Cryobehandlung von Werkzeugstahl - Ruhr

Transcription

Cryobehandlung von Werkzeugstahl
Dissertation
zur
Erlangung des Grades
Doktor–Ingenieur
der
Fakultät für Maschinenbau
der Ruhr-Universität Bochum
von
Dipl.-Ing. André Oppenkowski
aus Gelsenkirchen
Bochum 2011
Dissertation eingereicht am: 11.01.2011
Tag der mündlichen Prüfung: 14.02.2011
Erster Referent: Prof. Dr.-Ing. W. Theisen
Zweiter Referent: Prof. em. Dr.-Ing. H. Berns
III
Inhaltsverzeichnis
Nomenklatur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . VII
1 Einleitung
1
1.1
Werkzeugstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
1
1.2
Technologische Aspekte der Wärmebehandlung von Werkzeugstählen . . .
4
1.2.1
Austenitisieren und Abschrecken
. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
4
1.2.2
Anlassen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
5
1.2.3
Verzug von Werkzeugstählen infolge der Wärmebehandlung
. . . .
5
Gefügeausbildung von Kaltarbeitsstählen . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
6
1.3.1
Erstarrung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
6
1.3.2
8
1.3.3
Anlassen von Werkzeugstählen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10
1.3
1.4
. . . . . . . . . . . . . . . . . . .
Martensitische Umwandlung in Stählen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12
1.4.1
Konstitution und Kristallographie der martensitischen Umwandlung 12
1.4.2
Kinetik der martensitischen Umwandlung . . . . . . . . . . . . . . . 14
1.4.3
Martensitmorphologien . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16
1.5
Cryobehandlung von Stählen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16
1.6
Folgerung, Wege und Ziele . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24
2 Experimentelle Methoden
27
2.1
Verwendete Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 27
2.2
Statistische Versuchsplanung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 28
2.3
Thermische Behandlung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32
2.4
2.5
2.3.1
Vorversuche . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32
2.3.2
Hauptversuche . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 33
Chemische Analysen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40
2.4.1
Optische Funkenspektrometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40
2.4.2
Energiedispersive Röntgenanalyse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40
Dilatometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41
IV
Inhaltsverzeichnis
2.6
2.7
Mikrostrukturelle Untersuchungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43
2.6.1
Probenpräparation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43
2.6.2
Rasterelektronenmikroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44
2.6.3
Rückstreuelektronenbeugung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44
2.6.4
Transmissionselektronenmikroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48
2.6.5
Fraktographie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48
Metallphysikalische Untersuchungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48
2.7.1
Mößbauerspektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 49
2.7.2
Mechanische Spektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 56
2.8
Phasenidentifikation und Eigenspannungsmessungen . . . . . . . . . . . . . 57
2.9
Mechanische Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 58
2.9.1
Härteprüfung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 58
2.9.2
3-Punkt-Biegeversuch . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 58
2.9.3
Bruchzähigkeitsversuch . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 60
2.9.4
Umlaufbiegeversuch . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 65
2.10 Tribologische Prüfung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 66
2.10.1 Stift-Schleifpapier-Versuch . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 66
2.10.2 Gleitverschleiß . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 67
3 Versuchsergebnisse des Stahles X153CrMoV12PM
69
3.1
Härte und Anlassverhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 69
3.2
Statistische Analyse der Faktorenwirkung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 71
3.3
Thermische Analysen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79
3.3.1
3.4
Dilatometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79
Gefügecharakterisierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85
3.4.1
Gefüge im REM nach unterschiedlichen Behandlungen . . . . . . . 85
3.4.2
Metallmatrix (EBSD) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 90
3.5
Restaustenitgehalt und Mikroeigenspannungen . . . . . . . . . . . . . . . . 93
3.6
Mechanische und tribologische Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . 96
3.6.1
Härte
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 96
3.6.2
Biegefestigkeit, Bruchdehnung, Verformungsarbeit . . . . . . . . . . 96
3.6.3
Bruchzähigkeit KIc . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102
3.6.4
Ermüdungsfestigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102
3.6.5
Abrasiver Verschleißwiderstand . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 105
3.6.6
Adhäsiver Verschleißwiderstand . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 106
Inhaltsverzeichnis
V
4 Versuchsergebnisse des Stahles X230CrVMo13-4PM
113
4.1
4.2
Untersuchungen zu mikrostrukturellen Veränderungen während einer Cryobehandlung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 121
5 Versuchsergebnisse alternativer Legierungssysteme
125
5.1
Härte und Anlassverhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 127
5.2
5.3
Mechanische Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 136
5.3.1
X153CrVMo12SM
5.3.2
X100CrMoV8-3 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 138
5.3.3
X50CrMoV8-2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 139
6 Diskussion
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 136
141
6.1
Analyse der Faktorenwirkung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 141
6.2
Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die Werkstoffeigenschaften . . . . 147
6.3
6.4
6.2.1
Gesamtbetrachtung der Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . 147
6.2.2
Zähigkeit
6.2.3
Ermüdung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 155
Werkstofftechnische Aspekte nach einer Cryobehandlung . . . . . . . . . . 157
6.3.1
Umwandlung von Restaustenit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 157
6.3.2
Ausscheidung von η-Karbiden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 161
6.3.3
Ausscheidungsverhalten nach einer Cryobehandlung . . . . . . . . . 163
6.3.4
Verteilung von virgin martensite nach einer Cryobehandlung . . . . 168
6.3.5
Auswirkungen einer Cryobehandlung auf Mikroeigenspannungen . . 174
Metallkundliche Vorgänge bei der Cryobehandlung . . . . . . . . . . . . . 177
6.4.1
Virgin Martensite . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 179
6.4.2
Karbidauflösung und Entstehung von Kohlenstoff-Clustern . . . . . 182
6.4.3
Isotherme Martensitbildung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 194
6.4.4
Zusammenfassung der metallkundlichen Vorgänge . . . . . . . . . . 196
7 Industrieversuche
7.1
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 153
199
Pressstempel für Kleinstschrauben . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 199
7.1.1
Beurteilung des Ausgangszustandes . . . . . . . . . . . . . . . . . . 199
7.1.2
Wärme- und Cryobehandlung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 200
7.1.3
Härte und Standzeiten der Stempel . . . . . . . . . . . . . . . . . . 201
7.1.4
Analyse verschlissener Werkzeuge . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 202
VI
Inhaltsverzeichnis
7.2
Werkzeuge für Kaltmassiv- und Blechumformung . . . . . . . . . . . . . . 208
7.2.1
Werkstoffe und Stempelformen
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 208
7.2.2
Wärme-/Cryobehandlung und Stanzversuche . . . . . . . . . . . . . 208
7.2.3
Gefügeentwicklung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 210
7.2.4
Härte und Verschleißergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 213
8 Zusammenfassende Schlussfolgerungen und Ausblick
221
8.1
Zusammenfassung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 221
8.2
Ausblick . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 224
Literaturverzeichnis
226
VII
Nomenklatur
Symbole
a
Risslänge
α
Ferritische Phasen (Ferrit, Bainit, Martensit)
αth
Thermischer Ausdehnungskoeffizient
γ
Austenitische Phase
ρ
Dichte
E
Energie
FQ
Zur Rissausbreitung führende Kraft
N
F
Kraft
N
∆G
Gibbssche freie Enthalpie
GI
Energiefreisetzungsrate für Modus I
H
Enthalpie
I
Kernspin
I(E)
Intensität
m
Anzahl durchzuführender Versuche
Mf
Martensit-Start-Temperatur
Ms
Martensit-Finish-Temperatur
Re
Streckgrenze
MPa
t
Zeit
s
tc
Haltezeit auf Cryotemperatur
h
T
Temperatur
°C
TA
Austenitisierungstemperatur
°C
TAnl
Anlasstemperatur
°C
Tq
Temperatur unterhalb Ms
°C
Ts
Schmelztemperatur
°C
∆TAb
Abkühlrate von RT auf Cryotemperatur
K/min
∆TAuf
Aufheizrate von Cryotemperatur auf RT
K/min
K−1
kg/m3
VIII
Nomenklatur
k
Anzahl zu untersuchender Faktoren
KI
Spannungsintensitätsfaktor für Modus I
KIc
Bruchzähigkeit für Modus I
σys
Fließspannung
σs0,2
0,2 %-Dehngrenze
σ
Spannung
σs
Streckgrenze
T
Temperatur
ϕ
Polarkoordinate, Winkel
r
Polarkoordinate, Radius
v
Geschwindigkeit
Va0
Anteil Martensit
wAb
Verschleißrate (Abrasion)
Probenbezeichnung
980/180
X153PMLN 2/1/n Exponent: Austenitisierungs-, Anlasstemperatur
Index: Abkühlrate, Cryo-Haltezeit, Aufheizrate
√
MPa m
mm/s
Nomenklatur
IX
Abkürzungen
ρ
prozentuale Bedeutung eines Faktors; Dichte
Al
Aluminium
ANOM
Analysis of means, Mittelwertanalyse
ANOVA
Analysis of variance, Varianzanalyse
ASTM
American Society for Testing and Materials
at.-%
Atomprozent
B
Probendicke
C
Kohlenstoff
CI
Confidence Index (EBSD)
Cr
Chrom
CSHM
Cryo-Sekundärhärtemaximum
DIN
Deutsches Institut für Normung
E, E-Modul
Elastizitätsmodul
EBSD
Electron-Backscatter-Diffraction, Rückstreuelektronenbeugung
EDX
Energy Dispersive X-Ray Analysis
EDZ
Ebener Dehnungszustand
ESU
Elektroschlackeumschmelzen
ESZ
Ebener Spannungszustand
Fe
Eisen
FHG
Freiheitsgrad
FP
Fischer-Wert
H
Probenhöhe
HIP
Heiß-Isostatisches Pressen
HSS
Schnellarbeitsstahl
HV
Vickershärte
IQ
Image Quality (EBSD)
KAS
Kaltarbeitsstahl
kfz
kubisch flächenzentriert
krz
kubisch raumzentriert
L
Probenlänge
LN2
Flüssigstickstoff; direkte Abkühlung Flüssigstickstoff
Ma.-%
Massenprozent
Mn
Mangan
Mo
Molybdän
X
Nomenklatur
MW
Mittelwert
N
Stickstoff
N2
gasförmiger Stickstoff
O
Sauerstoff
OL
Oktaederlücke
OPS
Oxidpoliersuspension
P
Phosphor
PM
Pulvermetallurgie bzw. pulvermetallurgisch hergestellt
RA
Restaustenit
REM
Rasterelektronenmikroskop, Rasterelektronenmikroskopie
RT
Raumtemperatur
s
Auflagerabstand
S
Schwefel
SHM
Sekundärhärtemaximum
Si
Silizium
SM
Schmelzmetallurgie bzw. schmelzmetallurgisch hergestellt
SQ
Summe der quadrierten Abweichungen
SQ’
Summe der quadrierten Abweichungen (nach Pooling)
t8/5
Abkühldauer von 800°C auf 500°C
TL
Tetraederlücke
V
Vanadium; Varianz
VAR
Vacuum-Arc-Remelting
Vol.-%
Volumenprozent
W
Probenhöhe
W
Wolfram
WAS
Warmarbeitsstahl
Wbh
Wärmebehandlung
WW
Wechselwirkung
X50
Kaltarbeitstahl X50CrMoV8-2
X100
Kaltarbeitstahl X100CrMoV8-3
X153
Kaltarbeitstahl X153CrVMo12 (Werkst.-Nr.: 1.2379)
X230
Kaltarbeitstahl X230CrVMo13-4 (Werkst.-Nr.: 1.2380)
ZTA
Zeit-Temperatur-Austenitisierung
ZTU
Zeit-Temperatur-Umwandlungs
1
1 Einleitung
1.1 Werkzeugstähle
Werkzeuge dienen der Formgebung von Werkstoffen. In der industriellen Anwendung haben sie insbesondere im Maschinen- und Anlagenbau sowie in der Automobiltechnik eine
große Bedeutung und somit einen wesentlichen Einfluss auf die Prozessproduktivität und
die Qualität des Endproduktes. Im Betrieb sind sie komplexen und häufig kombinierten
Beanspruchungen bei z.T. erhöhter Temperatur ausgesetzt. Allgemein wird die Lebensdauer von Werkzeugen durch Verschleiß und Bruch begrenzt. Aus diesem Grund kommen
Stähle zur Anwendung, von denen, mit Blick auf eine lange Lebensdauer, neben einer
hohen Festigkeit und Härte auch eine hohe Zähigkeit sowie ein hoher Widerstand gegen
Verschleiß, Korrosion und Kriechen gefordert wird.
Die Eigenschaften von Werkzeugstählen beruhen auf einem mehrphasigen Gefüge, welches über die chemische Zusammensetzung, die Art der Erzeugung und durch eine auf
die Fertigungs- und Gebrauchseigenschaften ausgerichtete Wärmebehandlung eingestellt
werden kann. In der Regel besteht das Gefüge aus einer martensitischen Matrix mit eingelagerten Karbiden, die je nach Legierungszusammensetzung in ihrem Typ und der chemischen Zusammensetzung variieren. Die Karbide haben durch ihre Art, Menge, Größe und
Form einen maßgeblichen Einfluss auf die Werkzeugeigenschaften [1]. Die martensitische
Matrix bestimmt maßgeblich Eigenschaften, wie Festigkeit und Zähigkeit, wohingegen
grobe Karbide für einen hohen Verschleißwiderstand sorgen [1].
Die Erzeugung von Werkzeugen basiert insbesondere bei großen Bauteilabmessungen auf
klassischen Gießverfahren, wie z.B. Block- oder Stranggießen. Bei der Erzeugung entstehen Seigerungen, wodurch sich unterschiedliche Materialeigenschaften innerhalb eines
Gussstückes ergeben. Deshalb folgen der herkömmlichen Erzeugung zur Verbesserung des
Reinheits- und Seigerungsgrades Umschmelzverfahren, wie das Elektroschlacke- (ESU)
und das Vakuumlichtbogenumschmelzen (Vacuum-Arc-Remelting, VAR). Zur Realisierung höherer Reinheiten und homogenerer Gefüge bietet besonders bei kleineren, komplex
geformten Werkzeugen eine pulvermetallurgische Herstellungsroute mit Verdüsung, Ver-
2
1 Einleitung
dichtung, Heiß-Isostatischem-Pressen, ggf. Warmumformung und Nachbearbeitung eine
Alternative.
Gemäß der europäischen Norm DIN EN ISO 4957 werden Werkzeugstähle nach ihrer chemischen Zusammensetzung in unlegierte und legierte Kaltarbeitsstähle, legierte Warmarbeitsstähle und Schnellarbeitsstähle unterteilt [2]. Stähle für Kunststoffformen werden
als eigene Werkzeugstahlgruppe angesehen, jedoch in der Norm nicht als eigene Gruppe
aufgeführt [1].
Kaltarbeitsstähle werden bei Umgebungstemperatur eingesetzt, können aber durch Reibungswärme oder bei der Polymerverarbeitung Temperaturen bis zu 250 °C annehmen.
Sie werden ausgehend vom Legierungsgehalt und der Gefügemorphologie in drei Untergruppen eingeteilt. Zur ersten Gruppe gehören die zähen, meist untereutektoiden Stähle
mit einem Kohlenstoffgehalt von ≈ 0,4 - 0,7 Ma.-%. Sie erreichen bei C-Gehalten unter
0,7 Ma.-% nicht die volle Martensithärte und sind bei Härtetemperaturen oberhalb Ac3
praktisch karbidfrei. Die harten Stähle der zweiten Gruppe mit etwa 0,8 - 1,3 Ma.-% Kohlenstoff werden von Temperaturen kurz oberhalb Ac1e gehärtet und enthalten kleine nicht
aufgelöste Sekundärkarbide. Die karbidreichen, ledeburitischen Chromstähle der dritten
Gruppe enthalten zusätzlich zu Kohlenstoffgehalten von 1,4 bis 2,1 Ma.-% hohe Gehalte
karbidbildender Legierungselemente, wie Chrom, Vanadium, Molybdän und Niob. Nach
der Wärmebehandlung besteht das Gefüge aus gröberen eutektischen Karbiden hoher
Härte und zusätzlich kleinen, nicht aufgelösten Sekundärkarbiden. Zwei typische Vertreter
dieser Gruppe sind die, auch in dieser Arbeit untersuchten, X153CrMoV12 (1.2379) und
X230CrVMo13-4 (1.2380). Durch die hohen Legierungselementgehalte sind einige KAS
der dritten Gruppe, insbesondere der genannte X230CrVMo13-4, als Gusswerkstoffe nur
noch sehr schwer warm umzuformen. Aus diesem Grund kommt heutzutage vermehrt eine
pulvermetallurgische Herstellung zur Anwendung [3, 4]. Zu den Hauptanwendungen der
Kaltarbeitsstähle gehören Werkzeuge zum Schneiden, Prägen und Umformen [3]. Darüber
hinaus kommen mittlerweile auch in diesen Anwendungsbereichen vermehrt Stähle mit einem Chromgehalt von 8 % als Alternative zur Anwendung. Gegenüber den ledeburitischen
Kaltarbeitstählen besitzen sie einen deutlich geringeren Karbidgehalt und weisen dadurch
bei gleicher Härte eine höhere Zähigkeit auf.
Warmarbeitsstähle werden für die spanlose Formgebung von Metallen bei Oberflächentemperaturen des Werkzeugs oberhalb von 200°C eingesetzt [2]. Bei Werkstücktemperaturen zwischen 400 und 1200 °C ist die Kühldauer des Werkzeugs und die Kontaktdauer zwischen Werkzeug und Werkstück für die Erwärmung der Werkzeugoberfläche entscheidend.
Aufgrund der zyklischen Beanspruchung enthalten Warmarbeitsstähle zur Erhöhung der
1.1 Werkzeugstähle
3
Zähigkeit im Vergleich zu Kaltarbeitsstählen weniger Kohlenstoff. Warmarbeitstähle werden je nach Temperaturbelastung in drei Gruppen unterteilt. Martensitische Stähle mit
geringer Sekundärhärte und einer relativ niedrigen Warm- und Zeitstandfestigkeit gehören
zur ersten Gruppe. Gruppe zwei umfasst Stähle mit höherem Legierungsgehalt und ausgeprägter Sekundärhärte. Bei langer Kontaktdauer und hoher Werkstücktemperatur kommen Stähle der dritten Gruppe zum Einsatz. Diese warmfesten und zunderbeständigen
austenitischen Stähle weisen bei Temperaturen oberhalb von 650 °C eine höhere Warmfestigkeit auf als martensitische Warmarbeitsstähle. Hauptanwendungsgebiete der Warmarbeitsstähle sind u.a. Druckgieß- und Strangpresswerkzeuge für Leichtmetalle [3].
Schnellarbeitsstähle verbinden die Warmfestigkeit der Warmarbeitstähle mit dem Verschleißwiderstand der Kaltarbeitsstähle. Sie werden vorwiegend für Werkzeuge eingesetzt,
die neben einer Verschleißbeanspruchung auch einer gewissen Erwärmung durch längeren
Kontakt mit dem Werkstück unterliegen. Dazu zählen hauptsächlich Zerspanungswerkzeuge, wie z.B. Bohrer oder Schneiden für Fräser [3]. Das Legierungssystem der Schnellarbeitsstähle basiert auf einem Kohlenstoffgehalt zwischen 0,8 und 1,4 Ma.-% sowie hohen
Gehalten an Wolfram, Molybdän, Vanadium, Kobalt und Chrom. In Verbindung führt
dies zur Bildung primärer und eutektischer Karbide in einer sekundärhärtenden martensitischen Matrix. Durch die hohe thermodynamische Stabilität sind diese Karbide auch
noch nach Wärmebehandlungen mit den meist hohen Austenitisierungstemperaturen von
>1100°C im Gefüge vorhanden. Zur Erhöhung des Verschleißwiderstandes können die Gehalte an C, Mo und V weiter gesteigert werden, wodurch der Anteil harter MC-Karbide
im Gefüge zunimmt. Im Gegensatz dazu führen Co-Gehalte zwischen 2 und 15 Ma.-% zur
Mischkristallverfestigung und erhöhen die Warmfestigkeit der Matrix. Ein typischer Vertreter der Schnellarbeitsstähle ist der HS6-5-2 (1.3343), welcher heutzutage neben anderen
Schnellarbeitsstählen aufgrund der guten Kombination von Festigkeit und Zähigkeit auch
für Kaltarbeitsstahlanwendungen, wie z.B. für Stanzwerkzeuge, eingesetzt wird. Hierfür
wird allerdings die Härtetemperatur deutlich gesenkt, da eine höhere Zähigkeit gegenüber
der Warmfestigkeit bei den typischen Anwendungen für Kaltarbeitsstähle im Vordergrund
steht.
4
1 Einleitung
1.2 Technologische Aspekte der Wärmebehandlung von
Werkzeugstählen
Je nach Anwendungsgebiet müssen Werkzeugstähle eine spezifische Kombination aus Verschleißwiderstand, (Warm-) Festigkeit und Zähigkeit aufweisen. Diese technischen Gebrauchseigenschaften werden in der Regel über eine mehrstufige Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und mehrfachem Anlassen, eingestellt.
1.2.1 Austenitisieren und Abschrecken
Ziel beim Härten ist die Härtesteigerung durch Einstellen einer vollständig martensitischen Matrix. Dazu wird der Werkstoff zunächst austenitisiert und für eine bestimmte
Zeit auf dieser Temperatur gehalten. Für die späteren Werkstoffeigenschaften ist dabei
die Wahl der Austenitisierungstemperatur und der Haltezeit auf dieser Temperatur von
entscheidender Bedeutung. Zu hohe Austenitisierungstemperaturen oder zu lange Haltezeiten können zu starkem Verzug, Kornvergröberung und damit schlechten mechanischen
Eigenschaften führen. Dies gilt besonders für Schnellarbeitsstähle, deren Austenitisierungstemperaturen nahe der Solidustemperatur liegen. Eine zu geringe Austenitisierungstemperatur hingegen kann zu einer geringen Härte führen, was auch den Verschleißwiderstand
negativ beeinflusst. Bei zu geringer Haltezeit und größeren Bauteilen besteht zudem die
Gefahr, dass das Bauteil im Kern nicht die geforderte Temperatur erreicht und somit nicht
durchgehärtet werden kann.
