft zugehalten werden soll, sollte dabei in

etwa der Hälfte der Phasenumwandlungszeit in dem Produkt entsprechen.

• Die Entwicklungskinetik umwandlungsplastischer Dehnung in Abhängigkeit vom be-

reits umgewandelten Volumenanteil ist für die mit Spannung überlagerten Austenit-

zu-Bainit und die Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen verschieden und muss

folglich durch verschiedenartige Modellierungsansätze abgebildet werden. Während

sich für die martensitische Phasenumwandlung ein linearer Ansatz anbietet, muss für

die bainitische Phasenumwandlung ein nichtlinearer Ansatz gewählt werden.

• Für die Modellierung von Umwandlungseffekten auf Kornebene, die bei den mit

Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Phasenumwand-

lungen auftreten, sind die Kristallorientierungen des (unterkühlten) Austenits in die

Berechnungen mit einzubeziehen. Dabei haben insbesondere in Hinsicht auf die Ent-

wicklung umwandlungsplastischer Dehnungen, die Austenitkörner, die nahe der

[101]-Richtung (Belastungsrichtung) orientiert sind, eine hohe Affinität zur Bildung

dieser Dehnungen.

Zusammenfassung und Ausblick 85

6 Zusammenfassung und Ausblick

Die Zielsetzung dieser Dissertation bestand darin den Einfluss von der Phasenumwandlung

überlagerten Belastungen auf die Phasenumwandlungskinetik und die Entwicklung von pha-

senumwandlungsinduziertem Verzug zu untersuchen. Diesbezüglich galt es die Prozesse, die

die scherungsdominierten Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Entwicklungen, wäh-

rend eines thermo-mechanisch gekoppelten Massivumformprozesses zur Herstellung funktio-

nal gradierter Produkte, beeinflussen, sowohl auf makroskopischer, d.h. bezüglich vieler Kör-

ner, als auch auf mesoskopischer Ebene, d.h. bezüglich einzelner Körner, zu erfassen. Anhand

der Erkenntnisse, die auf makroskopischer Ebene ermittelt wurden, sollten dann Vorschläge

zur Optimierung der Mikrostrukturverteilung und zur Minimierung des Verzugs im Produkt

formuliert werden. Anhand der auf mesoskopischer Ebene ermittelten Erkenntnisse, sollten

Vorschläge für passgenaue Modelle, ansetzend auf der Kornebene, zur Vorhersage der Mikro-

strukturentwicklung erarbeitet werden. Auf dieser Motivation aufbauend, ergaben sich die

forschungsleitenden Fragen dieser Dissertation:

1. Inwiefern haben der Phasenumwandlung überlagerte Belastungen einen Einfluss auf

die Phasenumwandlungskinetik und die Entwicklung von phasenumwandlungsindu-

ziertem Verzug auf makro- und mesoskopischer Ebene?

2. Lassen sich die auf mesoskopischer Ebene beobachteten Dehnungs- bzw. Verzugsma-

xima und –minima, mit der Mikrostruktur korrelieren?

3. Welche Rückschlüsse lassen die gewonnenen Erkenntnisse für thermo-mechanisch

gekoppelte Herstellungsprozesse von funktional gradierten Strukturen aus niedrig le-

giertem Stahl zu und welche Rückschlüsse lassen sich für die Modellierung von Pha-

senumwandlungen in diesen Herstellungsprozessen ziehen?

Zur Beantwortung dieser Fragestellungen wurde im Rahmen der vorliegenden Arbeit der Ein-

fluss von verschiedenen überlagerten Spannungen auf die Phasenumwandlungskinetik und die

Entwicklung von Verzug untersucht. Neben konstanten Spannungen wurde in diesem Zu-

sammenhang, da sich während eines Massivumformprozesses der Belastungszustand ändert,

auch der Einfluss von während der Phasenumwandlung veränderlichen Spannungen unter-

sucht. Zudem wurde der Einfluss der chemischen Zusammensetzung auf das Phasenumwand-

lungsverhalten genauer betrachtet, um den Effekt von Seigerungen im Halbzeug auf das Pro-

Zusammenfassung und Ausblick

dukt abschätzen zu können. Anhand der angestellten Untersuchungen lassen sich die for-

schungsleitenden Fragen nunmehr wie folgt beantworten.