Nach dem Austenitisieren wird von Austenitisierungstemperatur schnell bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Geschwindigkeit der Abkühlung muss dabei so hoch gewählt
werden, dass diffusionsbasierte Umwandlungen unterdrückt werden und Martensit gebildet wird. Gleichzeitig muss die Geschwindigkeit so langsam wie möglich gewählt werden,
um die Gefahr von Verzug und Rissbildung zu minimieren. Als Abschreckmedien sind
Wasser, Öl, Druckgas und ruhende Luft zu nennen. Bei größeren Bauteilquerschnitten
kommt darüber hinaus auch die unterbrochene Härtung in einem Warmbad zum Einsatz. Dabei wird das Bauteil von Austenitisierungstemperatur direkt in ein Warmbad
getaucht. Nach anfänglich hoher Abkühlgeschwindigkeit bewirkt das Halten im Warmbad
einen Temperaturausgleich über den gesamten Bauteilquerschnitt, so dass die Gefahr von
Härterissen vermindert wird.
1.2 Technologische Aspekte der Wärmebehandlung von Werkzeugstählen
5
1.2.2 Anlassen
Da bei Werkzeugen neben Verschleiß auch mechanische Beanspruchungen auftreten, eignet sich das nach dem Härten stark heterogene Gefügegemisch aus sprödem Martensit,
Restaustenit und Karbiden nicht direkt für den Einsatz in Werkzeugen. Um für jeden
Anwendungsfall eine optimale Kombination aus Festigkeit, Härte, Verschleißwiderstand
und Zähigkeit einzustellen, erfolgt bei Werkzeugstählen nach dem Härten eine mehrstufige
Anlassbehandlung.
Ein Ziel dieser Behandlung ist die Beseitigung von Restaustenit, welcher unter mechanischen Beanspruchungen im Betrieb zu Martensit umwandeln kann (siehe Kap. 1.3.2).
Dies ist mit einer Volumenzunahme und somit einer positiven Maßänderung verbunden
und kann dazu führen, dass Werkzeuge klemmen. Die Umwandlung von Restaustenit in
Martensit erfolgt beim Abkühlen von Anlass- auf Raumtemperatur. In der Regel sind für
eine nahezu vollständige Umwandlung allerdings mehrere Anlassschritte bei Temperaturen >450°C nötig.
Für stark verschleißbeanspruchte Bauteile wird zudem die Möglichkeit zur Sekundärhärtung ausgenutzt. Bei einer Anlassbehandlung im Sekundärhärtemaximum (bei Werkzeugstählen meistens um 550°C) scheiden sich feinste sog. Sonderkarbide (0,005 - 0,1 µm)
aus und bewirken eine Ausscheidungshärtung des Martensits.
1.2.3 Verzug von Werkzeugstählen infolge der Wärmebehandlung
Bei der Wärmebehandlung von Werkzeugstählen ist besonders zu beachten, dass durch
Wärmeausdehnung und Gefügeumwandlungen Volumenänderungen auftreten, die nach
abgeschlossener Wärmebehandlung zu einem bleibendem Verzug führen können [5]. Allgemein tritt Verzug als Kombination aus einer Maßänderung und einer Formänderung
auf. Die Maßänderung entsteht aus Temperaturgradienten und Phasenumwandlungen,
während die Ursache für eine Formänderung unsymmetrisches Fließen ist. Bei kleineren
Werkzeugen und Bauteilen ist eine Volumenänderung durch Wärmeausdehnung vollständig
reversibel, so dass nach abgeschlossener Wärmebehandlung keine bleibende Formänderung
zu detektieren ist. Kommt allerdings eine inhomogene Temperaturverteilung hinzu, führen
sowohl Gefügeumwandlungen als auch Wärmeausdehnung zu inneren Spannungen. Lokal
können diese Spannungen die Fließgrenze überschreiten und so zu einem plastischen Spannungsabbau führen, der Verzug bewirkt. Eine inhomogene Temperaturverteilung tritt z.B.
beim Härten von größeren Bauteilen auf, wenn Rand und Kern unterschiedlich schnell
abkühlen.
6
1 Einleitung
Darüber hinaus sind beim Austenitisieren und Abschrecken von Werkzeugstählen die unterschiedlichen Gefügebestandteile zu berücksichtigen. So ziehen sich während der Abkühlung von Austenitisierungs- auf Raumtemperatur die einzelnen Gefügebestandteile entsprechend ihrer thermischen Ausdehnungskoeffizienten zusammen. Dies wird jedoch durch
die mit der martensitischen Umwandlung verbundende Volumenzunahme überlagert. Zusätzlich erhöht im Martensit oder Austenit gelöster Kohlenstoff das Volumen stärker als
aus dem Ferrit als Zementit ausgeschiedener. Aus diesem Grund führt das verbleiben
von Austenit im Gefüge nach dem Härten gegenüber dem Ausgangszustand zu einem
Schrumpfen der Werkzeuge, wohingegen ein sekundäres Anlassen und die damit verbundene Umwandlung in Martensit zu einem Wachsen führt [3].
1.3 Gefügeausbildung von Kaltarbeitsstählen
Im Folgenden wird die Gefügeausbildung von Kaltarbeitsstählen während der Herstellung
und Wärmebehandlung beispielhaft am Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12 erläutert. Dabei
sollen vor allem die im Gefüge enthaltenden Karbide im Vordergrund stehen.
1.3.1 Erstarrung
Die Vorgänge während der Erstarrung können einem mittels Calphad-Methode berechneten Zustandsdiagramm des X153 in Abbildung 1.1 entnommen werden. Bei dem angegebenen hohen C-Gehalten beginnt die Erstarrung unterhalb von 1400°C mit dem Wachstum
von Austenitdendriten in die Schmelze. Die damit verbundene Kohlenstoffanreicherung
der in den Zwischenräumen der Dendriten verbleibenden Restschmelze, führt bei weiterer
Abkühlung in den interdendritischen Räumen zur Bildung von eutektischen Karbiden
(Ledeburitkarbide) des hexagonalen Typs M7 C3 . Bei niedrigeren Temperaturen scheiden sich aus dem austenitischen Mischkristall, entsprechend der sinkenden Löslichkeit
für Kohlenstoff, sekundäre Karbide ebenfalls vom Typ M7 C3 aus. Im Allgemeinen beträgt
die Größenordnung der eutektischen Karbide je nach Legierungszusammensetzung 10 bis
100 µm, während die sekundären Karbide in einer maximalen Größe von etwa 1 µm im
Gefüge vorliegen [3]. Mit primären Karbiden, die sich direkt aus der Schmelze ausscheiden,
ist bei Werkzeugstählen mit etwa 13 Ma.-% Cr hingegen erst bei C-Gehalten >3,3 Ma.-%
zu rechnen [4].
Nach der vollständigen Erstarrung liegen die eutektischen Karbide als einzelne Lamellen
oder Platten in netzförmiger Anordnung vor, wohingegen die Sekundärkarbide gleichmäßig
dispergiert sind [6]. Da sich ein Karbidnetzwerk ungünstig auf die mechanischen Eigen-
7
Abb. 1.1: Mit Thermo-Calc™ berechnetes Zustandschaubild (quasi-binärer Schnitt) des Legierungssystems (Ma.-%) Fe-12Cr-0,9Mo-0,7V; die gestrichelte Linie kennzeichnet den CGehalt des X153
schaften von Werkzeugstahl auswirkt, werden kommerziell verfügbare Werkzeugstähle
nach der schmelzmetallurgischen Herstellung umgeformt. Dabei wird das Karbidnetzwerk
zerstört und die Karbide zeilenförmig ausgerichtet, wobei es auch zum Bruch einzelner
Karbidplatten kommen kann. Eine gleichmäßgie Karbidverteilung kann durch einen hohen
Umformgrad erreicht werden.
Bei pulvermetallurgischer Herstellung von Werkzeugstählen liegen wesentlich feinere und
gleichmäßig verteilte Karbide im Gefüge vor [4]. Durch die beim Pulververdüsen kleinen Erstarrungsquerschnitte der Pulverkörner entstehen feine Karbidlamellen im Eutektikum des Gußgefüges der Pulverteilchen. Diese Karbidlamellen koagulieren beim HeißIsostatischen Pressen vollständig zu kugelförmigen Karbiden und erreichen je nach Prozesstemperatur und Haltezeit eine Größe von etwa 1-3 µm. Durch eine anschließende Umformung wird die Karbidverteilung nicht beeinflusst, die Zähigkeit aber in der Regel angehoben.
8
1 Einleitung
1.3.2 Austenitisieren und Abschrecken
Wie in Abbildung 1.1 zu erkennen, besteht das Gefüge des X153 bei einer praxisnahen
Austenitisierungstemperatur zwischen 950 und 1080°C aus einer austenitischen Matrix
mit M7 C3 -Karbiden. Eine steigende Austenitisierungstemperatur führt zu einer vermehrten Auflösung der kleinen, sekundären Karbide, so dass der C-Gehalt im Austenit mit
TA steigt. Im Gegensatz dazu bleiben die gröberen, eutektischen Karbide bestehen und
werden erst nach Überschreiten der Solidustemperaturen aufgelöst. Durch die Karbidauflösung wird der Gehalt an Kohlenstoff und weiteren im Karbid gelösten Legierungselementen im Austenit erhöht. Für die Aufhärtung des Werkstoffs beim Härten ist der im
Austenit gelöste Gehalt an Kohlenstoff relevant. Die weiteren Legierungselemente, wie z.B.
Chrom, Molybdän und Vanadium, verbessern die Einhärtung [3]. Obwohl nicht aufgelöste
Karbide die Bewegung von Korngrenzen behindern und so das Kornwachstum verlangsamen, kann es bei zu hohen Austenitisierungstemperaturen und zu langen Haltezeiten
zu einem gröberen Korn kommen, welches die mechanischen Eigenschaften und insbesondere die Zähigkeit negativ beeinflusst. Darüber hinaus können kantige, eckige Karbide
und sogar Aufschmelzungen auftreten, aus denen sich beim Abkühlen die typischen ledeburitischen Gussstrukturen bilden. Diese bilden sich meist netzartig und beeinträchtigen
ebenfalls die Zähigkeit.
Im Zeit-Temperatur-Umwandlungs (ZTU-) Schaubild des Stahles X153 in Abbildung
1.2 ist der Verlauf der Abkühlung beim Härten von Austenitisierungstemperatur dargestellt. Ziel beim Härten ist die Einstelllung einer vollständig martensitischen Matrix.
Dies bedeutet, das die Abkühlung so schnell wie möglich erfolgen muss, um diffusionsbasierte Umwandlungen zu Perlit (P) oder Bainit (B) zu unterdrücken. Der durch
die Austenitisierungstemperatur eingestellte Matrixlegierungsgehalt beeinflusst die ZeitTemperatur-Umwandlungskinetik während der Abkühlung von Austenitisierungstemperatur. Dem ZTU-Schaubild des Stahls X153 in Abbildung 1.2 ist zu entnehmen, dass die Umwandlung von Austenit in Martensit mit Unterschreiten der Martensit-Start-Temperatur
(Ms ) beginnnt. Mit Unterschreiten der Martensit-Finish-Temperatur (Mf ), welche bei
hochlegierten Werkzeugstählen für die in der Praxis angewendeten Austenitisierungstemperaturen in der Regel unterhalb Raumtemperatur (RT) liegt, wird die Martensitbildung
abgeschlossen (technisch). Mit steigendem Legierungsgehalt des Austenits wird die martensitische Umwandlung und damit Ms und Mf zu niedrigeren Temperaturen verschoben. Liegt Mf unterhalb RT, wandelt der Austenit nicht vollständig in Martensit um und
es verbleibt nach dem Abschrecken bis RT, z.B. in Öl, Restaustenit im Gefüge. Wird
auch Ms unterhalb Raumtemperatur verschoben, so liegt nach dem Abschrecken eine
9
vollständig austenitische Matrix vor. Im Gefüge vorhandener Restaustenit ist in der Regel unerwünscht und kann durch Tiefkühlen, Anlassen oder verformungsinduziert durch
eine Umformung in Martensit umgewandelt werden.
Abb. 1.2: Kontinuierliches
Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild
des
Kaltarbeitstahles
X153CrMoV12 [7]; Die Auswirkungen der voreutektoiden Karbidausscheidungen ist
schematisch durch den Anstieg von Ms zur Bainitnase gekennzeichnet.
Neben der Umwandlung von Austenit in Martensit können während des Abschreckens
in Abhängigkeit der Abkühlgeschwindigkeit in unterschiedlichen Temperaturbereichen
auch Ausscheidungen von Karbiden im Austenit und Martensit auftreten. Diese Karbide haben einen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften und sind für eine nach
dem Härten durchgeführte Cryobehandlung ebenfalls von Bedeutung. Bei der im Allgemeinen übereutektoiden Zusammensetzung hochlegierter Werkzeugstähle kann es bei zu
langsamer Abkühlung im Temperaturbereich von etwa 1000 - 700°C zu einer Ausscheidung von Karbiden aus dem Austenit kommen [3, 8]. Diese sogenannte voreutektoide
Ausscheidung verringert den gelösten Kohlenstoffgehalt des übereutektoiden Austenits
und führt somit zu einer Erhöhung von Ms . Die Bildung erfolgt ohne Keimbildung an
10
1 Einleitung
nicht aufgelösten Teilchen im Korn oder durch Keimbildung bevorzugt an Korngrenzen,
was zu einer Abnahme der Zähigkeit führen kann. Eine zunehmende voreutektoide Ausscheidung verringert sowohl Aufhärtung als auch Einhärtung und kann bei hochlegierten
Werkzeugstählen die Anlassbeständigkeit und Sekundärhärte reduzieren [9]. Aus diesem
Grund kann die bei niedriglegierten Stählen in der Praxis verwendete t8/5 -Zeit, welche
die Dauer der Abkühlung im Temperaturbereich einer möglichen Perlitbildung von 800°C
auf 500°C angibt, für hochlegierte Stähle nicht angewendet werden, da die mit Erreichen
von 1000°C auftretenden Karbidausscheidungen nicht berücksichtigt werden. Weiterhin
können in niedrigeren Temperaturbereichen unterhalb Ms durch Selbstanlasseffekte Karbide aus dem Martensit ausgeschieden werden. Diese Karbidausscheidungen werden durch
die martensitische Umwandlung und den höheren Diffusionkoeffizienten für Kohlenstoff
im Martensit begünstigt und treten daher bevorzugt in den zuerst gebildeten Martensitbereichen auf, weil der Kohlenstoff knapp unterhalb von Ms diffundieren kann. Die Folge
ist eine geringere Aufhärtung. Für hochlegierte Stähle fällt der Selbstanalasseffekt aber
geringer aus, da durch die hohen Austenitisierungstemperaturen und Matrixlegierungsgehalte Martensit erst bei niedrigerer Temperatur gebildet wird, wo die Diffusion erschwert
ist [10].
1.3.3 Anlassen von Werkzeugstählen
Nach dem Härten besteht das Gefüge von Werkzeugstählen aus sprödem Martensit, den
für den Stahl üblichen Legierungskarbiden und ggf. Restaustenit. Ziel des Anlassens ist
die Verbesserung der Maßstabilität durch Beseitigung von Restaustenit und durch eine Entspannung des Martensits, der dadurch an Zähigkeit gewinnt. Die auftretenden
Gefügeveränderungen beim Anlassen sind im Wesentlichen abhängig von der Anlasstemperatur und der Anlassdauer und können in mehrere, sich überlagernde Anlassstufen
unterteilt werden [3, 10, 11].
Bereits bei Temperaturen unterhalb von 100°C ist der Martensit instabil und interstielle
Atome können zu Fehlordnungen seigern. In C-reichen Stählen wird nach langen Haltezeiten (bis zu mehreren Wochen) das orthorhombische η-Fe2 C-Karbid ausgeschieden. In
der ersten Stufe, bei Temperaturen von etwa 80°C bis 250°C, kommt es zur Ausscheidung
von -Fe2 C-Karbiden und einer Verringerung der tetragonalen Verzerrung des Martensits.
Die ausgeschiedenen -Karbide weisen eine hexagonal dichtest gepackte Gitterstruktur auf
und liegen stäbchen- oder plattenförmig innerhalb des Martensits vor. Damit verbunden
konnte in Stählen mit höheren C-Gehalten eine Zunahme der Härte verzeichnet werden.
In der zweiten Anlassstufe (etwa 230°C bis 300°C) wandelt Restaustenit in Abhängigkeit
11
der Legierungszusammensetzung zu Gefügestrukturen bestehend aus Bainit und Zementit (Fe3 C) um. Die dritte Anlassstufe läuft im Bereich zwischen 200°C und 350°C. Dabei
zerfallen -Karbide und es bildet sich Zementit. Infolgedessen verliert der Martensit weiter
an Tetragonalität und nähert sich einem ferritischen Gefüge. Die Bildung von Zementit
kann dabei allgemein an Grenzflächen zwischen -Karbiden und der Matrix, an Korngrenzen oder bei höheren C-Gehalten auch an Martensitzwillingen erfolgen. Mit dem Wachstum der Fe3 C-Ausscheidungen lösen sich die -Karbide allmählich auf. Zementit liegt in
Form von dünnen Bändern entlang der Grenzflächen zwischen den einzelnen Martensitplatten. Oberhalb von etwa 350°C (vierte Anlassstufe) formen sich die Zementitbänder
weiter ein und erreichen mit etwa 500°C eine Kugelform mit etwa 0,1 µm Durchmesser.
Mit längeren Haltezeiten beginnt Ostwald-Reifung, wobei sich kleinere Zementitpartikel zugunsten größerer auflösen. Ab etwa 400°C setzt Erholung ein, wobei Versetzungen
abgebaut werden oder sich innerhalb der Latten des Martensits günstig anordnen. Mit Rekristallisation ist dagegen in Abhängigkeit der Legierungszusammensetzung erst bei etwa
600-700°C zu rechnen. Neben diesen vier Stufen tritt inbesondere bei Werkzeugstählen im
Temperaturbereich von etwa 500-600°C eine ausgeprägte Sekundärhärte auf. Entscheidend dafür sind Sonderkarbidbildner wie Cr, Mo, V und W. Ihr Gehalt in der Matrix
wird nach Fischmeister et al. als Ausscheidungspotential bezeichnet [12]. Folglich ist die
Härtesteigerung umso ausgeprägter, je höher die Austenitisierungstemperatur und damit
der Gehalt an gelöstem Cr, Mo, V und W ist. Nähere Untersuchungen von Fischmeister et
al. zu Sonderkarbiden in Schnellarbeitsstählen zeigten, dass die Elemente V und Mo beim
Sekundärhärten zusammen Ausscheidungen des Typs MC bilden, während Cr und Mo zur
Bildung von M2 C führen [13]. Darüber hinaus bilden die Elemente Mo und W Karbide
des Typs M6 C [3]. Beim Überschreiten der Anlasstemperatur im Sekundärhärtemaximum
kommt es zu einer deutlichen Reduzierung der Härte durch Vergröberung der Sonderkarbide und weiterer C-Verarmung im Martensit.
12
1 Einleitung
1.4 Martensitische Umwandlung in Stählen
Die martensitische Umwandlung bildet die Grundlage für das Gefüge des Großteils aller
Werkzeugstähle und ist von entscheidender Bedeutung für ihre Eigenschaften. Im Folgenden soll zunächst die Gitterstruktur von Austenit und Martensit sowie die Anordnung
von Atomen und Gitterlücken beschrieben werden. Danach soll auf Aspekte zur Kinetik
und Kristallographie der martensitischen Umwandlung eingegangen werden.
1.4.1 Konstitution und Kristallographie der martensitischen
Umwandlung
Für Eisenwerkstoffe und insbesondere Werkzeugstähle sind die beiden wichtigsten Gittertypen das kubisch flächenzentrierte (kfz) Gitter des γ-Eisens und das kubisch raumzentrierte (krz) Gitter des α-Eisens. Wie in Abbildung 1.3 zu erkennen, verbleiben zwischen den Eisenatomen Lücken im Gitter, in denen sich interstitielle Elemente wie C
oder N einlagern können. Da die Gitterlücken allerdings nicht groß genug für die Kohlenstoffatome sind, kommt es zu einer Gitterverspannung und einer begrenzten Löslichkeit.
Die Gitterlücken des γ-Eisens sind im Vergleich zum α-Eisen größer, woraus eine höhere
Löslichkeit für kleine Atome wie C, N oder H resultiert. Im α-Eisen existiert dafür eine
größere Anzahl an Gitterlücken, die mit der geringeren Packungsdichte zu einem höheren
Diffusionskoeffizienten führt.
(a) γ-Eisen
(b) α-Eisen
Abb. 1.3: Schematische Darstellung der Positionen von Eisenatomen und Gitterlücken in der Gitterstruktur von α- und γ-Eisen; wobei OL: Oktaederlücke und TL: Tetraederlücke bedeuten
[3].
13
Allgemein ist die martensitische Umwandlung eine diffusionslose strukturelle Phasenumwandlung, bei der eine Ausgangsphase durch eine gitterinvariante Scherungsbewegung in
eine Produktphase übergeführt wird. Dabei behalten die jeweiligen Atome ihre direkten
Nachbarn und nehmen ihre neue Gitterposition durch zueinander kooperativ ablaufende
Bewegungen ein. Ein einfaches Modell, welches die Gitterbeziehung zwischen Austenitund Martensitgitter beschreibt, wurde 1924 von Bain vorgeschlagen. Wie in Abbildung
1.4 zu erkennen, lässt sich das Martensitgitter aus zwei benachbarten Einheitszellen des
Austenitgitters ableiten und durch eine Drehung der x- und y-Achse um 45° ineinander
überführen, während die z-Achsen der beiden Strukturen parallel verlaufen. Das durch die
Drehung entstandene Gitter muss in der x- und y-Richtung gedehnt und in z-Richtung
gestaucht werden. Aufgrund der Tatsache, dass Oktaederlücken im Vergleich zu Tetraederlücken im kfz-Gitter des γ-Eisens fast doppelt so groß sind (0,103 nm bzw. 0,055 nm
[3]), wird angenommen, dass Kohlenstoff bevorzugt in diesen Lücken vorliegt. Da die martensitische Umwandlung diffusionslos abläuft müssen C-Atome nach der Umwandlung in
den Oktaederlücken des Martensitgitters zwangsgelöst bleiben. Dabei sind Oktaederplätze
im Austenitgitter nur mit einer Art Oktaederlücken im Martensit identisch, wodurch CAtome nur bestimme Plätze einnehmen können. Daraus resultiert eine tetragonale Verzerrung des Martensitgitters gegenüber einer krz-Einheitszelle. Für eine Erläuterung der
Umwandlung sind die durch das Bain-Modell beschriebenen Gitterverformungen allerdings noch nicht ausreichend. So ist neben der Volumenzunahme aufgrund der unterschiedlichen Packungsdichten in martensitischen Gefügen eine makroskopische Scherung
zu beobachten, die wesentlich kleiner ist als die Bain-Verzerrung. Zusätzlich verbleibt bei
der Martensitbildung eine invariante Ebene (Habitusebene), die entweder mit der Grenzfläche der Martensitplatten identisch ist oder deren Mittelrippe entspricht und durch das
Bain-Modell nicht erklärt werden kann. Darüber hinaus erfordert der Umwandlungsvorgang durch die auftretenden größeren Scherverformungen vielmehr eine Wachstumsfront,
die simultan neben der durch Bain beschriebenen Gitterverformung eine gitterinvariante
Verformung bewirkt [14]. Diese gitterinvariante Verformung erfolgt im inneren des umgewandelten Bereichs und kann durch Gleiten von Versetzungen oder Bildung von Zwillingen
ablaufen.
14
1 Einleitung
(a)
(b)
Abb. 1.4: Schematische Darstellung der phenomenologischen Beschreibung der martensitischen Umwandlung; a) Übereinstimmungen von Austenit- und Martensitgitter und Gitterdeformation zur Bildung eines Martensits mit richtigem c/a-Verhältnis (Bain-Modell); b) Gitterinvariante Verformung nach Bilby und Christian [15]
1.4.2 Kinetik der martensitischen Umwandlung
Bei der martensitischen Umwandlung wird die Kinetik der Umwandlung sowie die Morphologie des entstehenden Martensits durch die mit der Gitterdeformation verbundenen
Verzerrungsenergie bestimmt [14]. Austenit und Martensit besitzen in Abhängigkeit von
der Legierungszusammensetzung, der Temperatur und dem äußeren Druck eine bestimmte
freie Enthalpie G [16]. Abbildung 1.5 zeigt für eine bestimmte Legierungszusammensetzung unter der Annahme eines konstanten Drucks die Abhängigkeit der freien Enthalpie beider Phasen von der Temperatur. Zusätzlich sind die Enthalpien H beider Phasen
in Abhängigkeit der Temperatur aufgetragen. Diese verlaufen näherungsweise parallel,
da Austenit und Martensit ähnliche, temperaturabhängige spezifische Wärmekapazitäten
aufweisen. Weil ein System immer den Zustand niedrigster freier Enthalpie anstrebt, ist
beim Abkühlen von Austenitisierungstemperatur mit Unterschreiten von T0 Martensit
15
stabil gegenüber Austenit (GM <GA ). Die Umwandlung von Austenit zu Martensit startet allerdings nicht genau bei T0 , sondern erst bei einer gewissen Unterkühlung ∆T− .
Diese ist notwendig, da bei der martensitischen Umwandlung Energie für die Grenzflächenvergrößerung sowie für die elastische Scherung aufgebracht werden muss. Dazu
kommen noch Beträge für die Volumenänderung und die Erzeugung von Gitterfehlern
[16]. Analog dazu wäre für die Rückumwandlung in Austenit eine Überhitzung ∆T+ erforderlich. Für die mit Erreichen der Temperatur T-∆T− beginnende Umwandlung von
Austenit zu Martensit wirkt eine thermodynamische Triebkraft ∆G nach Gleichung 1.1,
welche die Umwandlung vorantreibt. Darüber hinaus ist Abbildung 1.5 zu entnehmen,
dass bei der Umwandlung gemäß Gleichung 1.2 Enthalpie frei wird.
∆G = GM − GA < 0
(1.1)
∆H = HM − HA < 0
(1.2)
Abb. 1.5: Schematische Darstellung der Gibbsschen freien Enthalpie G und der Enthalpie H bei der
Umwandlung von Austenit und Martensit.
Die martensitische Umwandlung erfolgt normalerweise kontinuierlich mit der Abkühlung,
d.h. der umgewandelte Anteil ist aufgrund schneller Keimbildung und Wachstum zeitlich unabhängig und nur abhängig von der Unterkühlung unter Ms [10]. Der Verlauf der
Umwandlung unterhalb Ms wird durch die Koistinen und Marburger Gleichung (Gl. 1.3)
beschrieben [17]. Darin sind Vα0 Anteil Martensit, Tq Temperatur unterhalb Ms und β ∼
=
16
1 Einleitung
-0,011. Aus der Gleichung geht zudem hervor, dass immer ein gewisser Anteil Restaustenit
im Gefüge verbleibt und praktisch keine Mf Temperatur existiert. Zur Vereinfachung wird
Mf aber als Temperatur definiert, bei der 95 % des Austenits in Martensit umgewandelt
ist.
1 − Vα0 = exp [β · (Ms − Tq )]
(1.3)
1.4.3 Martensitmorphologien
In Abhängigkeit der Legierungszusammensetzung und insbesondere des Kohlenstoffgehaltes können sich unterschiedliche Martensitmorphologien ausbilden. Bei niedrig legierten
Werkzeugstählen sind in der Regel zwei Martensitarten zu unterscheiden. Bis zu einem
Matrixkohlenstoffgehalt von etwa 0,4 - 0,5 Ma.-% und höheren Ms Temperaturen tritt vorwiegend lattenförmiger Martensit auf. Dieser besteht aus parallellen <1 µm breiten Latten,
die dicht nebeneinander liegen und zu Blöcken und Paketen gepackt sind. Die Anpassung
zwischen Austenit- und Martensitgitter erfolgt durch Versetzungen, wodurch der Lattenmartensit durch eine hohe Versetzungsdichte gekennzeichnet ist. Zudem verfügt er über
eine vergleichsweise gute Verformbarkeit [18]. Aufgrund der geringen Gehalte an Kohlenstoff verbleibt in der Regel kein Restaustenit.
Während höhere C-Gehalte (>0,8 Ma.-%) zu Plattenmartensit führen, besteht die Matrix
bei C-Gehalten im Bereich zwischen 0,5 und 0,8 % direkt nach dem Härten aus einem
komplexen Gemisch von Latten- und Plattenmartensit sowie Restaustenit. Charakteristisch für den Plattenmartensit sind die feinen, nadelförmigen Platten, die in verschiedenen
Winkeln zueinander stehen. Die Platten wachsen in Austenitkörner und zerteilen das Korn
in immer kleinere Bereiche. Zwischen diesen Bereichen bleibt in den Restzwickeln nicht
umgewandelter Restaustenit.
1.5 Cryobehandlung von Stählen
Mit dem Ziel, die Lebensdauer von Werkzeugen oder Bauteilen zu verlängern, gewann
die Cryobehandlung (auch Tiefstkühlung bzw. Deep Cryogenic Treatment, kurz: DCT)
in den letzten Jahrzehnten zunehmend an Bedeutung. Die Cryobehandlung ist ein einmaliger Zusatzprozess zur konventionellen Wärmebehandlung, bei dem bis weit unterhalb
von Raumtemperatur gekühlt wird. Zu unterscheiden ist dieser Prozess allerdings vom
konventionellem Tiefkühlen (Cold Treatment, kurz: CT). Das Tiefkühlen ist bereits seit
17
Langem in der Härtereitechnik etabliert und hat neben einer mehrstufigen Anlassbehandlung ebenfalls zum Ziel, im Gefüge vorhandenen Restaustenit zu beseitigen. Dazu werden
Stähle direkt nach dem Härten bis zu einem Temperaturbereich von etwa -80 bis -100°C
heruntergekühlt. Für die Praxis wird oft eine Temperatur um -84°C als Optimum für diese
Art der Behandlung angegeben [19, 20]. Da der metallkundliche Hintergrund der Restaustenitumwandlung beim Tiefkühlen im Erreichen von Mf liegt, kann die optimale Temperatur für eine maximale Restaustenitumwandlung gerade bei höher legierten Stählen
allerdings niedriger liegen. Obwohl auch mit dem Unterschreiten von Mf in der Praxis
immer ein gewisser Anteil Restautenit im Gefüge verbleibt, wird durch eine Tiefkühlung
direkt nach dem Härten in der Regel ein höherer Anteil umgewandelt als nach mehreren Anlassschritten. Darüber hinaus werden Härte und Festigkeit durch eine Tiefkühlung
im Vergleich zu einer mehrfachen Anlassbehandlung nicht verringert und auch die chemische Zusammensetzung der Matrix bleibt gleich. Auf diese Weise kann durch einen
Tiefkühlschritt für hochpräzise Bauteile und Komponenten mikrostrukturelle Stabilität
und folglich Maßgenauigkeit bei gleichzeitig höherer Matrixhärte gewährleistet werden.
Bei der Cryobehandlung hingegen steht nicht ausschließlich die Umwandlung von Restaustenit im Vordergrund. Zahlreiche Untersuchungen berichten, dass eine deutliche Steigerung der Werkzeugstandzeit bzw. der Bauteillebensdauer erzielt werden kann, wenn der
Werkstoff einer Behandlung unterzogen wird, die eine Kühlung auf -196°C beinhaltet. Im
Vergleich zu alternativen Methoden die Lebensdauer zu erhöhen, bietet die Cryobehandlung einige Vorteile. Im Gegensatz zu Beschichtungen wird z.B. der gesamte Querschnitt
des behandelten Materials beeinflusst [21]. Außerdem sind cryobehandelte Bauteile kostengünstiger gegenüber Hartmetallen sowie keramischen Werkstoffen und bieten zudem
einen Vorteil, wenn ein gewisser Betrag an Zähigkeit benötigt wird.
Von Lebensdauer steigernden Effekten einer Cryobehandlung wurde für viele Werkzeuge
wie Stempel, Fräser, Bohrer oder Schneidwerkzeuge berichtet. So erzeugten Firouzdor et
al. durch eine Cryobehandlung von HSS-Bohrern eine Erhöhung der Lebensdauer von 77
bis 126 % bezogen auf die bearbeiteten Werkstücke [22]. Drehwerkzeuge aus dem Schnellarbeitsstahl HS10-4-3-10 wiesen nach einer Cryobehandlung ebenfalls eine geringere Verschleißrate auf [23]. Yugandhar et al. führten Cryobehandlungen an Schneid- und Presswerkzeugen sowie Meißel und Pilgerwalzenwerkzeugen durch. Die Standzeiterhöhungen
beliefen sich im Vergleich zu konventionell wärmebehandelten Vergleichswerkzeugen auf
150 bis 200 % [24]. Eine umfangreichere Untersuchung diverser Stempel, Fräser und Bohrer
aus verschiedenen Werkstoffen lieferte ebenfalls eine deutliche Erhöhung der Werkzeugstandzeit [25]. Darüber hinaus wurde eine Cryobehandlung sogar bei Teilen aus dem
18
1 Einleitung
Automobilbau und insbesondere für hoch beanspruchte Teile im Rennsport, wie z.B.
Bremsbeläge, Bremsscheiben, Ventilfedern, Getriebeteile sowie Kugel- und Rollenlager,
erfolgreich angewendet [26].
Für die eingehende Ermittlung der Auswirkungen einer Cryobehandlung wurden bereits
zahlreiche Laboruntersuchungen an Werkzeugstählen durchgeführt [21, 27–30]. Die Ergebnisse zeigen, dass eine Cryobehandlung den Verschleißwiderstand und sogar die Zähigkeit
des Werkstoffs verbessern kann, wobei die Steigerung des Verschleißwiderstandes der signifikanteste und am häufigsten untersuchte Effekt ist. Es liegen auch viele Ergebnisse
zu Verschleißuntersuchungen gegen Adhäsion bzw. Gleitreibung vor, während nur wenige Abrasionsversuche durchgeführt wurden [28–30]. Eine der ersten umfangreicheren
Untersuchungen wurde von Barron durchgeführt [29]. Um die Unterschiede verschiedener Cryotemperaturen herauszufinden wurden insgesamt 19 unterschiedliche Stähle sowohl einer Tiefkühlung (-84°C), als auch einer Cryobehandlung (-196°C) unterzogen.
Die Ergebnisse sind auszugsweise in Abbildung 1.6 dargestellt und zeigen für alle untersuchten Werkzeugstähle, dass der Verschleißwiderstand im Vergleich zur konventionellen Wärmebehandlung durch eine Tiefkühlung signifikant gesteigert werden konnte.
Noch deutlicher wurde der Verschleißwiderstand durch eine Cryobehandlung erhöht. Für
Werkstoff
AISI
X153CrMoV12
D2
X40CrMoV5-1
H13
HS2-9-1
M1
HS6-5-2
M2
100MnCrW4
O1
35CrMo4
P20
100Cr6
W3
HS18-0-1
T1
Abb. 1.6: Auszüge aus den Ergebnissen von Barron; alle Angaben in % [29]
martensitische nichtrostende Stähle ergab sich ein leicht verbesserter Verschleißwiderstand, wobei die Unterschiede zwischen Tiefkühlen und Cryobehandlung gering ausfielen.
Dagegen ergaben die Untersuchungen bei ferritischen und austenitischen nichtrostenden
Stählen sowie unlegierten Stählen und Gusseisen weder nach einer Tiefkühlung noch einer
19
Cryobehandlung einen höheren Verschleißwiderstand. Allerdings weichen in der Literatur
die Steigerungen des Verschleißwiderstandes stark voneinander ab. Die Angaben der prozentualen Verbesserung variieren von wenigen bis zu einigen hundert Prozent. So zeigte
z.B. Collins für den Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12 eine Verbesserung des Verschleißwiderstandes durch eine Cryobehandlung von 10 %, während Barron etwa 800 % für den
selben Stahl erreichte [29, 30]. Ein weiterer Effekt der Cryobehandlung, der wiederholt
für unterschiedliche sekundärhärtende Stähle beobachtet wurde, ist eine Unterdrückung
und Verschiebung des Sekundärhärtemaximums zu niedrigeren Temperaturen.
Wegen dieser Bandbreite an unterschiedlichen Ergebnissen ist in den vergangenen Jahren eine kontroverse Diskussion über den Einfluss diverser Parameter auf das Ergebnis
einer Cryobehandlung entstanden. Abbildung 1.7 gibt einen Überblick über relevante Einflussfaktoren. Eine diskutierte Fragestellung ist, an welcher Position eine Cryobehandlung
Abb. 1.7: Einflussfaktoren auf das Ergebnis einer Cryobehandlung
innerhalb der einzelnen Prozessschritte einer konventionellen Wärmebehandlung durchgeführt werden sollte. Es konnte gezeigt werden, dass ein Tiefstkühlen direkt nach dem
Härten und vor dem Anlassen den größten Effekt auf die Werkstoffeigenschaften aufweist
[28, 31]. Dennoch wurden auch nach der vollständigen konventionellen Wärmebehandlung
durch eine Cryobehandlung noch positive Auswirkungen auf die Werkstoffeigenschaften
gefunden [31]. Darüber hinaus wurde auch für die Cryo-Temperatur und die Haltezeit
auf dieser Temperatur ein Einfluss auf den Verschleißwiderstand festgestellt [32]. Positive Effekte zeigen hierbei niedrigere Temperaturen und längere Haltezeiten, wobei Mohan
Lal herausstellte, dass eine längere Haltezeit einen größeren Einfluss aufweist als eine ver-
20
1 Einleitung
ringerte Temperatur [33]. Neben diesen Cryo-Parametern sind die zugehörigen Parameter
der konventionellen Wärmebehandlung ebenfalls umstritten. Die Austenitisierungstemperatur z.B. beeinflusst die Mikrostruktur für die Cryobehandlung, wenn diese direkt nach
dem Härten und vor dem Anlassen durchgeführt wird. Gerade der Einfluss der unterschiedlichen Gefügebestandteile wird kontrovers diskutiert, wobei viele Autoren niedrige
Austenitisierungstemperaturen präferieren, welche nach dem Härten und somit vor der
Cryobehandlung einen möglichst geringen Restaustenitgehalt gewährleisten [25, 32].
Neben der Parameterdiskussion zeigen auch die Unterschiede in den erzielten Ergebnissen, dass die bei dieser Behandlung ablaufenden Mechanismen sowie metallkundlichen
Hintergründe und damit die Ursachen für die Eigenschaftsverbesserungen bisher noch
nicht vollständig verstanden sind. In der Literatur werden dazu zahlreiche mögliche Ursachen für die Erhöhung der Lebensdauer durch eine Cryobehandlung genannt. Als mögliche
Ursache für die Steigerung des Verschleißwiderstandes wird neben der Umwandlung von
Restaustenit in Martensit vielfach die Ausscheidung feiner, sogenannter η-Karbide diskutiert. Aktuelle Untersuchungen zum Kaltarbeitstahl X153CrMoV12 (AISI D2) konnten
zwar keine dieser Karbide nachweisen, zeigen jedoch dass eine nach dem Härten durchgeführte Cryobehandlung das Karbidausscheidungsverhalten beim nachfolgenden Anlassen signifikant beeinflusst [27, 34–42]. Auf diese Weise kann im Vergleich zu einer rein
konventionellen Behandlung eine feine Verteilung von kleinen Karbiden eingestellt und
somit das Verschleißverhalten positiv beeinflusst werden. Weiterhin wurde berichtet, dass
nach einer Cryobehandlung mit folgendem Anlassschritt im Vergleich zur konventionellen
Wärmebehandlung deutlich geringere Eigenspannungen auftreten. Im Folgenden soll im
Detail auf die einzelnen Punkte eingegangen werden.
Die Erhöhung des Verschleißwiderstandes durch unterschiedliche Kühlbehandlungen führte
Barron ausschließlich auf die Umwandlung von Restaustenit in Martensit zurück, obwohl
der Restaustenitgehalt nicht näher quantifiziert wurde. Unabhänging zu Barrons Studie untersuchten Soundararajan et al. die Mikrostruktur des Federstahles C100S (AISI
1095) vor und nach einer Cryobehandlung [43]. Dabei fanden sie heraus, dass der ausgeprägteste Unterschied in der Mikrostruktur die Umwandlung von Restaustenit zu Martensit ist. Im Gegensatz dazu ergab sich in einer anderen Arbeit sowohl für den Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12 als auch für den Wälzlagerstahl 100Cr6 nur ein geringer Unterschied
im Restaustenitgehalt nach Kühlen bis -80°C bzw. -196°C [44]. Dagegen zeigt sich nach
Kühlen bis -196°C ein deutlich verbesserter Verschleißwiderstand. Aufgrund dieser Ergebnisse folgerten Meng et al., dass der Cryo-Effekt nicht alleine durch die Umwandlung
von Restaustenit begründet werden kann, sondern durch die bevorzugte Ausscheidung
21
von feinen η-Karbiden in einer Größenordnung von 5-10 x 20-40 nm. Diese konnten durch
TEM-Untersuchungen ausschließlich nach einer Cryobehandlung mit nachfolgendem Anlassen bei Temperaturen im Bereich um 180°C nachgewiesen werden.
Die genaue Zusammensetzung und Struktur der η-Karbide ist noch nicht vollständig geklärt. Untersuchungen von Meng et al. und Hirotsu et al. haben ergeben, dass es sich
um orthorhombische Vor-Zementit-Ausscheidungen handelt, welche sich analog zur Ausscheidung von -Karbiden beim Anlassen im niedrigen Temperaturbereich bilden [44, 45].
Durch die Ausscheidung von η-Karbiden kann eine leicht erhöhte Härte verzeichnet werden, was sich somit auch positiv auf den Verschleißwiderstand auswirkt [46]. Allerdings
sind diese Art von Karbiden nur bis zu Temperaturen von etwa 200°C stabil. Bei höheren
Temperaturen wird Fe3 C ausgeschieden, wobei η-Karbide genau wie -Karbide zerfallen
[10] und der Volumengehalt zu gering ist, um Härte und Verschleißwiderstand signifikant
zu beeinflussen [47]. Dies erklärt, warum in anderen Untersuchungen, bei denen höhere
Anlasstemperaturen angewendet wurden, keine dieser Karbide detektiert werden konnten
[27, 28, 35, 48]. Im Gegensatz dazu wiesen Yen und Kamody für den Schnellarbeitsstahl
HS-12-1-4-5 mittels Röntgendiffraktometrie einen höheren Gehalt an η-Karbiden nach,
wenn der Cryobehandlung ein Anlassschritt bei einer hohen Temperatur von 540°C im
Vergleich zu einer niedrigeren Temperatur von 205°C folgt [49]. Rhyim et al. gehen dagegen bei η-Karbiden von Karbiden des Typs M6 C aus und wiesen diese im Kaltarbeitstahl
X153CrMoV12 nach einer Cryobehandlung und hohem Anlassen nach [47]. Die Ergebnisse zeigten aber einen zu geringen Gehalt, um einen Einfluss auf den Verschleißwiderstand
zu haben.
Collins et al. untersuchten die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die mechanischen
Eigenschaften und die Verschleißrate diverser Werkzeugstähle [30, 32, 48, 50]. Für den
Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12 wurde nach einer Cryobehandlung in Abhängigkeit von
der Haltedauer auf Cryo-Temperatur ebenfalls ein höherer Gehalt an fein ausgeschiedenen
Karbiden detektiert. Die mikrostrukturellen Vorgänge die während der Behandlung ablaufen fassten Collins et al. als Tieftemperaturkonditionierung des Martensits zusammen.
Diese Konditionierung setzt sich aus einer Änderung der Gitterstruktur des Martensits
und der Entstehung einer hohen Dichte an Gitterfehlstellen zusammen. Die Gitterfehlstellen können beim Wiederaufheizen oder Anlassen als Keimstellen für die Bildung der
beobachteten feinen Karbide fungieren. Allerdings sei angemerkt, dass alle Beobachtungen ausschließlich auf quantitativen Analysen lichtmikroskopischer Aufnahmen basierten.
Dagegen liegen die von anderen Forschern nach einer Cryobehandlung detektierten Karbide im Submikrometerbereich und sind somit für lichtmikroskopische Untersuchungen zu
22
1 Einleitung
fein [31, 47, 51, 52].