Zu Frage 1: Der Phasenumwandlung überlagerte Belastungen in Form von Spannungen beein-

flussen maßgeblich die Kinetik scherungsdominierter Phasenumwandlungsprozesse, wie auch

die Entwicklung von phasenumwandlungsinduziertem Verzug in der Ausprägung umwand-

lungsplastischer Dehnungen sowohl auf makro- als auch auf mesoskopischer Ebene. Im Ein-

zelnen lässt sich die Einflussnahme von Spannungen auf Phasenumwandlungsprozesse durch

folgende Stichpunkte zusammenfassen:

• Bei den isothermen Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlungen führen überlagerte

Spannungen zu einem beschleunigten Ablauf der Phasenumwandlung, verglichen mit

den bainitischen Phasenumwandlungen, die ohne externe Belastung ablaufen, wobei

mit höherem überlagertem Spannungsbetrag eine stärkere Beschleunigung beobachtet

wird. Dieser Beschleunigungseffekt lässt sich auf einen zusätzlichen mechanischen

Triebkraftanteil für die Phasenumwandlung durch die überlagerten Spannungen zu-

rückführen, wobei dieser die zur Umwandlung benötigte Enthalpie-Differenz redu-

ziert. Zusätzlich führt eine auftretende Variantenauswahl, infolge der überlagerten

Spannung, zur Beschleunigung der Phasenumwandlung da bevorzugt die Bainitvarian-

ten wachsen, die in Belastungsrichtung orientiert sind und nur wenige, die senkrecht

dazu orientiert sind. Das bedeutet wiederum, dass das Wachstum der Varianten in Be-

lastungsrichtung nur wenig durch senkrecht wachsende Varianten behindert wird und

dadurch beschleunigt ablaufen kann.

• Bei den Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen führen überlagerte Spannungen

zu einer Verschiebung der Martensit-Start-Temperatur zu höheren Werten, verglichen

mit den Phasenumwandlungen, denen keine externe Belastung überlagert ist. Dieses

Verhalten lässt sich auf den zusätzlichen mechanischen Triebkraftanteil durch das

überlagerte Spannungsfeld zurückführen, wodurch die benötigte Enthalpie-Differenz

zur Umwandlung vom Austenit in den Martensit geringer wird und damit bei höheren

Temperaturen ablaufen kann.

• Auf der makroskopischen Ebene betrachtet, führt eine Spannung, sowohl bei der Aus-

tenit-zu-Bainit als auch der Austenit-zu-Martensit Umwandlung, zu einer anisotropen

Volumenzunahme, die als umwandlungsplastische Dehnung bezeichnet wird. Die

Zusammenfassung und Ausblick 87

Vorzugrichtung dieser ist bei überlagerter Zugspannung in Belastungsrichtung orien-

tiert. Die mikrostrukturellen Gründe dafür können eine gerichtete Verformung der

Austenitphase und ein damit einhergehendes Wachstum der Bainit- oder Martensit-

phase in Richtung der Verformung während der Phasenumwandlung und/oder eine

Variantenauswahl sein. Laut den ermittelten Ergebnissen dominiert letzterer Effekt für

den untersuchten Fall. Bei der Variantenauswahl wachsen dann insbesondere die Vari-

anten, die in Belastungsrichtung orientiert sind, da durch die Spannung ein zusätzli-

cher Triebkraftanteil für diese Varianten zur Verfügung steht.