In mehreren Studien untersuchten Bensely et al. den Verschleißwiderstand, die mechanischen Eigenschaften und Eigenspannungen des Einsatzstahl 20NiCrMo5 (AISI EN 353)
in drei unterschiedlichen Behandlungszuständen [53–57]. Diese umfassten eine konventionelle Wärmebehandlung sowie ein Tiefkühlen bis -80°C und eine Cryobehandlung bis
-196°C. Zuvor erfolgte ein Aufkohlen und abschließend ein Anlassschritt bei 150°C. Die
Ergebnisse zeigten in Bezug auf die konventionelle Wärmebehandlung eine Erhöhung des
Verschleißwiderstandes um 85 % für eine Tiefkühlung bzw. 372 % für eine Cryobehandlung. Die Erhöhung der Härte belief sich auf 3,5 %, wobei aber kein Härteunterschied
zwischen den beiden Kühlvarianten bestand [53]. Diese Verbesserungen sind begleitet
von einer Verringerung der Zugfestigkeit von 1,5 % bis 9,4 % [54]. Bensely et al. berichten weiter, dass durch beide Kühlbehandlungen im Vergleich zur konventionellen
Wärmebehandlung eine Reduzierung der Eigenspannungen an der Oberfläche um 53 %
auftritt [56]. Die Ermüdungslebensdauer konnte durch eine Tiefkühlbehandlung um 71 %
verbessert werden, wohingegen eine Cryobehandlung zu einer Minderung von 26 % gegenüber der konventionellen Behandlung führte [56]. Die Veränderung der mechanischen
Eigenschaften und des Verschleißverhaltens begründen Bensely et al. an erster Stelle mit
der Umwandlung von Restaustenit beim Herunterkühlen [53]. Die signifikante Reduzierung der Eigenspannungen hingegen wird mit der Ausscheidung eines hohen Volumenanteils fein verteilter Karbide beim Anlassen erklärt [55]. Letzteres wurde von Bensely
et al. aber weder durch mikrostrukturelle Untersuchungen, noch quantitative Analysen
bestätigt.
Pellizzari und Molinari erforschten die Auswirkungen verschiedener Cryobehandlungen
u.a. der drei Werkzeugstähle X153CrMoV12, X40CrMoV5-1 und HS6-5-2 [28, 58, 59].
Sowohl für die Zähigkeit als auch für den Verschleißwiderstand erwies sich eine Cryobehandlung direkt nach dem Härten und vor dem Anlassen als vorteilhaft. Die Steigerung des
Verschleißwiderstandes ordneten die Autoren vordergründig einer höheren und über den
Querschnitt homogeneren Härte sowie der gesteigerten Zähigkeit zu. Dagegen beschreiben
Liu et al. für ein verschleißbeständiges martensitisches Chromgusseisen, dass infolge einer
Cryobehandlung Härte und Verschleißwiderstand durch Reduzierung des Austenitgehalts
und eine feinere Ausscheidung von Sekundärkarbiden gesteigert werden [60].
Ähnliche Beobachtungen zum Karbidausscheidungsverhalten nach einer Cryobehandlung
wurden von Das et al. beschrieben. Im Vordergrund zahlreicher Untersuchungen einer
Cryobehandlung stand dabei der Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12 [27, 34–42]. Die Steigerungen des Verschleißwiderstandes im Vergleich zur reinen konventionellen Wärmebe-
23
handlung lagen bei 12 - 39 % für ein Tiefkühlen und bei 34 - 88 % für eine Cryobehandlung als Zwischenschritt. Diese Verbesserung begründen die Autoren zum einen mit der
Erhöhung des Martensitgehaltes durch das Kühlen unter Mf [35]. In diesem Zusammenhang wurde gezeigt, dass bei dem untersuchten Stahl durch einen Tiefkühlschritt Restaustenit zu einem großen Teil in Martensit umwandelt, die Umwandlung aber nur durch eine
Cryobehandlung nahezu vollständig abläuft. Zum anderen berichten die Autoren, dass
das Karbidausscheidungsverhalten durch eine vorhergegangene Cryobehandlung nachhaltig beeinflusst wird. Die nach einer Cryobehandlung im Gefüge vermehrt vorliegenden
Ausscheidungen wurden durch EDX-Analysen als Karbide vom Typ M23 C6 identifiziert
und von Das et al. ungeachtet des unüblichen Zusammenhanges aber aufgrund der vergleichbaren Größe und Morphologie sowie durch das Auftreten in zwei unterschiedlichen
Größenordnungen als kleine und große Sekundärkarbide bezeichnet [42]. Im Vergleich zu
tiefgekühlten oder konventionell wärmebehandelten Proben wurde bei cryobehandelten
Proben ein um bis zu 22,3 % höherer Karbidgehalt festgestellt. Die Analyse der Proben
erfolgte hierbei ausschließlich nach der vollständigen Wärme- bzw. Cryobehandlung mit
einem Anlassschritt bei 210°C. Zusätzlich nahm die Dichte sowohl an kleinen als auch an
großen Sekundärkarbiden (+250 % bzw. +100 %) zu und der mittlere Durchmesser der
Karbide ab (-34 % bzw. -23 %). Eine Änderung der chemischen Zusammensetzung oder
der Kristallstruktur wurde hingegen nicht detektiert. Weiterhin zeigten Das et al. in Gleitverschleißuntersuchungen auf, dass die Steigerung des Verschleißwiderstandes stark von
der Haltezeit auf -196°C beeinflusst wird [36]. Der Verschleißwiderstand nimmt zunächst
mit der Haltezeit zu und erreicht bei 36 h ein Maximum. Bei Proben, die länger als 36 h
auf -196°C gehalten wurden, konnte dagegen wieder ein geringerer Verschleißwiderstand
verzeichnet werden. Dies ist konform mit den Beobachtungen von Collins und Dormer,
die von einer monotonen Abnahme der Verschleißrate gegen Abrasion mit Steigerung
der Haltezeit von 0,5 bis 48 h berichten [48]. Die Erklärung für die Unterschiede im Verschleißwiderstand in Abhängigkeit der Haltezeit fanden Das et al. durch weiterführende
mikrostrukturelle Untersuchungen. Die Untersuchung cryobehandelter und anschließend
angelassener Proben zeigte analog zum Verschleißwiderstand, dass die Dichte kleiner und
großer Sekundärkarbide bis zu einer Haltezeit von 12 h kontinuerlich zunimmt, zwischen
12 und 36 h nahezu stagniert und für Haltezeiten >36 h wieder kontinuierlich abnimmt.
Demzufolge bieten 36 h cryobehandelte Proben eine für den Verschleißwiderstand optimale
Kombination aus Karbidgröße und Verteilung [37].
24
1 Einleitung
1.6 Folgerung, Wege und Ziele
Die vielen durchgeführten und veröffentlichten Untersuchungen haben mittlerweile zu einer gewissen wissenschaftlichen Akzeptanz geführt, dass eine Cryobehandlung die Lebensdauer von Bauteilen und insbesondere von Werkzeugen erhöhen kann. So sind inzwischen Kältetruhen und Kältekammern sowie Wärmebbehandlungsöfen mit integrierter Tiefkühleinrichtung kommerziell verfügbar. Für eine großtechnische Anwendung der
Cryobehandlung existieren aber noch zu viele Fragestellungen, die nicht ausreichend beantwortet sind. Mit Hilfe der verschiedenen, stark divergierenden metallkundlichen Erklärungsansätze können z.B. noch keine genauen Vorhersagen darüber getroffen werden,
wie hoch die erwartete Lebensdauerverbesserung nach einer bestimmten Cryobehandlung ausfällt und welche Parameter günstig sind. Für solche Vorhersagen ist ein besseres
Verständnis der metallkundlichen Vorgänge während und nach einer Cryobehandlung von
entscheidender Bedeutung. Nur wenn die ablaufenden Mechanismen vollständig verstanden sind, können Prozessparameter optimal angepasst werden.
Aus diesem Grund besteht das Hauptziel dieser Arbeit darin, die bisher ungeklärten
metallkundlichen Vorgänge während des gesamten Cryobehandlungszyklus, einschließlich
Abkühl- und Aufheizphase, zu untersuchen und einen Beitrag zum Verständnis der ablaufenden Mechanismen zu leisten. Dabei sollen u.a. folgende Fragen beantwortet werden:
Cryobehandlungsprozess
• Welche Parameter einer Cryobehandlung haben einen signifikanten Einfluss auf die
Werkstoffeigenschaften?
Werkstofftechnische Aspekte
• Liegen nach einer Cryobehandlung spezielle η-Karbide im Gefüge vor, die nach
konventioneller Wärmebehandlung nicht auftreten?
• Was passiert während einer Cryobehandlung mit dem nach Austenitisierung und
Abschrecken im Gefüge vorhandenen Restaustenit?
• Sind weitere, bisher nicht dokumentierte Gefügeänderungen zu detektieren?
1.6 Folgerung, Wege und Ziele
25
Metallkundliche Vorgänge
• Welche metallkundlichen Vorgänge laufen speziell während des Abkühlens von Raumtemperatur auf Cryotemperatur und der Haltezeit auf Cryotemperatur ab?
• Können die aktuell in der Literatur diskutierten Mechanismen und metallkundlichen Vorgänge durch weiterführende mikrostrukturellen Untersuchungen bestätigt
werden?
Werkstoff- und Werkzeugeigenschaften
• Die in anderen Studien durchgeführten Cryobehandlungen wurden oftmals nur einer konventionellen, praxisnahen Wärmebehandlung vergleichend gegenübergestellt.
Führt eine Cryobehandlung im Vergleich zu alternativen Wärmebehandlungen ohne
Tiefkühlung (angepasste Austenitisierungs- und Anlasstemperaturen sowie Anzahl
der Anlassschritte) ebenfalls eine deutliche Verbesserung der Werkstoffeigenschaften?
• Können die Erkenntnisse aus labortechnischen Untersuchungen direkt auf Werkzeuge, die unter realen, industriellen Bedingungen eingesetzt werden, übertragen
werden?
27
2.1 Verwendete Werkstoffe
Im Hinblick auf die in der Praxis oft verwendeten Werkzeugstähle wurde der ledeburitische Kaltarbeitsstahl X153CrMoV12-SM in schmelzmetallurgischer Ausführung (1.2379,
X153SM) als Versuchswerkstoff ausgewählt. Dieser Stahl hat sich aufgrund seiner guten
Härtbarkeit, seines hohen Verschleißwiderstandes und seiner akzeptablen Zähigkeit als
Standardwerkstoff für Kaltarbeitanwendungen etabliert. Da Werkzeugstähle zunehmend
pulvermetallurgisch (PM) hergestellt werden, wurde der 1.2379 auch als PM-Variante
(X153PM) in die Untersuchung miteinbezogen. Durch die pulvermetallurgische Herstellung kann für diesen Stahl bei gleichem Karbidvolumen eine fein-disperse Verteilung der
eutektischen Karbide eingestellt werden, während der über Block- oder Strangguss hergestellte und umgeformte Standardwerkstoff eine Karbid-Zeiligkeit aufweist. Neben der
Erhöhung der Biegefestigkeit bewirkt die homogene Karbidverteilung des pulvermetallurgischen Stahles auch quasi-isotrope Eigenschaften während der Wärme-, bzw. der Cryobehandlung ohne nennenswerte Seigerungen.
Darüber hinaus wurden die zwei schmelzmetallurgisch hergestellten Kaltarbeitsstähle
X100CrMoV8-3 (X100SM) und X50CrMoV8-2 (X50SM) in das Versuchsprogramm aufgenommen. Diese Stähle weisen im Vergleich zu den anderen einen wesentlich geringeren Karbidanteil auf und sollen dadurch eine höhere Zähigkeit gewährleisten. Um die
martensitische Umwandlung bei tiefen Temperaturen zu untersuchen, kam zusätzlich der
PM-Kaltarbeitsstahl X230CrVMo13-4 (X230PM) zur Anwendung. Die nominelle Zusammensetzung aller in diesem Projekt untersuchten Stähle ist in Tabelle 2.1 aufgelistet.
Als Schwerpunkt der Untersuchungen wurde die pulvermetallurgische Variante des X153
ausgewählt, da im Vergleich zur konventionellen Herstellung ein seigerungsarmes, homogenes Gefüge mit höherem Reinheitsgrad erzielt werden kann. Auf diese Weise können
Streuungen der Messergebnisse aufgrund einer inhomogenen Karbidverteilung und -größe
minimiert werden. Zusätzlich wurde das verwendete Probenmaterial direkt nach dem
Heiß-Isostatischen Pressen (HIPen) aus der Kapsel entnommen. Somit kann eine Vorzugs-
28
richtung von Karbiden aufgrund einer sonst üblichen Umformung ausgeschlossen werden.
Da die übrigen Versuchswerkstoffe nach der schmelzmetallurgischen Herstellung umgeformt wurden, erfolgte die Probenentnahme für 3-Punkt-Biege-, Verschleiß- und Dilatometeruntersuchungen ausschließlich parallel zur Umformrichtung durch mechanische Bearbeitung. Analog wurden die Proben bei PM-Material parallel zur Höhenausdehnung der
zylindrischen Kapselgeometrie entnommen.
Tab. 2.1: Mittels optischer Funkenspektroskopie (Abschn. 2.4.1) gemessene chemische Zusammensetzung der verwendeten Stähle (Angaben in Ma.-%)
Werkstoff
C
Cr
V
Mo
Si
Mn
N
S
P
Al
X153CrMoV12PM
1,55
11,90
0,70
0,86
0,38
0,33
0,05
0,00
0,02
0,00
X153CrMoV12SM
1,56
12,62
0,84
0,69
0,43
0,33
0,06
0,00
0,02
0,08
X230CrVMo13-4PM
2,32
12,71
3,46
0,96
0,38
0,41
0,07
0,01
0,01
0,00
X100CrMoV8-3
1,02
7,66
0,35
2,22
1,22
0,33
0,02
0,01
0,02
0,02
X50CrMoV8-2
0,49
7,47
1,76
1,38
1,06
0,69
0,02
0,01
0,02
0,02
2.2 Statistische Versuchsplanung
Grundlagen Bei vollständigen faktoriellen Versuchsplänen nimmt die Anzahl der durchzuführenden Versuche m mit der Anzahl der zu untersuchenden Faktoren k nach der
Gleichung m = 2k sehr schnell zu [61]. Ist erst wenig über eine Problemstellung bekannt und müssen demzufolge viele Faktoren untersucht werden, bieten sich sogenannte
Screening- oder auch fraktionelle faktorielle Versuchspläne an. Mit solchen Plänen ist es
möglich, viele Faktoren zu untersuchen, gleichzeitig aber den Versuchsaufwand gering zu
halten.
Eine spezielle Versuchsmethodik, um dies zu erreichen, stellen Taguchi Versuchspläne
dar. Dabei handelt es sich ebenso um fraktionelle faktorielle Pläne, bei denen eine genau ausgewählte Teilmenge aller Faktoren untersucht wird. Zur Erstellung eines Planes
werden standardisierte orthogonale Felder verwendet, die gegebenenfalls an das vorliegende Problem angepasst werden müssen. Ein Beispiel eines solchen Planes ist in Tabelle
2.2 dargestellt. Mit diesem so genannten L8 27 Feld können in 8 Versuchen 7 Faktoren
auf jeweils 2 Stufen untersucht werden. Die zu untersuchenden Faktoren und möglichen
Wechselwirkungen (WW) werden den 7 Spalten zugeordnet. Die Zeilen entsprechen den 8
durchzuführenden Versuchen und geben vor, auf welche Stufe jeder Faktor im betreffenden Versuchsablauf gestellt werden muss. Die Anpassung des Feldes an ein Problem ist
29
dann notwendig, wenn Wechselwirkungen der Faktoren untereinander nicht vernachlässigt
werden dürfen. Aus diesem Grund dürfen nur bestimmte Spalten mit Faktoren belegt werden. Andernfalls würde die Wirkung eines Faktor mit der Wechselwirkung zweier anderer
Faktoren vermengt werden. Dies bedeutet, dass die Auswirkungen eines Faktors nicht
von der Wechselwirkung zweier anderer Faktoren zu unterscheiden wären. Um dieses zu
vermeiden, werden im Allgemeinen spezielle Wechselwirkungstabellen verwendet, die alle Wechselwirkungen für den jeweiligen Plan beinhalten. So können Spalten identifiziert
werden, die nicht belegt werden dürfen. Diese freien Spalten werden nachträglich zur
Bestimmung der Wechselwirkung einzelner Faktoren untereinander herangezogen.
Tab. 2.2: Beispiel für ein standardisiertes orthogonales Feld eines Taguchi Versuchsplans. Es handelt
sich um ein L8 27 Feld, mit dem in 8 Versuchen 7 Faktoren auf jeweils 2 Stufen untersucht
werden können.
Spaltennummer
Exp. Nr.
1
2
3
4
5
6
7
1
1
1
1
1
1
1
1
2
1
1
1
2
2
2
2
3
1
2
2
1
1
2
2
4
1
2
2
2
2
1
1
5
2
1
2
1
2
1
2
6
2
1
2
2
1
2
1
7
2
2
1
1
2
2
1
8
2
2
1
2
1
1
2
Die Auswertung des Versuchsplanes kann zum einen auf der Grundlage des Mittelwertes
erfolgen, der sich aus den Wiederholungen der einzelnen, durchzuführenden Versuche ergibt. Zum anderen wird bei Taguchi Versuchen üblicherweise das Signal-Rausch-Verhältnis
(S/N-Verhältnis) berechnet. Dieses Verhältnis ist bekannt aus der Elektrotechnik und
stellt ein Maß für die Streuung um den Sollwert dar. Dabei sind S/N-Verhältnisse zu
unterscheiden, die für Merkmale mit einem festen Sollwert gelten und solche, die bei
Merkmalen zu verwenden sind, die im Idealfall möglichst große (z.B. Festigkeit) bzw.
möglichst kleine Werte (z.B. Verschleißrate) annehmen sollten.
Versuchsdurchführung Zur genauen Untersuchung einer Cryobehandlung müssen zahlreiche Einflussfaktoren berücksichtigt werden. Mit Hilfe der statistischen Versuchsplanung wurden nicht nur die häufig untersuchten Parameter Austenitisierungstemperatur,
Cryo-Temperatur und Haltezeit, sondern auch die Anlasstemperatur, die Abkühlrate von
30
Raumtemperatur auf Cryo-Temperatur und die Aufheizrate von Cryo-Temperatur auf
Raumtemperatur näher untersucht. Um einen möglichen Einfluss der genannten Faktoren auf die mechanischen Eigenschaften und den Verschleißwiderstand zu identifizieren, den Versuchsaufwand aber möglichst niedrig zu halten, wurde für den X153PM ein
Screening-Versuchsplan nach dem Taguchi-Verfahren erstellt. Die ausgewählten Faktoren
und zugehörigen Faktorstufen sind in Tabelle 2.3 dargestellt. Hierbei wurden die Austenitisierungstemperatur, die Aufheizrate sowie die Anlasstemperatur mit zwei Faktorstufen
und die Abkühlrate sowie die Anlasstemperatur mit drei Faktorstufen berücksichtigt. Mit
einem vollständig faktoriellen Versuchsplan wären bei dieser Konstellation 72 unterschiedliche Cryo-Behandlungen durchzuführen.
Tab. 2.3: Gewählte Faktorstufen für den Versuchsplan;
Sekundärhärtemaximum (vgl. Abschn. 2.3.2)
Faktor/Stufen
darin
bedeutet
TCSHM
1
2
3
980
1080
-
Abkühlrate ∆TAb / K/min
1
5
direkt LN2
Haltezeit tc / h
1
5
24
niedrig
hoch
-
180
TCSHM
-
Austenitisierungstemperatur TA / °C
Aufheizrate ∆TAuf
Anlasstemperatur TAnl / °C
Cryo-
Die für den Screening-Versuchsplan erforderliche Mindestanzahl an unterschiedlichen CryoBehandlungen ergab sich aus dem Freiheitsgrad des Problems, welcher aus der Anzahl
einzelnen Faktoren sowie den zugehörigen Faktorstufen und der Anzahl der zu berücksichtigenden Wechselwirkungen berechnet wurde (Tabelle 2.3). Mit Hilfe des berechneten
Freiheitsgrades wurde nach Taguchi ein L27 (313 ) Plan ausgewählt. Da für die gewählten
Faktoren Wechselwirkungen grundsätzlich nicht ausgeschlossen werden konnten, wurde
der Plan nach Tabelle 2.4 an das gegebene Problem angepasst. Die übrigen acht Spalten
stehen für die unterschiedlichen Wechselwirkungen der einzelnen Faktoren untereinander.
Aufgrund der Komplexität dieses Versuchsplan ergaben sich für jede Wechselwirkungsspalte mehr als eine Wechselwirkung. Alle möglichen Kombinationen für jede Spalte sind
in Tabelle 2.5 aufgelistet.
Zur Identifizierung signifikanter Parameter und Wechselwirkungen sowie zur Bestimmung
der optimalen Faktorstufen wurde sowohl für Mittelwerte als auch für SN-Verhältnisse
eine Varianzanalyse durchgeführt. Um hierbei eine Überbewertung einzelner Faktoren zu
vermeiden, wurde die Pooling-Up Technik für diese Analyse verwendet. Die jeweiligen SNVerhältnisse wurden nach Gleichung 2.1 für Maximierungsprobleme und nach Gleichung
31
Tab. 2.4: Endgültiger Versuchsplan mit 27 Versuchen bei 5 Faktoren auf den Spalten A, B, E, I und
J mit zwei bzw. drei Stufen.
Vers.
TA / °C
∆TAb / K/min
tc / h
∆TAuf
TAnl / °C
Nr.
A (1)
B (2)
E (5)
I (9)
J (10)
1
980
1
1
niedrig
180
2
980
1
5
hoch
TCSHM
3
980
1
24
niedrig
180
4
980
5
1
hoch
TCSHM
5
980
5
5
niedrig
180
6
980
5
24
niedrig
180
7
980
LN2
1
niedrig
180
8
980
LN2
5
hoch
TCSHM
9
980
LN2
24
niedrig
180
10
1080
1
1
hoch
180
11
1080
1
5
niedrig
180
12
1080
1
24
niedrig
TCSHM
13
1080
5
1
niedrig
180
14
1080
5
5
niedrig
TCSHM
15
1080
5
24
hoch
180
16
1080
LN2
1
niedrig
TCSHM
17
1080
LN2
5
hoch
180
18
1080
LN2
24
niedrig
180
19
1080
1
1
niedrig
TCSHM
20
1080
1
5
niedrig
180
21
1080
1
24
hoch
180
22
1080
5
1
niedrig
180
23
1080
5
5
hoch
180
24
1080
5
24
niedrig
TCSHM
25
1080
LN2
1
hoch
180
26
1080
LN2
5
niedrig
TCSHM
27
1080
LN2
24
niedrig
180
32
Tab. 2.5: Auftretende Wechselwirkungen für jede Wechselwirkungsspalte. Da bei einigen Spalte
mehr als eine Wechselwirkung auftreten kann, sind alle möglichen Wechselwirkungen einer
Spalte zu Gruppen zusammengefasst.
Gruppe
1
2
C
TA vs. ∆TAb
tc vs. ∆TAuf
D
TA vs. ∆TAb
tc vs. TAnl
F
TA vs. tc
∆TAb vs. ∆TAuf
G
TA vs. tc
∆TAb vs. TAnl
H
TA vs. ∆TAuf
TA vs. TAnl
K
∆TAb vs. tc
L
∆TAb vs. ∆TAuf
M
∆TAb vs. TAnl
3
4
∆TAb vs. tc
∆TAuf vs. TAnl
tc vs. ∆TAuf
2.2 für Minimierungsprobleme berechnet. Das zugehörige Konfidenzintervall für einen
signifikanten Faktor bzw. eine signifikante Wechselwirkung wurde durch einen Fisher-Test
(F-Test) ermittelt. Zusätzlich wurde die prozentuale Bedeutung ρ jedes Faktors ermittelt.
X 1
η = −10log
yi2
n
(2.1)
X 1
1
η = −10log
n
yi2
(2.2)
2.3 Thermische Behandlung
2.3.1 Vorversuche
Zu einer ersten Charakterisierung des Anlassverhaltens aller Versuchswerkstoffe nach konventioneller und cryogener Behandlung wurden Härte-Anlass-Versuche durchgeführt. Für
die konventionelle Wärmebehandlung wurden Proben bei unterschiedlichen, in der Praxis angewendeten Temperaturen austenitisiert, in Öl abgeschreckt und anschließend für
2 h bei Temperaturen von 180 bis 600 °C summierend angelassen. Analog dazu erfolgte
die cryogene Behandlung, wobei zwischen Härten und Anlassen ein Tiefkühlschritt im
flüssigen Stickstoff (LN2 , -196 °C) bei einer Haltezeit von 24 h erfolgte. Die Parameter für
alle Versuchswerkstoffe und Behandlungen sind in Tabelle 2.6 zusammengefasst. Zur Aufzeichnung der Härte-Anlass-Kurven wurden nach der Wärmebehandlung an allen Proben
Härtemessungen bei Raumtemperatur nach dem Vickers-Verfahren durchgeführt.
33
Tab. 2.6: Parameter für Vorversuche zum Härte-Anlass-Verhalten; Zur konventionellen
Wärmebehandlung gehören die Positionen 1 und 4. Eine Cryobehandlung beinhaltet die Positionen 1 bis 4.
Pos.
1
Werkstoff
X153PM
X230PM
X100
X50
Austenitisierungstemperatur / °C
980; 1080;
1080
1050
1050
1150; 1200
2
Tiefkühltemperatur / °C
3
Tiefkühlhaltezeit / h
4
Anlasstemperatur / °C
-196 (LN2 )
24
RT bis 600
2.3.2 Hauptversuche
Nachdem durch die Charakterisierung des Anlassverhaltens die erforderlichen Anlasstemperaturen für eine konventionelle Wärmebehandlung und eine Cryobehandlung ermittelt wurden, sollen im Folgenden die Prozessschritte zur Wärme- und Cryobehandlung
der in dieser Arbeit untersuchten Werkstoffe erläutert werden. Dem Temperatur-ZeitDiagramm in Abbildung 2.1 ist dazu grundsätzlich zu entnehmen, dass eine konventionelle Wärmebehandlung aus den Prozessschritten Härten (Austenitisieren und Abschrecken)
und Anlassen besteht. Eine Cryobehandlung beinhaltet hingegen einen Tiefkühlschritt bis
-196°C oder -150°C nach dem Härten und vor dem Anlassen.
Abb. 2.1: Temperatur-Zeit-Diagramm zur Veranschaulichung der Prozessschritte von konventioneller Wärmebehandlung (rot) und einer Cryobehandlung (blau) zwischen Härten und Anlassen
34
Grundsätzlich standen zwei unterschiedliche Möglichkeiten zum Austenitisieren und Abschrecken zur Verfügung. Bei größeren Versuchsumfängen und Probenanzahlen kam ein
Vakuumofen der Firma Schmetz GmbH zur Anwendung. Mit diesem Ofen konnte eine
homogene Temperaturverteilung über die gesamte Probenkammer sichergestellt werden.
Temperaturabweichungen innerhalb der Probenkammer wurden nicht detektiert und lagen
somit im Bereich der Messungenauigkeit der Thermoelemente (5 - 10 K). Die Austenitisierung in diesem Ofen erfolgte im Vakuum bei einer Haltezeit von 30 min. Anschließend
wurden die Proben bis zu einer Probentemperatur von etwa 50 °C mittels gasförmigem
Stickstoffs mit einem Druck von 3 bar (300 kPa) und einer Strömungsgeschwindigkeit von
14 m/s abgeschreckt (t8/5 = 100 s). Für kleinere Versuchsumfänge und Probenanzahlen
standen mehrere Muffelöfen des Typs LM312 der Firma Linn High Therm GmbH mit
Schutzgaseinrichtung zur Verfügung. Die Austenitisierung erfolgte unter Verwendung von
Wärmebehandlungsfolie und eines konstanten Stickstoffstroms für ebenfalls 30 min. Anschließend wurden die Proben in Öl abgeschreckt (t8/5 = 35 s).
Die Auswahl der Austenitisierungstemperaturen für die jeweiligen Werkstoffe erfolgte zum
einen in Anlehnung an die in der Praxis üblicherweise angewendeten Temperaturen und
zum anderen vor dem Hintergrund, unterschiedliche Gehalte an Restaustenit einzustellen.
Zur Übersicht sind die gewählten Temperaturen und Abschreckmedien für jeden Werkstoff
in Tabelle 2.7 aufgelistet.
Tab. 2.7: Untersuchte Austenitisierungstemperaturen und verwendete Abschreckmedien der Hauptversuche; *nur für 1080 °C
Austenitisierungs-
Abschreckmedium
Werkstoff
temperaturen
konventionell
cryo
X153PM
980; 1020; 1080; 1150; 1200
N2
N2
X153SM
980; 1020; 1080
N2 , Öl*
Öl
X100
1050
N2 , Öl
Öl
X50
1050
N2 , Öl
Öl
Für den X153 sind in der Praxis mehrere Austenitisierungstemperaturen gebräuchlich.
Dabei wird von 1020°C gehärtet, um in Kombination mit einer geeigneten Anlassbehandlung eine vergleichsweise hohe Zähigkeit einzustellen. Bei Anwendungen, die eine höhere
Härte erfordern, wird dagegen eine Austenitisierungstemperatur von 1080°C gewählt.
Da die höhere Temperatur das Ausscheidungspotential erhöht, ergibt sich beim Anlassen eine ausgeprägte Sekundärhärte. Zusätzlich wird in der Praxis, wie auch in vielen
35
Veröffentlichungen, häufig eine Austenitisierungstemperatur von 980°C verwendet. In dieser Arbeit wurde der X153PM für sämtliche Wärme- und Cryobehandlungen ausschließlich im Vakuumofen gehärtet (Tabelle 2.7). Um zwei wesentlich unterschiedliche Gehalte
an Restaustenit einzustellen, wurden für den X153PM die beiden Austenitisierungstemperaturen 980°C und 1080°C für umfassende Untersuchungen ausgewählt. Hierfür ergibt
sich nach Berns und Trojahn [62] < 10 Vol.-% Restaustenit für 980°C und ≈ 40 Vol.-% für
1080°C. Zusätzlich wurden die in der Praxis unüblichen Austenitisierungstemperaturen
1150°C und 1200°C angewendet, um noch höhere Restaustenitgehalte einzustellen.
Da für die anderen Werkstoffe kleinere Versuchsumfänge geplant waren, wurden die Proben überwiegend im Schutzgasofen austenitisiert und anschließend in Öl abgeschreckt.
Zur besseren Vergleichbarkeit mit der industriellen Praxis kam lediglich für die konventionellen Wärmebehandlungen dieser Werkstoffe der Vakuumofen zum Einsatz (Tabelle
2.7).
Wie Tabelle 2.7 darüber hinaus zu entnehmen ist, wurden die SM-Variante des X153 lediglich bei den drei niedrigeren Temperaturen austenitisiert. Beim X100 und X50 hingegen
wurde nur die in der Praxis übliche Austenitisierungstemperatur von 1050°C untersucht.
Cryobehandlung
In dieser Arbeit wurde die Cryobehandlung ausschließlich nach dem Härten und vor dem
Anlassen durchgeführt, wobei die Abkühlung der Proben direkt nach dem Abschrecken
mit definierter Rate (zeitliche Verzögerung bei Raumtemperatur etwa 10 min) erfolgte.
Für die Cryobehandlung größerer Chargen kam eine im Rahmen dieser Arbeit konzipierte
Kühlkammer zur Anwendung. Hierfür wurde eine bestehende Klimakammer der Firma
Brabender, welche für Temperaturen bis -100°C eingesetzt werden konnte, vollständig
modernisiert und für den Betrieb bis -150°C ausgelegt (Abb. 2.2). Die Temperierung der
Kammer erfolgte ausschließlich durch den geregelten Zufluss von flüssigem Stickstoff. Die
Regelung wurde dabei durch ein speziell für dieses Medium entwickeltes Ventil der Firma BadgerMeter ermöglicht. Durch einen thermisch entkoppelten Stellkolben waren lange
Prozesszeiten bis hin zum Dauerbetrieb unter LN2 zu realisieren (Abb. 2.2). Der flüssige
Stickstoff wurde durch eine Düse direkt hinter einen Ventilator in die Kammer eingeleitet.
Der Ventilator sorgte für eine gleichmäßige Temperaturverteilung im gesamten Kühlraum.
Damit dies auch bei sehr tiefen Temperaturen gewährleistet werden konnte, wurde dieser
durch einen leistungsstarken, externen Motor angetrieben. Um Proben bis zu einer Temperatur von -196°C zu kühlen, verfügte die Kammer über einen beweglichen Probentisch,
der nach Erreichen von -150°C manuell, ohne Öffnen der Kammer, gekippt wurde. Die
36
Proben rutschten dann in einen LN2 -Vorratsbehälter und wurden so auf -196°C konstant
für mehrere Stunden gehalten. Die Steuerung und Regelung des Ventils und der Kammer
wurde mit Hilfe der graphischen Programmiersoftware LabView der Firma National Instruments realisiert. Auf der Basis eines PID-Reglers wurde unter Vorgabe von Abkühlrate
und Endtemperatur ein automatisches Abkühlprogramm gefahren. Die Abkühlrate konnte
bei geeigneten PID-Parametern in Bereichen von 0,1 bis etwa 100 K/min gewählt werden,
wobei sich die Genauigkeit auf etwa ± 2°C im Temperaturbereich von -80 bis -150°C
belief. Oberhalb von -80°C konnte sogar eine Genauigkeit von ± 0,5°C erreicht werden.
Die zur Steuerung der Kammer programmierte Benutzeroberfläche ist in Abbildung 2.3
dargestellt.
Abb. 2.2: Vollständig modernisierte Kühlkammer mit Regelventil, Steuerungs- bzw. Regelungseinheit und Versorgungsbehälter für flüssigen Stickstoff
Wie bereits im Kapitel 2.2 beschrieben, wurden zur Untersuchung der Auswirkungen
einer Cryobehandlung die Parameter Abkühlrate, Haltezeit und Aufheizrate variiert. Eine
Übersicht der gewählten Parameter ist in Tabelle 2.8 dargestellt.
Tab. 2.8: Gewählte Parameter für unterschiedliche Cryobehandlungen
Abkühlrate ∆TAb / K/min
1; 5; direkt LN2
Haltezeit tc / h
1; 5; 24; 30; 72
Aufheizrate ∆TAuf
niedrig; hoch
Die Abkühlung von Raumtemperatur auf -150°C wurde mit drei unterschiedlichen Raten
durchgeführt. Eine sehr niedrige Rate von 1 K/min wurde gewählt, damit größere Teile bei
37
Abb. 2.3: Benutzeroberfläche der Kühlkammersteuerung
späterer Anwendung in der Industrie durch Härtespannungen keine Risse bekommen oder
sogar vollständiges Bauteilversagen durch Bruch eintritt. Darüber hinaus wird in vielen
Literaturstellen und von Herstellern cryogenen Equipments erläutert, dass eine Cryobehandlung nur bei kontrollierter und langsamer Abkühlung einen positiven Effekt auf die
Werkstoffeigenschaften zeigt. Um dies zu untersuchen, wurden Proben für eine maximale Abkühlrate direkt in LN2 abgekühlt. Die Abkühlrate von 5 K/min sollte hingegen ein
Kompromiss zwischen schonender Abkühlung zur Rissvermeidung und möglichst kurzer
Prozesszeit darstellen. Ein Vergleich der drei gewählten Abkühlraten ist in Abbildung 2.4
dargestellt.
Wie Tabelle 2.8 zu entnehmen ist, wurden die Proben für 1, 5 oder 24 h auf -196°C gehalten. Anschließend erfolgte die Erwärmung der Proben von -196°C auf Raumtemperatur
mit zwei wesentlich unterschiedlichen Raten (Abbildung 2.5). Zum einen wurden die Proben an Luft aufgeheizt, zum anderen in Ethanol getaucht, um eine schnellere Erwärmung
zu erhalten.
38
Abb. 2.4: Vergleich der unterschiedlichen Abkühlraten; Die Temperaturmessung erfolgte im Kern
einer Probe mit den Abmessungen 7 x 8 x 40 mm3 .
Abb. 2.5: Temperatur-Zeit-Verlauf der beiden angewendeten Aufheizraten; Die Temperaturmessung
erfolgte im Kern einer Probe mit den Abmessungen 7 x 8 x 40 mm3 .
39
Da in einigen Literaturstellen angegeben ist, dass mehrere Cryo-Zyklen die positiven Auswirkungen der Cryobehandlung auf die Werkstoffeigenschaften weiter verstärken, wurden
zusätzlich zu den Versuchen mit einem einfachen Tiefkühlschritt, Versuche mit mehreren
Cryo-Zyklen durchgeführt.
Anlassen
Für die unterschiedlichen Anlassbehandlungen nach dem Härten bzw. der Cryobehandlung standen mehrere Umluftöfen der Firma Heraeus zur Verfügung. Die Auswahl der
Anlassparameter Temperatur, Haltezeit auf Anlasstemperatur und Anzahl der Anlassschritte wurde auf Grundlage der durchgeführten Härte-Anlass-Versuche und in Anlehnung an die gängige Wärmebehandlungspraxis ausgewählt. In der Praxis werden alle hier
untersuchten Werkstoffe nach dem Härten mehrfach sekundär angelassen, um primär Sonderkarbide auszuscheiden und darüber hinaus Restaustenit zu beseitigen. Die Haltezeit
auf Anlasstemperatur betrug für alle Wärme- und Cryobehandlungen 2 h. Um Referenzproben für jeden Werkstoff mit einer praxisnahen Wärmebehandlung zu erhalten, wurden
für die konventionelle Wärmebehandlung alle Proben dreifach etwa 10°C oberhalb des
Sekundärhärtemaximums (SHM) angelassen. Zur Untersuchung mikrostruktureller Unterschiede bei einem cryogenen Zwischenschritt und sonst gleicher Wärmebehandlung
wurde lediglich ein Anlassschritt im Sekundärhärtemaximum durchgeführt. Bei cryogen
behandelten Proben musste allerdings die aus Voruntersuchungen und diversen Literaturstellen bekannte Verschiebung des Sekundärhärtemaximums zu niedrigeren Temperaturen
berücksichtigt werden. Bei scheinbar gleicher Anlassbehandlung würde sich ohne Anpassung der Temperaturen eine niedrigere Härte und höhere Zähigkeit ergeben. Aus diesem
Grund wurde die Temperatur für cryobehandelte Proben angepasst und etwa 10°C oberhalb des Cryo-Sekundärhärtemaximums (CSHM) angelassen. Mit dem Ziel eine höhere
Zähigkeit einzustellen, wurden einige cryogen behandelte Proben zweifach angelassen.
Darüber hinaus wurde eine niedrige Anlasstemperatur von 180°C angewendet, um gebildeten Martensit zu entspannen, und den bei konventioneller Behandlung im Gefüge noch
vorhandenen Restaustenit nicht umzuwandeln.
Zusammenfassend sind die durchgeführten konventionellen Behandlungen, die als Referenzzustände dienen, in Tabelle 2.9 dargestellt. Durch die Vielzahl an Werkstoffen und Behandlungen werden die unterschiedlichen Zustände im weiteren Verlauf dieser Arbeit wie
980/180
folgt bezeichnet: X153PMLN 2/1/n . Hierbei stehen im Exponenten des Werkstoffes die Parameter der konventionellen Behandlung. Im Index sind aufeinanderfolgend die Abkühlrate,
Cryo-Haltezeit in h und die Aufheizrate (h: hoch; n: niedrig) aufgelistet.
40
Tab. 2.9: Parameter für konventionelle Behandlungen
Werkstoff
Härten
980°C
1020°C
X153CrMoV12PM
1080°C
1150°C
1200°C
1020°C
X153CrMoV12SM
X100
X50
1080°C
1050°C
1050°C
Anlassen
1x 180°C
1x 500°C
1x 430°C
3x 510°C
1x 180°C
1x 500°C
3x 520°C
3x 560°C
3x 610°C
3x 510°C
1x 180°C
3x 520°C
3x 540°C
3x 530°C
Bezeichnung
X153PM980/180
X153PM980/SHM
X153PM980/CSHM
X153PM1020/3xSHM
X153PM1080/180
X153PM1080/CSHM
X153PM1080/3xSHM
X153PM1150/3xSHM
X153PM1200/3xSHM
X153SM1020/3xSHM
X153SM1080/180
X153SM1080/3xSHM
X1001150/3xSHM
X501150/3xSHM
2.4 Chemische Analysen
2.4.1 Optische Funkenspektrometrie
Um die chemische Zusammensetzung der untersuchten Werkzeugstähle zu untersuchen,
wurde ein optisches Funkenspektrometer QSG-750 der Firma QBLF verwendet. Das Messprinzip eines optischen Funkenspektrometers beruht auf dem Abtragen und Anregen der
Probenatome. Dabei wird durch eine Funkenentladung etwas Material von der Probenoberfläche verdampft, wobei die freigesetzten Atome zur Emission optischer Strahlung angeregt werden. Diese elementspezifische Strahlung wird im optischen System des Gerätes
in seine Spektralanteile zerlegt. Diese Anteile können dann mittels lichtempfindlicher Detektoren ermittelt und somit jedes in der Probe enthaltene Element nachgewiesen werden.
2.4.2 Energiedispersive Röntgenanalyse
Zur ortsauflösenden Bestimmung der chemischen Zusammensetzung einzelner Gefügebestandteile wurde eine im Rasterelektronenmikroskop integrierte energiedispersive Röntgenanalyseeinheit (Energy Dispersive X-Ray Analysis, EDX) der Firma EDAX verwendet.
Hiermit konnten Elemente mit einer Ordnungszahl > 8 (Sauerstoff) zuverlässig quantitativ
bestimmt werden. Elemente mit geringerer Ordnungszahl wurden qualitativ nachgewiesen.
2.5 Dilatometrie
41
2.5 Dilatometrie
Mit Hilfe der Dilatometrie sollten Phasenumwandlungen bzw. Ausscheidungsvorgänge innerhalb der einzelnen Wärmebehandlungschritte nachgewiesen werden, um Unterschiede
in der cryogenen zur konventionellen Behandlung herauszustellen. Dazu wurden Messungen an dem Kaltarbeitsstahl X153PM durchgeführt.
Grundlagen Mittels Dilatometrie können Phasenumwandlungen und Ausscheidungsvorgänge innerhalb des Werkstoffs detektiert werden. Umwandlungen in Metallen und Legierungen sind zum einen mit Änderungen des spezifischen Volumens verbunden. Zum
anderen ändert sich die Enthalpie des Systems, d.h. bei Umwandlungen wird entweder
thermische Energie frei (exothermer Fall) oder es muss thermische Energie zugeführt werden (endothermer Fall), damit die Umwandlung vollständig abläuft. Ersteres wird im
Dilatometer ausgenutzt. Da der Volumenausdehnungkoeffizient bei kubischen Substanzen
sowie nicht-kubischen, polykristallinen Substanzen ohne Textur proportional zum linearen
Ausdehnungskoeffizienten ist, kann eine Phasenumwandlung über die lineare thermische
Ausdehung detektiert werden. So wird im Dilatometer diese Ausdehnung in Abhängigkeit
von der Temperatur aufgezeichnet, wobei sich Umwandlungen aus Unstetigkeiten im Kurvenverlauf ergeben.
Versuchsdurchführung Die Dilatometermessungen wurden mit einem Abschreckdilatometer des Typs DIL 805 A/D der Firma Bähr-Thermoanalyse GmbH durchgeführt.
Hierzu wurden Probenstifte mit den Abmessungen ∅6 mm x 10 mm mittels Quarzglasstempeln im Dilatometer fixiert. Zur Temperaturmessung wurden Thermoelemente vom
Typ K (Ni/Cr-Ni) mit einem Durchmesser von 0,1 mm verwendet. Die Elemente wurden
mittels Widerstandsschweißung unter Argonatmosphäre an die Proben angebracht. Die
Erwärmung der Proben erfolgte induktiv und ausschließlich im Hochvakuum. Für die Versuche wurden ebenfalls die beiden Austenitisierungstemperaturen 980°C und 1080°C angewendet, um unterschiedliche Gehalte an Restaustenit einzustellen. Nach einer Haltezeit
von 20 min auf Austenitisierungstemperatur wurden die Proben mittels gasförmigen Stickstoff bis Raumtemperatur mit maximaler Abkühlrate abgeschreckt. Um eine kontinuierliche Abkühlung zu gewährleisten wurde ab 400°C zur Unterstützung der N2 -Abschreckung
flüssiger Stickstoff in die Kammer eingeleitet.
Nach Erreichen von Raumtemperatur musste aufgrund der technischen Spezifikationen des
Dilatometers der Cryobehandlungsprozess in zwei unterschiedliche Versuchsabläufe auf-
42
geteilt werden (Abbildung 2.6). Im ersten Versuchsablauf wurde die vollständige Wärmeund Cryobehandlung einschließlich der Längenänderungsmessung im Dilatometer durchgeführt. Der Vorteil war eine geschlossene Wärmebehandlungskette, bei der alle Parameter laufend kontrolliert wurden. Dabei erfolgte die Abkühlung von Raumtemperatur auf
K
und beim
Cryo-Temperatur bei einem Teil der Proben mit einer hohen Rate von 30 min
K
anderen Teil der Proben mit einer niedrigen Rate von 1 min
. Allerdings war im Dilatome-
ter die Minimaltemperatur auf -150°C begrenzt. Um den Einfluss einer direkten Kühlung
in flüssigem Stickstoff dennoch zu untersuchen, wurden einige Proben extern, direkt in
LN2 tiefstgekühlt (V2, Abbildung 2.6). Auf diese Weise wurde der Prozess allerdings unterbrochen, wodurch weder Abkühl- noch Aufheizrate variiert werden konnten.