• Auf der mesoskopischen Ebene betrachtet, lassen sich bei den untersuchten Austenit-

zu-Bainit und den Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlungen, sowohl in den mit

Spannung überlagerten als auch in den nicht mit Spannung überlagerten Phasenum-

wandlungen, Längs-, Quer- und umwandlungsplastische Dehnungslokalisierungen

feststellen. Diese haben in etwa die Größe der durch die verwendete Austeni-

tisierungsbehandlung eingestellten Körner. In diesem Zusammenhang wurden die lo-

kalen Dehnungsverteilungen mit höheren überlagerten Spannungswerten homogener,

wobei ein immer stärkeres bevorzugtes Wachstum des Bainits oder Martensits in Be-

lastungsrichtung stattfindet. Dieses bevorzugte Wachstum lässt sich wiederrum auf ei-

ne Variantenauswahl zurückführen. Diesbezüglich existiert ein Zusammenhang zwi-

schen der Kristallorientierung des Austenits und dem Wachstum der bainitischen oder

martensitischen Strukturen.

• Beim makroskopischen Vergleich der Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnun-

gen in Abhängigkeit vom Volumenanteil der jeweiligen Tieftemperaturphase bei den

mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit Phasenum-

wandlungen konnten Unterschiede in der Kinetik beobachtet werden. Bei der marten-

sitischen Phasenumwandlung konnte eine lineare Zunahme umwandlungsplastischer

Dehnung in Abhängigkeit des martensitischen Volumenanteils beobachtet werden,

was auf eine gleichbleibende Effektivität der Variantenauswahl zurückgeführt werden

kann. Hingegen zeigt die Kinetik der Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnung

in Abhängigkeit vom bainitischen Volumenanteil einen deutlich nichtlinearen Charak-

ter, aufgrund einer zu Anfang der Umwandlung zunehmenden Triebkraft. Dies resul-

tiert aus dem Abbau von Versetzungen um die Bainitbündel durch thermisch aktivierte

Prozesse. Diese Triebkraft nimmt allerdings im Verlauf der bainitischen Phasenum-

wandlung ab durch eine gegenseitige Behinderung des Bainitbündelwachstums, wo-

raus der nichtlineare Verlauf resultiert.

Zusammenfassung und Ausblick

• Bei betragsmäßig gleichem Spannungsniveau entwickeln sich in der Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung makroskopisch absolut höhere Beträge umwandlungsplas-

tischer Dehnung, als in der Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung. Dieses Verhal-

ten lässt sich durch ein niedrigeres Verhältnis der Streckgrenze des unterkühlten Aus-

tenits zur wirkenden Spannung bei der bainitischen im Vergleich zur martensitischen

Phasenumwandlung begründen. Folglich ist das für die Variantenauswahl entschei-

dende Verhältnis der mechanischen zur chemischen Triebkraft bei der Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung höher, als bei der Austenit-zu-Martensit Phasenumwand-

lung, was wiederum zu dem beobachteten Verhalten führt.

• Sowohl die makroskopische Entwicklungskinetik, als auch der resultierende Betrag

umwandlungsplastischer Dehnungen ist bei der Austenit-zu-Bainit Phasenumwand-

lung abhängig von der chemischen Zusammensetzung des Stahls. So führt ein höherer

Anteil an den Legierungselementen Chrom, Mangan und Molybdän zu einer Verzöge-

rung der Phasenumwandlung. Infolgedessen haben die Prozesse bei der Austenit-zu-

Bainit Phasenumwandlung mehr Zeit die Versetzungen um die Bainitbündel aufzulö-

sen, wodurch länger Variantenauswahl stattfinden kann und somit höhere Werte um-

wandlungsplastischer Dehnung resultieren. Zudem beeinflusst der gelöste Kohlen-

stoffgehalt in der Mikrostruktur, der während der scherungsdominierten

Phasenumwandlungen die Gitterverzerrung bestimmt, die resultierenden Werte um-

wandlungsplastischer Dehnung insofern, dass die anisotrope Komponente der Volu-

menänderung größer wird, wenn der Kohlenstoffgehalt zunimmt.