Abb. 2.6: Unterschiedliche Versuchsabläufe zur thermischen Analyse
Die Proben wurden anschließend für 0, 5 bzw. 24 h auf Cryo-Temperatur gehalten. Dabei bedeutet eine Haltezeit von 0 h, dass innerhalb von einer Minute nach Erreichen der
Cryo-Temperatur die Wiedererwärmung gestartet wurde. Für Haltezeiten von 5 und 24 h
wurden die Proben nach Ablauf 2 extern in einem Dewargefäß aufbewahrt. Die WiederK
erwärmung im Dilatometer erfolgte kontrolliert mit einer Aufheizrate von 5 min
.
Wie Abbildung 2.6 zu entnehmen ist, wurde der letzte Wärmebehandlungschritt für beide Versuchsabläufe im Dilatometer durchgeführt. Die Proben wurden zum einen für 2 h
bei einer vergleichsweise niedrigen Temperatur von 180°C und einer höheren Temperatur
von 400°C (TA = 980°C) bzw. 500°C (TA = 1080°C) angelassen. Zum anderen erfolgte ein
kontinuierliches Aufheizen bis 800°C.
2.6 Mikrostrukturelle Untersuchungen
43
2.6.1 Probenpräparation
Für Gefügeuntersuchungen wurden die Proben zur einfacheren Präparation in eine elektrisch leitfähige Kunststoffmasse eingebettet. Danach wurden sie auf Diamantschleifscheiben mit Körnungen bis 15 µm plangeschliffen, anschließend mit Diamantsuspension bis 1 µm Körnung poliert und abschließend mit Oxidpoliersuspension (OPS) mit einer
Körnung von 0,05 µm feinstpoliert. Die Kontrastierung des Gefüges erfolgte für alle Proben
bei Raumtemperatur durch verschiedene Ätzmittel, die in Tabelle 2.10 zusammengefasst
sind.
Tab. 2.10: Verwendete Ätzmittel und ihre Zusammensetzung
Ätzmittel
Zusammensetzung
V2A-Beize
100 ml Wasser (H2 O)
100 ml Salzsäure (HCl)
10 ml Salpetersäure (HNO3 )
0,2 - 2 ml Vogels-Sparbeize
nach Kane
6 ml Wasser (H2 O)
6 g Kupfer(II)-chlorid (CuCl2 * 2 H2 O)
Vor dem Ätzen 1:1 verdünnt mit H2 O
Beraha I
Stammlösung:
1000 ml Wasser (H2 O)
24 g Ammoniumhydrogendifluorid ((NH4 )HF2 )
Ätzlösung:
50 ml Wasser (H2 O)
50 ml Stammlösung
0,5 g Kaliumdisulfit (K2 S2 O5 )
Salpetersäure
3 ml Salpetersäure (HNO3 )
97 ml Alkohol (C2 H5 OH)
44
2.6.2 Rasterelektronenmikroskopie
Für Gefüge-, Bruchflächenuntersuchungen und zur Beurteilung von Verschleißflächen wurde ein Rasterelektronenmikroskop vom Typ LEO Gemini 1530 VP eingesetzt. Die Abbildungen von Topographien erfolgten im Sekundärelektronenkontrast mit einem StandardSE-Detektor bei einer typischen Beschleunigungsspannung von 15 kV. Zusätzlich konnte
mit einem In-Lens-Detektor durch ausschließliche Detektion von SE1-Elektronen ein noch
höherer Topographiekontrast erzielt werden. Hierfür war es erforderlich, Arbeitsabstand
sowie Beschleunigungsspannung zu reduzieren. Zur Kontrastierung von Karbiden wurde
der Rückstreuelektronenkontrast eingesetzt. Zu beachten war hierbei, dass sich der Kontrast mit steigender Beschleunigungsspannung erhöht. So wurden Aufnahmen bei Spannungen von 25 - 28 kV erstellt. Die Proben wurden vor der Untersuchung im Ultraschallbad
mit Aceton und Ethanol gereinigt und anschließend getrocknet.
2.6.3 Rückstreuelektronenbeugung
Grundlagen Bei Rückstreuelektronenbeugung (Electron Backscatter Diffraction, EBSD)
handelt es sich um eine spezielle Detektionsart im Rasterelektronenmikroskop. Diese
ermöglicht die Ermittlung kristallographischer Informationen, nicht wie üblich mittels
Röntgenbeugung im TEM, sondern durch die Beugung rückgestreuter Elektronen. In Abbildung 2.7 ist die Entstehung von einem Beugungsmuster, den sog. Kikuchi-Linien, im
REM dargestellt. Trifft ein Primärelektronenstrahl in der Probe auf eine Kristallebene,
bilden sich symmetrisch zur Beugungsebene zwei Strahlenkegel von unelastisch gestreuten Elektronen, die sog. Kossel Kegel. Diese Kegel projizieren ein Parabelpaar auf einen
Auffangschirm. Da jedoch der Abstand zum Schirm sehr groß ist, erscheinen die Parabeln
als paralleles gerades Linienpaar [63]. Da in einem Kristallgitter mehrere Netzebenen
dieses Beugungsphänomen hervorrufen, entsteht je nach Art und Lage des Kristallsystems eine charakteristische Anordnung von Kikuchi Linien, ein Kikuchi Pattern. Diese
Kikuchi Pattern sind somit immer charakteristisch für eine Phase, und beschreiben sowohl ihre kristallographischen Bausteine, als auch deren Orientierung. Die EBSD-Messung
im REM setzt eine hohe Ausbeute an Rückstreuelektronen voraus. Da die Ausbeute an
Rückstreuelektronen mit zunehmender Ordnungszahl und zunehmendem schrägen Einfall
der Primärelektronen zunimmt, wird die Probe in der Regel um 70° um die Probenquerachse gekippt [64].
Bei modernen EBSD-Systemen erfolgt die Auswertung von Kikuchi-Pattern vollautomatisiert. Die EBSD-Auswertungssoftware nutzt die Möglichkeit die detektierten Kikuchi-
45
Abb. 2.7: Schematische Darstellung der Entstehung von Kikuchi-Linien im REM.
Linien in den Hough-Raum zu transferieren. Die Transformation aus dem Bildbereich in
den Hough-Raum erfolgt gemäß Gleichung 2.3.
ρi = xk · cosθi + yk · sinθi
(2.3)
Wie in Abbildung 2.8 beispielhaft dargestellt, wird dabei aus einem Punkt im Bildbereich
eine sinusförmige Kurve im Hough-Raum. Eine Gerade im Bildbereich, die aus vielen
Punkten besteht, erscheint im Hough-Raum folglich als Schnittpunkt aller zugehöriger
Sinuskurven. Da die Software den Hough-Raum in Graustufen darstellt, erscheint ein
Kikuchi-Linienpaar im Hough-Raum aus diesem Grund als heller Punkt. Somit können
sämtliche Kikuchi-Linien aus dem Bildbereich in den Hough-Raum transformiert werden.
Zur automatischen Indizierung nutzt die Software ein Bewertungssystem (Rank Factor)
basierend auf den drei Kriterien Votes, Fit sowie Confidence Index (CI). Um die Orientierung eines vorliegenden EBSD-Pattern zu bewerten werden Votes angewendet. Dazu wird
ein Netz von Linien über die Kikuchi Linien des EBSD Pattern gelegt, wobei mindestens
drei Linien für eine Indizierung erforderlich sind. Dieses so genannte Triplet erhält nun
einen Vote. Dies bedeutet, dass die Kikuchi Linien im Pattern dieselben Winkel besitzen,
wie die Linien des Linien Triplets. Wird die Zahl der Linien erhöht, die über das Pattern
gelegt werden, erhöht sich auch die Anzahl der möglichen Triplet Kombinationen und
somit auch die Anzahl der möglichen Votes. Die maximale Anzahl der möglichen Votes
Vmax kann mittels Gleichung 2.4 anhand der Anzahl von Linien n berechnet werden. In
46
Abb. 2.8: Schematische Darstellung der Transformation aus dem Bildbereich in den Hough-Raum.
Die Schnittpunkte 1-4 stehen dabei für die gestrichelten Geraden, Punkt 5 für die Gerade,
welche durch 4 Punkte geht.
Materialdateien sind die für eine Phase charakteristischen Liniennetze hinterlegt, sodass
eine Zuordnung eines Pattern zu einer Phase oder einem Stoff möglich ist. Dabei wird die
Linienkombination mit den meisten Votes dem detektierten Pattern zugeordnet.
Vmax =
n!
(3!)(n − 3)!
(2.4)
Der Confidence Index gibt nach Gleichung 2.5 die Wahrscheinlichkeit an, mit der eine
Indizierung richtig ist. Dabei ist V1 die Anzahl der Votes für die erste Möglichkeit, V2
die Anzahl der Votes für die zweite Möglichkeit und Videal die maximale Anzahl aller
möglichen Votes. Der CI liegt immer zwischen 0 und 1, wobei in der Regel ab einem Wert
von 0,1 von einer guten Übereinstimmung gesprochen wird.
CI =
V1 − V2
Videal
(2.5)
Der dritte Wert der von Interesse ist, ist der Fit. Dieser gibt Aufschluss über die Abweichung der verwendeten Liniennetze von den tatsächlich detektierten Kikuchi Linien des
Pattern. Damit gilt, je geringer der Fit ist, desto besser passt die ausgewählte Materialdatei zu dem aufgenommenen Pattern [20].
Durch diese automatische Indizierung von Pattern, besteht die Möglichkeit, vollständige
Mappings von großen Probenbereichen durchzuführen. Zur Darstellung des Ergebnisses
bietet die Software mehrere Möglichkeiten verschiedene Inhalte in unterschiedlichen Maps
darzustellen. Zum einen gibt es Phase Maps, in denen die einzelnen Messpunkte den zur
47
Verfügung stehenden Phasen zugeordnet werden. Eine weitere Darstellungsmöglichkeit ist
die IQ (Image Quality) Map. In dieser Map wird die Qualität der einzelnen Messpunkte,
d.h. der einzelnen Kikuchi-Pattern, dargestellt. Dabei stehen helle Bereiche für eine gute
Bildqualität, und dunkle Bereiche für eine schlechtere. Die IPF (Invers Pole Figure) Maps
geben Auskunft über die kristallographische Ausrichtung der einzelnen Pattern. Auch
Kombinationen der jeweiligen Maps sind möglich.
Versuchsdurchführung EBSD wurde im Rahmen dieser Arbeit vorwiegend dazu eingesetzt, um in Proben nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen ggf. vorhandenen Restaustenit qualitativ nachzuweisen und dessen Gehalt quantitativ zu bestimmen. Darüber hinaus sollte die Verteilung der einzelnen Gefügebestandteile mittels
EBSD-Mappings visualisiert werden. Das eingesetzte EBSD System der Firma TexSem
Laboratories (TSL) setzte sich aus einem Phosphorschirm, einer Restlichtkamera, einem
Bildprozessor und der Software OIM Data Collection 5.3 zusammen, welche die Rasterbewegung des Elektronenstrahls im REM steuert und die Messdaten aufzeichnet. Die
Auswertung der einzelnen Kikuchi-Beugungsaufnahmen erfolgte dabei vollautomatisch
auf Basis einer Datenbank mit Strukturinformationen und durch die oben beschriebene
lineare Hough-Transformation. Die in dieser Arbeit verwendeten Einstellungsparameter
für die Hough-Transformation sind in Tabelle 2.11 zusammengefasst. Für die Auswertung
der Messdaten kam die Software OIM-Analysis 5.3 zur Anwendung. Da die Ermittlung
kristallographischer Daten am REM eine hohe Ausbeute an Rückstreuelektronen bedingt
und deren Ausbeute mit zunehmender Ordnungszahl und zunehmenden schrägen Einfall
der Primärelektronen ansteigt [64], wurde die Probe um 70° um die Probenachse (TD)
gekippt. Voruntersuchungen zum X153PM haben gezeigt, dass eine optimale Qualität der
Kikuchi-Bänder bei einer Beschleunigungsspannung von 20-25 kV und einem Arbeitsabstand von 13 mm erzielt werden kann.
Tab. 2.11: Zusammenfassung der Einstellungen zur Hough-Transformation im TSL OIM Data Collection 5.3
Hough Type
Classic
Binned Pattern Size
96
Hough Resolution
Low
Theta Step Size
0,5° - 1°
Convolution Mask
Medium, High
IQ Type
Hough
Min. Peak Magnitude
5
Rho Fraction
80 - 90 %
Min. Peak Distance
20
Max. Peak Count
7
Peak Symmetrie
0,5
Min. Peak Count
3
Die Probenpräparation erfolgte in Anlehnung an die in Kapitel 2.6.1 beschriebene Me-
48
thode, jedoch ohne Ätzung. Aufgrund der großen Härteunterschiede zwischen Matrix und
eingelagerten Karbiden kann es beim Polieren mit Diamantsuspension zu Topografieunterschieden kommen, weil die weichere Matrix stärker abgetragen wird. Da dies die
Qualität der Kikuchi-Bänder nachteilig beeinflussen kann, wurden die Proben auf mehreren Diamantschleifscheiben mit Körnungen bis 8 µm plangeschliffen, um diesen Effekt zu
minimieren. Zudem musste für EBSD Messungen sichergestellt werden, dass die zu analysierende Oberfläche frei von Deformationen und Kontaminationen war. Dazu erfolgte
ein abschließender Polierschritt auf einem Vibrationspoliergerät für drei bis acht Stunden.
Für die Reiniung der Proben wurde Methanol verwendet, da dies rückstandsfrei trocknet.
2.6.4 Transmissionselektronenmikroskopie
Transmissionselektronenmikroskopische (TEM) Untersuchungen wurden in Kooperation
mit dem G.V. Kurdyumov Institut für Metallphysik der National Academy of Sciences in
Kiev durchgeführt. Hierzu wurden die pulvermetallurgischen Kaltarbeitsstähle X153 und
X230 verwendet. Zur Anwendung kam ein TEM vom Typ JEM-2000 FXII mit einer Beschleunigungsspannung von 200 kV im Durchstrahlungsmodus. Die beiden Softwarepakete
LINK EDP und LINK RTS 2/FLS wurden für die Auswertung der Beugungsbilder bzw.
für die chemische Mikroanalyse verwendet. Die im Rahmen dieser Arbeit durchgeführten
TEM-Untersuchungen erfolgten in Zusammenarbeit mit Prof. Dr. Petrov am Institut für
Metallphysik der National Academy of Sciences in Kiew.
2.6.5 Fraktographie
Für Untersuchungen von Bruch- und Verschleißflächen wurde neben der Rasterelektronenmikroskopie ein Digitalmikroskop VHX-600 der Firma Keyence verwendet, womit auch
ausgeprägte Oberflächentopographien dargestellt werden können.
2.7 Metallphysikalische Untersuchungen
Die enge Kooperation des Lehrstuhls für Werkstofftechnik mit dem G.V. Kurdyumov Institut für Metallphysik der National Academy of Sciences in Kiew ermöglichte zusätzlich
Untersuchungen auf metallphysikalischer Ebene durchzuführen. Das fundierte Wissen
über Messmethoden wie die Mößbauerspektroskopie und die mechanische Spektroskopie
lieferte grundlegende Messdaten, die für das Verständnis der mikrostrukturellen Effekte nach einer cryogenen Behandlung unerlässlich waren. Darüber hinaus boten die zur
49
Verfügung stehenden Apparaturen die Möglichkeit, Messungen auch bei cryogenen Temperaturen durchzuführen. Mittels Mößbauerspektroskopie konnte zusätzlich der Restaustenitgehalt der Proben mit hoher Genauigkeit bestimmt werden.
Die im Rahmen dieser Arbeit beschriebenen metallphysikalischen Untersuchungen wurden
am Institut für Metallphysik in Zusammenarbeit mit den Herren Dr. Alexander Skoblik,
Dr. Andriy Tychschenko und Prof. Dr. Valentin Gavriljuk durchgeführt. Da diese Analysemethoden am Lehrstuhl Werkstofftechnik selten eingesetzt wurde, sollen sie im Folgenden
etwas ausführlicher dargestellt werden.
2.7.1 Mößbauerspektroskopie
Die Mößbauerspektroskopie, benannt nach dem Entdecker des Effekts Rudolf L. Mößbauer,
ist eine kernphysikalische Messmethode, mit der Informationen über einzelne Atome und
chemische Bindungen fester Stoffe gesammelt und atomare sowie magnetische Strukturen (Ordnungsphänomene, Phasenübergänge) untersucht werden können. Darüber hinaus
können vielfältige analytische Aufgaben gelöst werden [65]. Im Folgenden soll zunächst
das Messprinzip erklärt und dann auf den Aufbau der in dieser Arbeit durchgeführten
Untersuchungen eingegangen werden.
Grundlagen Die Grundlage für die Mößbauerspektroskopie bildet die rückstoßfreie Kernresonanzabsorption von Gamma-Strahlung [66]. Etwas anschaulicher ist die Resonanzabsorption im Frequenzbereich des sichtbaren Lichts zu erklären. Ein einfacher aus der
Physik bekannter Versuch zur Verdeutlichung des Effektes besteht aus einer Natriumdampflampe, einem mit metallischem Natrium gefüllten Glasgefäß und einem Schirm.
Im kalten Zustand geht das Licht der Na-Lampe ohne Intensitätsschwächung durch das
Glasgefäß hindurch und erscheint in voller Intensität auf dem Schirm. Wird das Gefäß
allerdings erhitzt, so dass Natrium verdampft, ist auf dem Schirm eine deutliche Intensitätsschwächung zu erkennen. Gleichzeitig wird der Natriumdampf im Glasgefäß zum
leuchten angeregt. Das Energieniveauschema in Abbildung 2.9 erklärt diesen Effekt. Die
Atome des Natriumgases im Glaskolben absorbieren die einfallenden Photonen der Natriumdampflampe und werden in den angeregten Zustand überführt. Bei der Rückkehr in
den Grundzustand werden wiederum Photonen derselben Energie emittiert und erzeugen
ein sichtbares Licht.
EP hoton = Ea − Eg
(2.6)
50
Abb. 2.9: Schematische Darstellung der Resonanzfluoreszenz von Photonen
Die Grundvorraussetzung für diesen Effekt ist durch Gleichung 2.6 gegeben, wonach die
Energie der absorbierten Photonen EP hoton der Energiedifferenz zwischen angeregtem Ea
und Grundzustand Eg der absorbenden Atome entsprechen muss.
Dieses Prinzip lässt sich in ähnlicher Weise auch auf die Kernresonanzabsorption übertragen. Der Versuchsaufbau eines Mößbauer Spektrometers ist in Abbildung 2.10 dargestellt
[67]. Die optische Lichtquelle bei der Resonanzfluoreszenz ist durch eine radioaktive γ–
Strahlenquelle substituiert. Das zu untersuchende Probenmaterial wird mit der Strahlung
beschossen und die durch Absorption verminderte Intensität mit einem Detektor gemessen. Hierbei ist zu beachten, dass das Probenmaterial Atomkerne enthalten muss, die mit
den beim radioaktiven Zerfall in der Quelle entstehenden Kernen identisch sind. Dies bedeutet, dass auch nur diese Atome in der Probe angeregt und analysiert werden können.
In der Strahlenquelle werden radioaktive Kerne in den angeregten Zustand versetzt. Beim
Abb. 2.10: Schematische Darstellung der Messapparatur zur Mößbauer Spektroskopie
Übergang vom angeregtem zum Grundzustand senden diese Kerne γ–Quanten aus. In
der zu untersuchenden Probe findet der umgekehrte Prozess der Absorption eines Quants
vom Kern statt. Damit die vollständige Kernresonanzabsorption eintritt, müssen im Ge-
51
gensatz zur Resonanzfluoreszenz allerdings weitere Bedingungen erfüllt sein. So ist z.B. zu
berücksichtigen, dass das emittierende Atom stets einen Rückstoß durch die ausgesandte
Strahlung erfährt [66, 67]. Wie Abbildung 2.11 verdeutlicht, verschieben sich durch den
Rückstoß die charakteristischen Energielinien für Emission und Absorption um den Betrag der Rückstoßenergie ER . Ein emittiertes γ–Quant besitzt also nur noch eine um die
Rückstoßenergie ER verminderte Energie (Gl. 2.7). Dementsprechend muss ein γ–Quant
zur Absorption von einem Atomkern eine um den Betrag ER höhere Energie aufweisen,
da Energie für die Anregung und den Rückstoß benötigt wird (Gl. 2.8).
Eγ,e = E0 − ER
(2.7)
Eγ,a = E0 + ER
(2.8)
mit E0 = Ea − Eg und ER =
E02
2·m·c2
Bei Strahlung im sichtbaren Bereich wirkt sich dieser Rückstoß nicht signifikant aus, da
die spektrale Linienbreite viel größer als die Rückstoßenergie ist. Bei γ–Strahlung sind
die Quantenenergien allerdings wesentlich höher. Dies führt zu so hohen Rückstoßenergieverlusten, dass im Falle eines freien Atomkerns keine Resonanzabsorption auftritt, die
Mößbauerspektroskoie also nicht für Flüssigkeiten oder Gase angewendet werden kann.
Bei einem Festkörper hingegen befinden sich die Atome in einem Kristallgitter, wobei der
Rückstoß nicht mehr auf ein einzelnes Atom übertragen wird. Da der Rückstoßimpuls
auf den gesamten Kristall mit einer viel größeren Masse übertragen wird, konvergiert die
Rückstoßenergie gegen Null und sowohl Emission als auch Absorption können rückstoßfrei
ablaufen.
Für ein Mößbauerspektrum wird die rückstoßfreie Kernresonanzabsorption als Funktion der γ–Strahlungsenergie gemessen. Um die Energie der γ–Quanten zu variieren wird
der Dopplereffekt ausgenutzt, wobei Quelle und Absorber relativ zueinander mit einer
sich periodisch ändernden Geschwindigkeit bewegt werden. Die Energie der emittierten
γ–Quanten erfährt so infolge der Dopplerverschiebung eine Änderung. Befinden sich die
Atomkerne von Quelle und Absorber in gleicher Umgebung, d.h. sind Quelle und Absorber identisch, zeigt sich im Spektrum ein Absorptionsmaximum (Intensitätsminimum) bei
einer Quellengeschwindigkeit von v = 0 mm/s (Abb. 2.12). In der Praxis unterscheidet sich
das zu untersuchende Probenmaterial aber von der Quelle. Im Kristallgitter der Probe beeinflussen magnetische und elektrische Wechselwirkungen zwischen Atomkernen und derer
52
Elektronenumgebungen die Energie der Kernniveaus. Diese sogenannten Hyperfeinwechselwirkungen ermöglichen erst eine exakte Materialanalyse, da während einer Messung
weitere Verschiebungen und Effekte im Mößbauerspektrum entstehen. Zum Verständnis
der Ergebnisse dieser Arbeit werden im Folgenden die wichtigsten Wechselwirkungen kurz
erläutert.