• Die Reduzierung der Spannungen während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung

kann zu zwei unterschiedlichen Effekten, die auf mesoskopischer Ebene beobachtet

wurden, bei der weiteren Entwicklung umwandlungsplastischer Dehnungen führen,

wobei das Auftreten des jeweiligen Effektes von der Höhe der vormals überlagerten

Spannung abhängt. So führt eine Reduzierung von 50 MPa, was im betrachteten Fall

in etwa der Hälfte der Streckgrenze des unterkühlten Austenits entspricht, auf 0 MPa,

zu einer Rückverformung umwandlungsplastischer Dehnung. Hingegen führt die Re-

duzierung von 100 MPa auf 0 MPa, zu einer Nachverformung umwandlungsplasti-

scher Dehnung. In diesem Zusammenhang lässt sich der Rückverformungseffekt auf

ein bevorzugtes Wachstum der Bainitvarianten senkrecht zur Belastungsrichtung im

Anschluss an die Spannungsreduzierung zurückführen. Der Nachverformungseffekt

kann für den untersuchten Fall auf gerichtete Eigenspannungen zurückführt werden,

die während der mit Spannung überlagerten Phasenumwandlung entstanden sind,

Zusammenfassung und Ausblick 89

wodurch auch nach der Spannungsreduzierung eine Variantenauswahl stattfinden

kann.

• Der Vergleich der makro- und mesoskopischen Längs-, Quer- und umwandlungsplas-

tischen Dehnungsentwicklungen zeigt bei den untersuchten Phasenumwandlungen ei-

ne gute Übereinstimmung bei einer maximalen Abweichung von -0,1 % bis 0,2 %

der Dehnungswerte zueinander. Die beobachteten Abweichungen lassen sich auf den

eingeschränkten Betrachtungsbereich bei den Messungen auf mesoskopischer Ebene

zurückführen, weshalb der mesoskopische Messbereich in einem geringerem Maße

durch phasenumwandlungsbestimmende Randbedingungen wie Temperaturgradienten

und Probengeometrie, beeinflusst wird als der makroskopische Messbereich.

Zu Frage 2: Die auf mesoskopischer Ebene gemessenen Dehnungs-, Verzugsmaxima und –

minima lassen sich mit der Mikrostruktur korrelieren, wenn den betrachteten Phasenumwand-

lungen eine Spannung überlagert ist. Im Speziellen lassen sich anhand der gewonnenen Er-

kenntnisse diesbezüglich folgende Aussagen treffen:

• Bei den mit Spannung überlagerten Austenit-zu-Bainit und Austenit-zu-Martensit

Phasenumwandlungen findet in den Bereichen, die lokal hohe umwandlungsplastische

Dehnungen zeigen, eine ausgeprägte Variantenauswahl innerhalb günstig orientierter

Austenitkörner statt. Dabei entstehen und wachsen aufgrund der günstigen Lage dieser

zum überlagerten Spannungsfeld bevorzugt die Varianten, die in der Nähe der [101]-

Richtung orientiert sind. Diese wenigen Varianten interagieren folglich beim Wachs-

tum nur wenig mit anderen Varianten. Dementsprechend resultieren hohe lokale um-

wandlungsplastische Dehnungen. Der Effekt der Variantenauswahl nimmt in diesem

Zusammenhang mit zunehmender überlagerter Spannung zu, wodurch das Wachstum

einer kleiner werdenden Anzahl von Varianten bevorzugt wird und die gemessenen

umwandlungsplastischen Dehnungen ebenfalls zunehmen. Hingegen findet in den Be-

reichen, die lokal niedrige oder keine umwandlungsplastische Dehnung zeigen, keine

oder nur wenig Variantenauswahl statt, wodurch viele Varianten entstehen und wach-

sen können, die bevorzugt in der Nähe der [001]- und [111]-Richtung orientiert sind.