Die elektrische Ladungsverteilung eines Atomkerns wird durch einen effektiven Radius
beschrieben. Bei einer Anregung des Kerns ändern sich sowohl Ladungsverteilung als auch
der effektive Kernradius, so dass die Energieniveaus von Grundzustand und angeregtem
Zustand je nach Größenänderung unterschiedlich stark verschoben werden. Zusätzlich
liegt im Vergleich zur Quelle in der Probe eine andere s-Elektronendichte am Kernort vor.
Daraus ergibt sich für die Probe ein anderer Energieunterschied als für die Quelle. Dieser
Unterschied zwischen den beiden Energieaufspaltungen wird mit Isomerieverschiebung δ
bezeichnet und resultiert im Mößbauerspektrum in einer Verschiebung gegenüber dem
Geschwindigkeitsnullpukt (Abb. 2.13). In der Praxis ermöglicht die Isomerieverschiebung
z.B. Rückschlüsse auf die chemischen Bindungseigenschaften.
Bei einer Quadrupolaufspaltung wird der angeregte Zustand gemäß Abbildung 2.14a in
zwei Unterniveaus aufgespalten [65]. Als Folge treten im Mößbauerspektrum zwei oder
mehr Resonanzlinien auf (Abb. 2.14b). Die Ursache dieser Hyperfeinwechselwirkung liegt
in der Ladungsverteilung der Atomkerne. Bei Atomkernen mit einem Kernspin I < 1 liegt
eine kugelsymmetrische Ladungsverteilung vor. Weicht die Verteilung hingegen von der
Kugelform ab, so besitzt der Kern ein elektrisches Quadrupolmoment. Zudem weisen
die Elektronen in der Umgebung der Kerne eine ebenfalls nicht ideal kugelsymmetrische
Ladungsverteilung auf. Durch die Wechselwirkung eines so entstandenen inhomogenen
elektrischen Feldes am Kernort mit dem Quadrupolmoment kann ein Kern energetisch
verschiedene Zustände annehmen. Dadurch kann die Kernresonanzabsorption auch bei
verschiedenen Quantenenergien eintreten (Abb. 2.14b). Praktisch sind durch die Quadrupolaufspaltung u.a. Aussagen über elektrische Feldgradienten möglich, die in kubischen
Systemen immer dann auftreten, wenn die kubische Symmetrie der Ladungsverteilung
stark gestört ist. Dies ist z.B. bei Stählen der Fall, wenn Kohlenstoff- oder Stickstoffatome im Eisengitter eingebaut sind.
Für die Untersuchung von Fe-Basis Werkstoffen ist die magnetische Aufspaltung eine
der wichtigsten Hyperfeinwechselwirkungen. Diese Wechselwirkung tritt auf, wenn der
Kern ein magnetisches Dipolmoment besitzt und gleichzeitig am Kernort ein magnetisches Feld vorhanden ist. Das Magnetfeld kann durch atomeigene Elektronen, Elektronen
von Nachbaratomen im Kristallgitter oder durch externe Einflüsse hervorgerufen wer-
(a)
53
(b)
Abb. 2.11: Emission von γ-Strahlung von einem a) freien Atomkern und b) zugehöriges Energiespektrum
Abb. 2.12: Mößbauerspektrum für den Fall, dass Strahlungsquelle und Absorber vollkommen identisch sind.
54
(a)
(b)
Abb. 2.13: Isomerieverschiebung a)Energieniveauschema und b) zugehöriges Mößbauerspektrum.
(a)
Abb. 2.14: Quadrupolaufspaltung des Mößbauer-Isotops
gehöriges Mößbauerspektrum.
(b)
57
Fe a)Energieniveauschema und b) zu-
55
den. Beim ferromagnetischen Reineisen herrscht am Kernort ein starkes Magnetfeld. Dieses verursacht eine Aufspaltung der Kernniveaus in sechs Subniveaus, wodurch sich im
Mößbauerspektrum ein Sextett von Absorptionsmaxima ergibt (Abb. 2.15). Bei Fe-Basis
Werkstoffen ändert jedes Fremdatom in der unmittelbaren Nachbarschaft eines Eisenatoms dessen magnetisches Moment. Dies ist durch Abweichungen vom Sextett des Reineisen zu detektieren, da so viele Sextette auftreten, wie atomare Konfigurationen existieren.
Bei der Mößbauerspektroskopie sind auf diese Weise u.a. Aussagen über magnetische Eigenschaften im Kristallgitter und Nachbarschaftsbeziehungen von Eisenatomen und Fremdatomen möglich.
(a)
(b)
Abb. 2.15: Magnetische Aufspaltung des Mößbauer-Isotops 57 Fe a)Energieniveauschema und b) zugehöriges Mößbauerspektrum.
Darüber hinaus erlaubt eine Bestimmung der Linienintensitäten eines Mößbauerspektrums
eine quantitative Phasenanalyse sowie Aussagen zu Atombewegungen im Kristall.
Durchführung Für Mößbaueruntersuchungen wurden Proben (10x10x0,03 mm3 ) aus dem
pulvermetallurgischen Kaltarbeitstahl X230PM und X153PM bei 1080°C in Argonatmosphäre austenitisiert. Nach einer Haltezeit von 20 min erfolgte die Abschreckung bis Raumtemperatur durch einen Argon-Luftstrom. Direkt nach dem Härten wurden einige Proben
bis -150°C bzw. -196°C heruntergekühlt und auf dieser Temperatur für 24, 36 oder 48 h
gehalten. Zur Aufnahme der Mößbauerspektra kam ein Spektrometer der Firma Wissenschaftliche Elektronik GmbH zur Anwendung. Als Gammastrahlenquelle wurde das
radioaktive Isotop
57
Co in einer Cr-Matrix mit einer Aktivität von 100 mCi (3,7 · 109 Bq)
56
eingesetzt. Der instabile Kern des Isotops zerfällt mit einer Halbwertszeit von 270 Tagen
unter Einfang eines Hüllenelektrons (EC-Zerfall) in den stabilen Tochterkern
57
Fe. Der
Grundzustand wird dabei nicht direkt erreicht, so dass weitere Übergänge vom ersten und
zweiten angeregten Zustand in den Grundzustand folgen. Für die Mößbauerspektroskopie
ist vor allem der Übergang vom ersten in den Grundzustand von Bedeutung, wobei Gammaquanten der Energie 14,4 keV emittiert werden. Die Charakteristik der Messaparatur
war über die Linienbreite der γ–Strahlungsquelle von 0,22 mm/s gegeben. Der geprüfte Geschwindigkeitsbereich erstreckte sich von -7,5 bis 7,5 mm/s. Zur Auswertung der Messdaten wurden die aufgenommenen Spektren computerunterstützt durch Lorentzfunktionen
nachgebildet. Dadurch konnten die Intensitäten der einzelnen Gefügebestandteile durch
Integration der relativen Flächen unter den Kurven bestimmt werden.
2.7.2 Mechanische Spektroskopie
Grundlagen Bei der mechanischen Spektroskopie wird die durch die Probe absorbierte
Energie einer aufgeprägten, oszillierenden, mechanischen Belastung gemessen. Als Ergebnis wird ein Verlustspektrum aufgezeichnet, mit dem Aussagen über strukturelle Prozesse
und Spannungen innerhalb des zu untersuchenden Materials sowie zu Bindungskräften
in der Struktur möglich sind. Entscheidend für die Untersuchung der cryogenen Behandlung sind darüber hinaus Aufschlüsse über Defekte und speziell über atomare Diffusion in
Abhängigkeit der Prüftemperatur, die aus den Messergebnissen gewonnen werden können.
Die mechanische Spektroskopie nutzt den Effekt thermisch aktivierter anelastischer Relaxationsprozesse in Festkörpern aus. Aufgrund der Anelastizität von Werkstoffen tritt
bei einer mechanischen Belastung eine Phasenverschiebung zwischen Spannung und Dehnung auf. Diese Phasenverschiebung ist bei einer aufgeprägten, oszillierenden Belastung
als Dämpfung, d.h. einer Abnahme der Schwingungsamplitude zu detektieren. Ursache
für die Dämpfung in metallischen Werkstoffen sind alle existieren Kristallfehler wie Leerstellen, substitutionell und interstitiell gelöste Mischkristallatome, Versetzungen, Korn-,
Zwillings- und Phasengrenzen, die innere Reibung auslösen können und so zu einer Dämpfung führen.
Zu den ausgeprägtesten atomaren Effekten, die Anelastizität bewirken können, gehören
der Snoek- und der Zener-Effekt [68–70]. Während der Snoek-Effekt die Relaxation durch
spannungsinduzierte Diffusion von Zwischengitteratomen beschreibt, liegt der Relaxation
beim Zener-Effekt eine Umorientierung von Fremdatomenpaaren zugrunde. Neben den
atomaren Effekten basiert die wichtigste Ursache für mechanische Dämpfung in metallischen Werkstoffen allerdings auf Wechselwirkungen zwischen Versetzungen und Punkt-
2.8 Phasenidentifikation und Eigenspannungsmessungen
57
defekten [71]. Dazu zählen z.B. das Losreißen von Versetzungen von Punktdefekten auf
der Versetzungslinie oder Pinning-Depinning-Mechanismen durch die auf der Gleitebene
verteilten Punktdefekte.
Grundsätzlich sind zwei Versuchsmethodiken bei der mechanischen Spektroskopie zu unterscheiden. Zum einen kann eine Messung bei konstanter Temperatur durchgeführt und
die Dämpfung als Funktion der Oszillationsfrequenz aufgezeichnet werden. Um andere
Dämpfungseffekte zu analysieren, kommen zum anderen Messungen als Funktion der Temperatur bei konstanter Oszillationsfrequenz zur Anwendung.
Durchführung Proben (0,8x0,8x60 mm3 ) aus dem pulvermetallurgischen Kaltarbeitstahl
X230PM wurden bei 1080°C in Argonatmosphäre austenitisiert und nach einer Haltezeit
von 20 min durch einen Argon-Luftstrom bis Raumtemperatur abgeschreckt. Die Aufzeichnung mechanischer Verlustspektren erfolgte mittels eines invertieren Pendel Spektrometer
sowohl im temperatur- als auch im amplitudenabhängigen Dämpfungsmodus im Temperaturbereich von -196°C bis Raumtemperatur und bei einer Frequenz von 1 bis 5 Hz. Die
zeitliche Verzögerung nach dem Härten bis zum Start einer Messung bei -196°C belief sich
auf <15 min.
2.8 Phasenidentifikation und Eigenspannungsmessungen
Für die Phasenanalyse und Messungen von Eigenspannungen der einzelnen Gefügebestandteile wurden Untersuchungen am KAS X153PM mit weißer, hochenergetischer Synchrotronstrahlung an der Materialforschungsbeamline EDDI des Helmholtz-Zentrum Berlin bei BESSY durchgeführt. Dabei wurde die hochenergetische Synchrotronstahlung eines supraleitenden 7 T-Multipolwigglers genutzt, wodurch Weißstrahlexperimente bis zu
Energien von etwa 150 keV realisiert werden konnten. Aufgrund der Strahlpolarisation
in der Speicherringebene wurden die Beugungsexperimente in vertikaler Streugeometrie
durchgeführt. Die Programmierung der Messabläufe sowie die Auswertung der Messdaten erfolgte mit einem unter Mathematica™ erstelltem Programmsystem. Die Beamline
selbst wurde über die Software Spec™ gesteuert. Für die Eigenspannunsanalyse wurden
die Beugungsexperimente bei zwei unterschiedlichen 2θ-Winkeln durchgeführt. Alle zugehörigen Mess- und Auswertparameter sind in Tabelle 2.12 aufgeführt.
58
Tab. 2.12: Mess- und Auswertparameter
Strahlquerschnitt
1 x 1 mm2
Absorber
1 mm Al + 2 cm Graphit
Doppelspaltsystem
Sekundärseitige Optik
(äquatorial x axial) 0,03 x 5 mm2
Beugungswinkel
2θ = 12° und 16°
Zählzeit pro Spektrum
20 - 180 s
Wolframpulver auf der Probe
Kalibirerung
(unter identischen Bedingungen vermessen)
2.9 Mechanische Eigenschaften
2.9.1 Härteprüfung
Alle Härtemessungen wurden bei Raumtemperatur nach dem Vickers-Verfahren entsprechend DIN EN ISO 6507-1 [72] durchgeführt, wobei sich die resultierenden Werte aus dem
arithmetischen Mittel von mindestens fünf Einzelmessungen ergaben. Die Makrohärte
wurde mit einem Universalprüfgerät der Firma Wolpert unter einer Last von 294,2 N
(HV 30) gemessen. Zur Bestimmung der Härte einzelner Gefügebestandteile kam ein Mikrohärteprüfer MHT-6 der Firma A. Paar zur Anwendung, der in den Objektivrevolver
eines Lichtmikroskopes der Firma Zeiss integriert war. Gemessen wurde die Mikrohärte
mit einer Last von 0,49 N (HV 0,05).
2.9.2 3-Punkt-Biegeversuch
Nach den abgeschlossenen Wärme- und Cryobehandlungen wurden die Proben für 3Punkt-Biegeversuche auf Endmaß geschliffen. Die Prüfung erfolgte in Anlehnung an die
Norm DIN EN ISO 3325 [73] auf einer Zug-Druck-Prüfmaschine Z100 der Firma Zwick.
Nach Abbildung 2.16 wurden die Proben mit einer konstanten Geschwindigkeit von
0,5 mm/min bis zum Bruch gefahren. Mit der aufgezeichneten Bruchkraft FQ wurde über
die Probengeometrie B bzw. H, das Widerstandsmoment W, das Biegemoment Mb und
dem Auflagerabstand L nach Gleichung 2.9 die Biegebruchfestigkeit bestimmt.
σb =
3FQ s
Mb
=
W
2BH 2
(2.9)
59
Abb. 2.16: Schematische Darstellung des 3-Punkt-Biegeversuchs und Geometrie der 3-PunktBiegeproben. Alle Proben wurden auf eine Breite und Höhe von B = 75 mm bzw.
H = 85 mm gefertigt. Der Auflagerabstand betrug s = 40 mm.
Weiterhin wurde die Bruchdehnung der Randfaser über die gemessene Durchbiegung x,
den Auflagerabstand s, dem Flächenmoment 2. Grades I und die Probenhöhe H nach Gleichung 2.10 berechnet. Hierbei ist zu berücksichtigen, dass die Gesamtdurchbiegung der
Proben bei Bruch, welche sich aus elastischer und plastischer Durchbiegung zusammensetzt, gemessen wurde. Für die Berechnung der Dehnung wurden die bei den untersuchten
Werkstoffen auftretenden geringen plastischen Anteile vernachlässigt.
f =
Mb H
FQ sH
6Hx
=
= 2
2EI
8EI
s
(2.10)
Im weiteren Verlauf dieser Arbeit soll zudem die Bruchzähigkeit KIc an ausgewählten
Proben und Wärmebehandlungszuständen bestimmt werden. Aufgrund des hohen experimentellen Aufwands wurden die durchgeführten 3-Punkt-Biegeversuche ergänzend zur
Gewinnung von Erkenntnissen zur Zähigkeit der Proben nach den jeweiligen Wärmebehandlungen herangezogen. Dabei ist zu beachten, dass bei der Ermittlung von Zähigkeit
bzw. Bruchzähigkeit unterschiedliche Eigenschaften des Werkstoffs überprüft werden. Dies
wird im folgenden Kapitel 2.9.3 näher beschrieben. Als Maß für die Zähigkeit wurde
die Verformungsarbeit W betrachtet, die sich aus der Fläche unter der BiegespannungsDehnungs-Kurve ergab. Die Größe, der diese Fläche zugeordnet wird, hat nach Gleichung
2.11 die Einheit J/mm3 .
[σb · f ] =
N
mm
J
·
=
= [W ]
mm2 mm
mm3
(2.11)
60
2.9.3 Bruchzähigkeitsversuch
Zähigkeit von Werkzeugstählen Neben Härte und Verschleißwiderstand zählt vor allem die Zähigkeit zu den wesentlichen Eigenschaften von Werkzeugstählen. Der Zustand
zäh“ beschreibt im Allgemeinen einen Zustand hoher Sicherheit gegen Bruch [4]. Unter
”
Zähigkeit wird die durch Verformung oder eine andere Art der Energieumwandlung bis
zum Bruch geleistete Arbeit verstanden. Dagegen beschreibt Duktilität die Verformung
des Werkstoffes bis zum Bruch. Die Zähigkeit von Warmarbeitstählen wird hauptsächlich
im Schlagbiegeversuch bestimmt, wohingegen bei Kaltarbeitsstählen überwiegend der statische Biegeversuch mit Bestimmung der Biegebruchfestigkeit zur Anwendung kommt.
Diese Versuche beschreiben sowohl Rissentstehung als auch Rissausbreitung und somit
das Bruchverhalten. Darüber hinaus wird die Bruchzähigkeit KIc einer Probe mit vorher
eingebrachtem scharfen Riss bestimmt. Die Bruchzähigkeit beschreibt den Widerstand
gegen Rissausbreitung ab einer kritischen Risslänge akrit und wird im folgenden Kapitel
ausführlicher besprochen. Daraus ist ersichtlich, dass bei der Ermittlung von Zähigkeit
bzw. Bruchzähigkeit unterschiedliche Eigenschaften des Werkstoffs überprüft werden.
Zähigkeit sowie Bruchzähigkeit werden wesentlich durch Anteil, Größe und Verteilung
der harten, spröden Phasen bestimmt. Karbide senken die Biegefestigkeit, weil sie schon
bei niedrigerer Belastung brechen oder ablösen. Dagegen bewirkt eine Dispersion gröberer
Karbide eine höhere Bruchzähigkeit als eine feine Dispersion gleichen Volumengehaltes,
weil in der Spannungskonzentration vor der Rissspitze weniger Teilchen brechen oder
ablösen und die Rissablenkung zunimmt. Der Übergang von einem Dispersions- zu einem
Netzgefüge senkt die Biegefestigkeit, kann aber durch Rissablenkung die Bruchzähigkeit
erhöhen [3]. Neben diesen werkstoffbedingten Einflussgrößen auf die Zähigkeiten müssen
noch versuchsbedingte Einflüsse wie Mehrachsigkeitsgrad, Geschwindigkeit der Beanspruchung und Umgebungstemperatur beachtet werden.
Grundlagen der Bruchmechanik Grundlage der Bruchmechanik ist die Annahme, dass
ein Werkstoff immer über herstellungsbedingte Risse verfügt [74]. Die Bruchmechanik
ermöglicht die Erstellung von Versagenskonzepten, die mechanische Beanspruchungen und
das Versagensverhalten des Werkstoffs in der Umgebung dieser Risse zu beschreiben.
Durch diese Modelle soll vorhergesagt werden, bei welcher äußeren Belastung ein stabiles
bzw. instabiles Risswachstum erfolgt. Daraus abgeleitet kann das Bruchverhalten und
somit die Zähigkeit eines Werkstoffes quantitativ beschrieben werden.
Die linear-elastische Bruchmechanik beschäftigt sich mit dem Bruchverhalten von Werkstoffen mit rein elastischem Verhalten bei linearer Spannungs-Dehnungs-Beziehung. Hin-
61
sichtlich der Spannungsfelder an einer Rissspitze werden in der Bruchmechanik anhand des
Verzerrungszustandes drei verschiedene Fälle, auch als Rissmodi oder Rissöffnungsarten
bezeichnet, unterschieden [75]. Wie in Abbildung 2.17 dargestellt, werden die Rissufer bei
Modus I unter einer Normalspannung senkrecht zur Rissfläche geöffnet. Die Scherspannung verschwindet dagegen entlang der Rissufer. Im zweiten Fall werden die Rissufer unter
einer Scherbeanspruchung gegeneinander verschoben. Bei Modus III erfolgt die Belastung
hingegen senkrecht zur x-Achse, so dass die Rissufer um eine senkrecht zur Rissebene
stehende Rotationsachse verschoben werden.
Abb. 2.17: Bruchmodi: Belastungsarten, die an einem Riss auftreten können. Modus I: Die Rissufer
werden senkrecht zur Rissfläche geöffnet. Modus II: Die Rissufer werden gegeneinander
verschoben. Modus III: Die Rissufer werden um eine Rotationsachse, die senkrecht zur
Rissebene steht, verschoben.
Die größte Bedeutung für praktische Anwendungen besitzt Modus I, für den auch die
Bruchmechanik am weitesten entwickelt ist [76]. Für diesen Fall lassen sich die Spannungen um eine Rissspitze, unter der Voraussetzung einer unendlichen Plattengröße, nach
Sneddon und Irwin berechnen (Gl. 2.12 bis 2.14) [77, 78]. Darin sind r und ϕ die Polarkoordinaten des betrachteten Volumenelements, mit dem Koordinatenursprung an der
Rissspitze und KI der Spannungsintensitätsfaktor für Modus I, welcher die Größe des
Spannungsfeldes um die Rissspitze kennzeichnet.
ϕ
ϕ
3ϕ
KI
· cos (1 + sin · sin )
σy = √
2
2
2
2πr
(2.12)
KI
ϕ
ϕ
3ϕ
σx = √
· cos (1 − sin · sin )
2
2
2
2πr
(2.13)
KI
ϕ
ϕ
3ϕ
τxy = √
· cos · sin · sin
2
2
2
2πr
(2.14)
62
Erreicht dieser Faktor den von Versuchsbedingungen (Werkstoff, Eigenschaften der Mikrostruktur, Vorgeschichte der Belastung, Wärmebehandlung, Temperatur, etc.) abhängigen kritischen Materialkennwert KIc , so tritt instabile Rissausbreitung ein. Der Kennwert
KIc erlaubt die Formulierung eines Bruchkriteriums und wird deshalb als Bruchzähigkeit
bezeichnet. Hierbei ist allerdings zu beachten, dass die Gültigkeit des KI -bestimmten Feldes sowohl nach außen, als auch nach innen begrenzt ist. In großer Entfernung von der
Rissspitze können in den Gleichungen höhere Terme nicht mehr vernachlässigt werden.