Diese vielen Varianten interagieren bzw. behindern sich gegenseitig beim Wachstum,

wodurch keine oder nur wenig umwandlungsplastische Dehnung resultiert.

Zusammenfassung und Ausblick

• Die in den bainitischen und martensitischen Phasenumwandlungen entstehenden Lan-

zettenstrukturen werden mit steigenden Spannungen in der Breite gröber. Die Zunah-

me der Breite resultiert aus der auftretenden Variantenauswahl. Durch die überlagerten

Spannungen wird das Wachstum weniger Varianten gefördert. Diese interagieren beim

Wachstum wenig mit anderen Varianten und dadurch können diese Lanzetten breiter

werden.

• Bei den Entlastungsversuchen während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung

tritt bis zum Zeitpunkt der Spannungsreduktion Variantenauswahl auf, wodurch sich

zunächst positive Werte umwandlungsplastischer Dehnung entwickeln. Nach der Re-

duktion von 50 MPa überlagerter Spannung, welche stattfand nachdem sich 50 % der

maximal erreichbaren umwandlungsplastischen Dehnung entwickelt hatten, wuchsen

die bereits entstandenen Varianten bis zum Erreichen eines Hindernisses weiter.

Dadurch entwickeln sich lokal weiterhin positive Werte umwandlungsplastischer

Dehnung. In den bis zum Zeitpunkt der Spannungsreduzierung noch nicht umgewan-

delten Bereichen entstehen und wachsen dann insbesondere die Bainitvarianten, die in

[001]- und [111]-Richtung orientiert sind, wobei diese senkrecht zu den vormals ener-

getisch bevorzugten Varianten ([101]-Richtung) orientiert sind. In Folge dessen ent-

wickeln sich in diesen Bereichen negative Werte umwandlungsplastischer Dehnung,

wodurch der makroskopische Rückverformungseffekt beobachtet wird, da die lokale

Abnahme der umwandlungsplastischen Dehnung insgesamt stärker ist als die Zunah-

me.

• Die zugrundeliegenden Austenitorientierungen haben einen starken Einfluss auf die

Entwicklung von umwandlungsplastischen Dehnungen in den mit Spannung überla-

gerten scherungsdominierten Phasenumwandlungen. Anhand einer selbstentwickelten

Methode zur Berechnung der Austenitkristallorientierungen, ausgehend von den Bai-

nit- oder Martensitkristallorientierungen, konnte gezeigt werden, dass die Phasenum-

wandlung der Austenitkörner, die lokal eine starke Entwicklung umwandlungsplasti-

sche Dehnung zeigen, vorzugsweise über geringe Orientierungsverschiebungen

innerhalb der inversen Polfiguren geschieht. Diesbezüglich sind sowohl die resultie-

renden Bainit- oder Martensitvarianten, als auch der zugrunde liegende Austenit in der

Nähe der [101]-Richtung orientiert, was für die bevorzugte Lage dieser Orientierung

für die Variantenauswahl entsprechend des Magee Ansatzes, spricht.

Zusammenfassung und Ausblick 91

Zu Frage 3: Anhand der in der vorliegenden Arbeit erarbeiteten Erkenntnisse, lassen sich ei-

nige Rückschlüsse für thermo-mechanisch gekoppelte Herstellprozesse von funktional gra-

dierten Strukturen und für die Modellierung von scherungsdominierten Phasenumwandlungen

in diesen Herstellprozessen ziehen. Diese lassen sich wie folgt zusammenfassen:

• Da die chemische Zusammensetzung einen wesentlichen Einfluss auf die Phasenum-

wandlungskinetik und die Entwicklung von phasenumwandlungsinduziertem Verzug

hat, sollten lokale Variationen der chemischen Zusammensetzung im Halbzeug, soweit

möglich, vor dem Schmiedeprozess ausgeglichen werden.

• Durch eine überlagerte Spannung kann die Zeit zur Einstellung der gewünschten bai-

nitischen und martensitischen Gefüge am Bauteil verkürzt werden. Diese Spannungen

führen allerdings zu umwandlungsplastischen Dehnungen.

• Die bei den Entlastungsversuchen während der Austenit-zu-Bainit Phasenumwandlung

festgestellten Rück- und Nachverformungseffekte gilt es bei der Modellierung zu be-

rücksichtigen.

• Zur Verkürzung der Herstellzeit bei gleichzeitiger Minimierung des Verzuges wäre

eine gezielte Nutzung des Rückverformungseffektes denkbar.

• Die Entwicklungskinetik umwandlungsplastischer Dehnung ist für die mit Spannung

überlagerten Austenit-zu-Bainit und die Austenit-zu-Martensit Phasenumwandlung

verschieden und muss folglich durch verschiedenartige Modellierungsansätze abgebil-

det werden.

• Für die Modellierung von Phasenumwandlungseffekten auf der Kornebene sind die

Kristallorientierungen des (unterkühlten) Austenits in die Berechnung mit einzubezie-

hen. Dabei haben in [101]-Richtung orientierte Austenitkörner eine hohe Affinität zur

Bildung umwandlungsplastischer Dehnungen.

Mit den in dieser Dissertation ermittelten Ergebnissen war es möglich, eine Vielzahl von Op-

timierungsvorschlägen für den thermo-mechanisch gekoppelten Massivumformprozess zur

Herstellung von funktional gradierten Strukturen aus niedrig legiertem Stahl und deren Mo-

dellierung zu erarbeiten. Zur weiteren Verbesserung der funktional gradierten Strukturen und

der Modellierung der Mikrostrukturentwicklung in diesen, erscheint es sinnvoll, noch weitere

Aspekte genauer zu betrachten. So wäre es interessant den Einfluss von großen Verformun-

gen, wie sie in Massivumformprozessen üblicherweise auftreten, und die Auswirkungen von

kontinuierlichen Abkühlpfaden auf das makro- und mesoskopische Phasenumwandlungsver-

halten zu untersuchen. Außerdem wäre zur Verbesserung der Endprodukte eine Untersuchung

Zusammenfassung und Ausblick

der inhomogenen Mikrostrukturentwicklung zielführend, da in weiten Bereichen der unter-

suchten Flanschwelle nach dem Herstellprozess inhomogene Mikrostrukturen vorliegen. Zu

diesem Zweck wäre es möglich, eine keilförmige Probengeometrie einzusetzen, in der die

Temperatur in Richtung des breiten Endes zunehmen sollte, um eine inhomogene Gefügever-

teilung bei vergleichbarem Spannungs- oder Verformungszustand einzustellen.

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Lebenslauf 105

Lebenslauf

Name Martin Joachim Holzweißig

Geburtsdatum 15.09.1984

Geburtsort Paderborn

08.1994 bis 06.2001 Gesamtschule Paderborn-Elsen

07.2001 bis 02.2002 Union High School in Tulsa, Oklahoma, USA

02.2002 bis 07.2004 Gesamtschule Paderborn-Elsen

07.2004 Schulabschluss: Abitur

07.2004 bis 03.2005 Zivildienst bei der Caritas, Paderborn

10.2005 bis 06.2010 Diplomstudiengang Maschinenbau (Diplom II), Universität Pader-

born

10.2009 bis 03.2010 Diplomand in Zusammenarbeit mit der Daimler AG im Bereich Pro-

duktions- und Werkstofftechnik, Stuttgart

06.2010 Universitätsabschluss: Diplom-Ingenieur Maschinenbau (Diplom II)

Seit 06.2010 Wissenschaftlicher Mitarbeiter am Lehrstuhl für Werkstoffkunde,

Universität Paderborn