Nahe der Rissspitze werden die tatsächlichen Gegebenheiten ebenfalls nicht mehr richtig
beschrieben. Für kleiner werdende Radien r steigt die Spannung σ stark an (r → 0 ⇒
σ → ∞), so dass in unmittelbarer Nähe der Rissspitze die Fließspannung überschritten
wird und es zur Ausbildung einer plastischen Zone vor der Rissspitze kommt. In diesem
Bereich sind die o.g. Sneddon-Gleichungen nicht mehr gültig. Dies hat zur Folge, dass
Aussagen zur genauen Form sowie zu Spannungen und Verformungen der plastischen Zone
nur durch numerische Lösung eines entsprechenden Randwertproblems möglich sind. Mit
Hilfe von Fließbedingungen kann die Kontur der Zone jedoch näherungsweise bestimmt
werden. Auf der Basis der von Mieseschen und der Trescaschen Hypothese beruht das
in Abbildung 2.18 dargestellte Hundeknochenmodell“. Dabei wird davon ausgegangen,
”
dass im Innern der Rissfront ein ebener Dehnungszustand (EDZ) und an der Oberfläche
ein ebener Spannungszustand (ESZ) vorherrscht.
Abb. 2.18: Form der plastischen Zone vor der Rissspitze für Modus I. In der Probenmitte liegt ein
ebener Verzerrungszustand, am Rand ein ebener Spannungszustand vor.
63
Versuchsdurchführung Die Ermittlung der Bruchzähigkeit KIc erfolgte im 3-PunktBiegeversuch in Anlehnung an ASTM E 399 [79]. Die Probengeometrie ist in Abbildung
2.19 dargestellt. Für die Bestimmung der Bruchzähigkeit mussten die Proben über einen
Anriss verfügen, der ausgehend von einem Chevronkerb durch eine Schwingbeanspruchung
erzeugt wurde. Für das Anschwingen mit einem R-Wert von 0,2 kam eine servohydraulische Prüfmaschine der Firma Schenck zur Anwendung. Die Prüfmaschine wurde mittels
digitalem Mess- und Regelsystem EU2000D und der Software LapExpert der Firma Inova
gesteuert.
Aufgrund der hohen Festigkeit der Versuchswerkstoffe wurden zur Rissbildung vergleichsweise hohe Kräfte benötigt. Nach der Rissentstehung hingegen musste die Kraft verringert
werden, um ein instabiles Risswachstum infolge der geringen Zähigkeit zu verhindern.
Aus diesem Grund wurde eine Abschaltautomatik in den Regelkreis der Prüfmaschine
integriert. Der gesamte Versuchsaufbau ist schematisch in Abbildung 2.20 dargestellt.
Mit einem Ultraschallprüfgerat des Typs Digital-Echograph 1085 der Firma Karl Deutsch
GmbH, wurde die Rissentstehung überwacht. Beim Erreichen eines voreingestellten Schwellwertes, schaltete die Maschine automatisch in den Leerlauf. Danach wurde die Kraft
reduziert und das Risswachstum optisch mit einem Mikroskop M450 der Firma Wild
kontrolliert. Die Anrisslänge aller Proben betrug ungefähr
a
W
= 0, 5 (Abb. 2.19). Um die
plastische Zone vor der Rissspitze möglichst klein zu halten, wurde die Rissausbreitungsgeschwindigkeit auf den letzten 0,2 mm des Anrisses kleiner als 2,5·10−5 mm / Lastwechsel gehalten. Um später eine exakte Trennung zwischen Schwing- und Restbruch zu ermöglichen,
wurde der Kerbgrund mit 80 % acetonverdünnter Tinte benetzt. Die Färbung der Anrissfläche erfolgte schließlich durch Kapillarkräfte.
Zur Bestimmung von KIc wurden die Proben auf einer Zug-Druck-Prüfmaschine Z100 der
Firma Zwick mit einer Belastungsgeschwindigkeit von 800 N/s monoton bis zum Bruch
belastet. Dabei wurden Rissaufweitung und Kraft gemessen. Zur Bestimmung der zur
Rissausbreitung führenden Kraft FQ wurde entsprechend ASTM E 399-90 [79] der Maximalwert Fmax eingesetzt, da eine Auswertung nach der 5 % Sekanten-Methode aufgrund
der großen Steigung im Kraft-Rissaufweitungs-Diagramm nicht möglich war. Nach Glei
chung 2.15 erfolgte schließlich die Bestimmung der Bruchzähigkeit KIc . Dabei ist f Wa
(Gl. 2.16) ein Geometriefaktor für 3-Punkt-Biegeproben mit einem Verhältnis Auflagerabstand zu Probenhöhe s/w = 5.
KIc =
a
FQ s
f
B W 3/2
W
(2.15)
64
Abb. 2.19: Geometrie der 3-Punkt-Biegeproben zur Bestimmung der Bruchzähigkeit KIc . Im Rahmen dieser Arbeit wurden ausschließlich Proben mit den Abmessungen B = 7 mm,
W = 15 mm und L = 75 mm verwendet. Die Länge des durch Erodieren eingebrachten Chevron-Kerbs betrug 5 mm. Der durch Anschwingen erzeugte Riss ist durch die
Risslänge a gekennzeichnet.
Abb. 2.20: Schematische Darstellung des Versuchsaufbaus zur Erzeugung eines Ermüdungsrisses.
Zur automatischen Abschaltung der Maschine nach der Rissentstehung wurde ein Ultraschallprüfgerät in die Maschinenstruktur integriert. Die Proben wurden mit einer
Frequenz von f = 10 Hz und je nach Probenmaterial und -zustand mit einer Kraft von
F = 0,5 - 2,0 kN angeschwungen. Der Auflagerabstand betrug s = 75 mm.
a 3
=
f
W
a
W
12 h
1, 99 −
65
· 2, 15 − 3, 93
3
2 1 + 2 Wa
1 − Wa 2
a
W
1−
a
W
a
W
+ 2, 7
a 2
W
i
(2.16)
Damit aus den Messungen geometrieunabhängige Bruchzähigkeiten bestimmt werden
konnten, war es erforderlich, die Bedingungen der linearen Bruchmechanik zu erfüllen.
Unter der Voraussetzung, das mechanische Verhalten der Proben durch einen ebenen Dehnungszustand beschreiben zu können, musste die plastische Zone klein sein im Vergleich
zu allen relevanten Abmessungen. Diese Bedingung wird durch die Größenbedingung
gewährleistet (Gl. 2.17).
B ≥ 2, 5
KIc
Rp0,2
2
(2.17)
2.9.4 Umlaufbiegeversuch
Die Ermittlung der Ermüdungsfestigkeit erfolgte an einer Umlaufbiegemaschine der Firma
Schenk. Dabei wurde die Prüflast über einen Hebelarm direkt auf die zu untersuchende
Probe aufgebracht, welche während des Versuchs mit einer Frequenz von 40 Hz um ihre
Längsachse rotiert. Die Probengeometrie ist in Abbildung 2.21 veranschaulicht. Die Beanspruchung betrug für alle in dieser Arbeit untersuchten Proben 1000 MPa, wobei sich
der erforderliche Hebelarm aus Gleichung 2.18 ergibt. Darin ist σ die Last, d der kleinste
Durchmesser der Probe und l0 der Hebelarm. Um den Hebelarm mit höchster Genauigkeit
zu bestimmen, wurde der Probendurchmesser jeder Probe mit Hilfe eines Messmikroskops
SX3000 der Firma HITEC Messtechnik ermittelt. Der kleinste Durchmesser einer Probe
wird bei diesem Versuch einer Beanspruchung mit gleich bleibender Amplitude und konstantem Mittelwert unterworfen, wobei das Biegemoment über der gesamten Prüflänge
konstant war.
l0 =
σ · π · d3
32 · 300
(2.18)
66
Abb. 2.21: Geometrie der Umlaufbiegeproben zur Bestimmung der Ermüdungsfestigkeit
2.10 Tribologische Prüfung
2.10.1 Stift-Schleifpapier-Versuch
Das Verschleißverhalten bei Furchungsverschleiß wurde bei Raumtemperatur im StiftVerschleißpapier-Versuch untersucht. Dabei wurde ein langsam rotierender Probenstift
(∅6 mm x 30 mm) mit einer Kraft von 37 N auf Schleifpapier (Flint 220) gepresst und
dabei mit einer konstanten Geschwindigkeit von 4,7 mm/s mäanderförmig, translatorisch
und überdeckungsfrei über das Papier gefahren (Abbildung 2.22). Die Ermittlung der Verschleißrate wab erfolgte nach Gleichung 2.19 über den Massenverlust ∆m, die Probendichte
ρ, den Laufweg der Probe L und die scheinbare Berührungsfläche A. Der Verschleißwi−1
derstand wab
ergibt sich analog dazu aus Gleichung 2.20.
wab =
∆m
ρ·L·A
(2.19)
−1
wab
=
ρ·L·A
∆m
(2.20)
Zusätzlich wurden ausgewählte Verschleißstifte poliert und unter der gleichen Belastung
ohne Rotation einige mm über Schleifpapier bewegt. Zur Untersuchung der wirkenden
Verschleißmechanismen wurden die Proben anschließend im REM betrachtet.
Abb. 2.22: Schematische Darstellung des Stift-Verschleißpapier-Versuchs. F = 37 N; A = 28,3 mm2 ;
F/A = 1,32 MPa; v = 4,8 mm/s; Probendichte ρ
2.10 Tribologische Prüfung
67
2.10.2 Gleitverschleiß
In Kooperation mit dem Lehrstuhl für Werkstofftechnik der Universität Duisburg-Essen
wurde das Gleitverschleißverhalten bei Raumtemperatur im Stift-Scheibe-Versuch untersucht. Dazu kam ein Tribometer TRM 100 der Firma Wazau zur Anwendung, bei dem ein
zylindrischer Probenstift mit einer definierten Normalkraft gegen eine rotierende Scheibe
gepresst wird. Die Abmessungen von Stift und Scheibe sind in Abbildung 2.23 dargestellt. Untersucht wurde ausschließlich die pulvermetallurgisch hergestellte Variante des
X153 nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen. Als Referenzmaterial für
die Scheibe wurde der austenitische, nichtrostende Stahl X5CrNi18-10 verwendet. Da für
den Nachweis von Adhäsion eine plane und glatte Oberfläche notwendig ist, wurden die
Scheiben gemäß Kapitel 2.6.1 zunächst plangeschliffen und anschließend mit Diamantsuspension bis 1 µm Körnung poliert. Aufgrund der kugelförmigen Prüffläche erfolgte die
Präparation der Probenstifte mittels Schleifpapier und Polierfließ mit Poliersuspension
bis zu 1 µm Körnung. Bei diesem Vorgang musste darauf geachtet werden, dass der Radius erhalten blieb. Im Rahmen dieser Arbeit wurden zwei unterschiedliche Normalkräfte
von 49 N und 25 N angewendet. Aus diesen Kräften und der Probengeometrie resultieren
nach Hertz Flächenpressungen von etwa 790 MPa bzw. 630 MPa. Um ein unkontrolliertes
Aufschwingen des Systems zu vermeiden, wurde in Vorversuchen eine optimale Rotationsgeschwindigkeit der Scheibe von 0, 047m/s ermittelt. Für die vollständige Dokumentation
wurde vor und nach dem Versuch die Masse der Proben bestimmt. Abschließend erfolgte
die Untersuchung der Verschleißflächen am Stereomikroskop und REM.
68
(a)
(b)
Abb. 2.23: Schematische Darstellung des Stift-Scheibe-Versuchs; F = 37 N; A = 28,3 mm2 ;
F/A = 1,32 MPa; v = 4,8 mm/s; Probendichte ρ; a) Versuchsaufbau b) Probengeometrie
69
3 Versuchsergebnisse des Stahles
X153CrMoV12PM
3.1 Härte und Anlassverhalten
In Abbildung 3.1 sind für unterschiedliche Austenitisierungstemperaturen Härte-AnlassDiagramme des PM-Kaltarbeitsstahles X153PM bei konventioneller und cryogener Behandlung dargestellt. Darin ist zu erkennen, dass die Ansprunghärte des Werkstoffs von
TA = 980°C mit steigender Austenitisierungstemperatur abnimmt. Bei der niedrigsten
Austenitisierungstemperatur von 980°C kann beim Anlassen lediglich ein lokales Maximum beobachtet werden, wobei die Härten unterhalb der Ansprunghärte liegen. Ein
ausgeprägtes Sekundärhärtemaximum zeigte sich dagegen nach Härten von 1080°C und
hohem Anlassen bei einer Temperatur oberhalb 500°C. Für höhere Austenitisierungstemperaturen verschiebt sich das Sekundärhärtemaximum zu höheren Temperaturen.
Durch einen Tiefstkühlschritt direkt nach dem Abschrecken steigt die Härte über die
Ansprunghärte, wobei die Differenz für TA = 980°C bis 1150°C mit der Austenitisierungstemperatur zunahm. Für TA = 1200°C wurde wieder eine geringere Differenz verzeichnet.
Zusätzlich wird das Sekundärhärtemaximum durch eine Tiefsttemperaturbehandlung teilweise unterdrückt und zu niedrigeren Temperaturen verschoben. Bei einer Austenitisierungstemperatur über 1150°C hingegen liegt die Härte im Sekundärhärtemaximum nach
einer Cryobehandlung deutlich höher im Vergleich zum nicht tiefstgekühlten Zustand.
Die aus diesen Versuchen ermittelten Anlasstemperaturen für die weiteren Wärme- und
Cryobehandlungen sind in Tabelle 3.1 aufgelistet.
70
(a) TA = 980°C
(b) TA = 1080°C
(c) TA = 1150°C
(d) TA = 1200°C
Abb. 3.1: Härte-Anlass-Diagramme des Kaltarbeitsstahles X153PM für vier unterschiedliche Austenitisierungstemperaturen (nach Tab. 2.6)
Tab. 3.1: Anlasstemperaturen für Wärme- und Cryobehandlungen des KAS X153PM der Hauptversuche
TA /°C
TAnl /°C
SHM
CSHM
980
500
430
1080
520
500
1150
560
510
1200
610
550
3.2 Statistische Analyse der Faktorenwirkung
71
Das Ziel der statistischen Analyse bestand darin, den Einfluss der einzelnen Faktoren auf
die untersuchten Werkstoffeigenschaften zu ermitteln. Zur Abschätzung der Faktorentendenz, d.h. der Auswirkung einer Stufenänderung auf die Werkstoffeigenschaft, wurde eine
Mittelwertanalyse (ANOM = Analysis of means) durchgeführt. Zusätzlich können dadurch
die optimalen Faktorstufenkombinationen bestimmt werden. Die Ergebnisse sind in den
Abbildungen 3.2 bis 3.6 dargestellt, wobei der durchschnittliche Mittelwert für jede Stufe
eines Faktors bewertet wurde. Die gestrichelte Linie gibt den Gesamtmittelwert aller Versuche an. Die Erläuterungen der Kurzbezeichnungen für Faktoren und Wechselwirkungen
sind den Tabellen 2.4 und 2.5 im Kapitel 2.2 zu entnehmen.
Eine Gegenüberstellung der Mittelwertanalysen aller Faktoren zeigt, dass Austenitisierungs- und Anlasstemperatur den größten Effekt auf die Werkstoffeigenschaften aufweisen. Dagegen sind die Auswirkungen einer Stufenänderung bei allen anderen Faktoren und
Wechselwirkungen von geringerem Ausmaß. Sowohl für eine hohe Werkstoffhärte als auch
für eine niedrige Verschleißrate erwiesen sich eine höhere Austenitisierungstemperatur,
längere Haltezeit auf Cryo-Temperatur sowie eine schnelle Wiedererwärmung auf Raumtemperatur und eine niedrige Anlasstemperatur als optimale Faktorstufenkombinationen.
Lediglich bei der Abkühlrate zeigten sich Unterschiede (Abbildungen 3.2, 3.6). Für die im
3-Punkt-Biegeversuch bestimmten mechanischen Eigenschaften wurde als optimale Kombination dagegen eine niedrigere Austenitisierungstemperatur, eine maximale Abkühlrate
sowie eine langsame Wiedererwärmung auf Raumtemperatur und eine hohe Anlasstemperatur ermittelt. Unterschiede zeigten sich lediglich bei der Haltezeit auf Cryo-Temperatur
(Abbildungen 3.3 bis 3.5).
Um die Ergebnisse der Mittelwertanalyse zu bestätigen und signifikante Faktoren und
Wechselwirkungen zu identifizieren, wurde eine Varianzanalyse (ANOVA = Analysis of
variance) durchgeführt. Bei der Auswertung kann es vorkommen, dass Faktoren als signifikant eingestuft werden, obwohl sie eine vergleichsweise geringe Varianz aufweisen.
Um diese Überbewertung einiger Faktoren zu vermeiden, wurde die Pooling-Up Technik
angewendet. Dabei werden die niedrigsten Varianzen zu einer gemeinsamen Fehlervarianz zusammengefasst und somit die zugehörigen Faktoren bei der Varianzanalyse nicht
mehr berücksichtigt. Die Ergebnisse der endgültigen Varianzanalysen für jede untersuchte
Werkstoffeigenschaft sind in den Tabellen 3.2 bis 3.6 aufgelistet. Hier bedeutet Pool = 1,
dass der zugehörige Faktor aufgrund seiner geringen Varianz als insignifikant zu bewerten
ist. Weiterhin steht FHG für den Freiheitsgrad, V für die Varianz, SQ für die Summe
72
der quadrierten Abweichung, SQ’ für die Summe der quadrierten Abweichung nach dem
Poolen anderer Faktoren, FP für den Fischer-Wert, F für das zugehörige Konfidenzintervall (Signifikanz-Stufe), ρ für die prozentuale Bedeutung eines Faktors und MW für den
Mittelwert.
Die Ergebnisse in den Tabellen 3.2 bis 3.6 zeigen, dass lediglich Austenitisierungs- und
Anlasstemperatur für alle Faktoren mit einem Konfidenzintervall von 99,9 % signifikant
sind. Die untersuchten Cryoparameter Haltezeit und Aufheizrate haben dagegen nur
für Verschleißrate, Bruchdehnung und Verformungsarbeit bzw. Härte und Biegefestigkeit
einen signifikanten Einfluß. Zudem liegen die Sicherheitswahrscheinlichkeiten unterhalb
99,99 %. Für die Abkühlrate konnte kein signifikanter Einfluss auf die Werkstoffeigenschaften nachgewiesen werden. Die prozentuale Bedeutung der Austenitisierungs- und
Anlasstemperatur überwiegt bei allen anderen Faktoren für alle Eigenschaften um mehr
als eine Größenordnung. Darüber hinaus ist der ρ-Wert der Austenitisierungtemperatur
für nahezu alle Werkstoffeigenschaften mehr als doppelt so hoch wie der Wert für die
Anlasstemperatur. Die Signifikanzniveaus aller Hauptfaktoren sind zusammenfassend in
Tabelle 3.7 aufgelistet. Neben den Hauptfaktoren wurde für die Wechselwirkungen C, F,
H, K, L, und M (siehe Tabelle 2.5 auf Seite 32) ebenfalls ein signifikanter Einfluss auf einige
der untersuchten Werkstoffeigenschaften nachgewiesen. In Tabelle 3.8 sind die Signifikanzniveaus der Wechselwirkungen für die jeweilige Werkstoffeigenschaft aufgelistet. Dabei ist
zu erkennen, dass lediglich die Wechselwirkungen C (C1 und C2 nach Tabelle 2.5) für
drei der untersuchten Werkstoffeigenschaften mit einer Sicherheitswahrscheinlichkeit von
99,95 % signifikant sind. Die Wechselwirkungen H (H1 bis H4 ) haben einen signifikanten
Einfluss auf Härte (95 %) und Biegefestigkeit (99,95 %). Die Wechselwirkungen K, L und
M sind lediglich für die Verschleißrate und die Wechselwirkungen F für die Bruchdehnung
mit maximal 99,95 % -iger Wahrscheinlichkeit signifikant.
73
Abb. 3.2: Faktorenwirkungsdiagramm für die Werkstoffhärte
Tab. 3.2: Ergebnisse der Varianzanalyse für die Werkstoffhärte
Faktor
A
A’
B
C
D
E
F
G
H
I
I’
J
J’
K
L
M
Fehler
Pool
SQGes−M W
SQM W
SQGes
Pool
0
1
1
1
1
1
1
1
0
0
1
0
1
0
1
1
1
SQ
126247
283
7
275
91
1004
1161
644
3094
2549
417
30578
51
2222
1317
1712
0
6961
171651
17344059
17515710
FHG
1
1
2
2
2
2
2
2
2
1
1
1
1
2
2
2
0
19
26
1
27
V
126247
283
3
138
46
502
580
322
1547
2549
417
30578
51
1111
658
856
SQ’
125880
FP
343,60
F/%
99,99
ρ/%
73,34
2362
2183
6,45
5,96
95,00
95,00
1,38
1,27
30212
82,47
99,99
17,60
1489
4,06
366
9525
171651
0,87
5,55
100,00
74
Abb. 3.3: Faktorenwirkungsdiagramm für die Biegefestigkeit
Tab. 3.3: Ergebnisse der Varianzanalyse für die Biegefestigkeit
Faktor
A
A’
B
C
D
E
F
G
H
I
I’
J
J’
K
L
M
Fehler
Pool
SQGes−M W
SQM W
SQGes
Pool
0
1
1
0
1
1
1
1
0
0
1
0
0
1
1
1
1
SQ
315911
25144
6182
115214
22349
19390
10669
9776
101801
138159
2990
445751
35774
6125
36737
21878
0
161240
1313849
336049494
337363343
FHG
1
1
2
2
2
2
2
2
2
1
1
1
1
2
2
2
0
18
26
1
27
V
315911
25144
3091
57607
11175
9695
5334
4888
50900
138159
2990
445751
35774
3063
18368
10939
SQ’
306953
FP
34,27
F/%
99,99
ρ/%
23,36
97298
10,86
99,95
7,41
83885
129201
9,36
14,42
99,95
99,95
6,38
9,83
436793
26816
48,76
2,99
99,99
33,25
2,04
8958
232902
1313849
17,73
100,00
75
Abb. 3.4: Faktorenwirkungsdiagramm für die Bruchdehnung der Randfaser
Tab. 3.4: Ergebnisse der Varianzanalyse für die Bruchdehnung der Randfaser
Faktor
A
A’
B
C
D
E
F
G
H
I
I’
J
J’
K
L
M
Fehler
Pool
SQGes−M W
SQM W
SQGes
Pool
0
1
1
0
1
0
0
1
1
1
1
0
1
1
1
1
1
SQ
3,0205
0,0495
0,0671
0,3353
0,0033
0,2799
0,1650
0,0336
0,0115
0,0237
0,0271
0,8649
0,0035
0,0267
0,1161
0,0225
0,0000
0,3845
5,0501
144,4030
149,4531
FHG
1
1
2
2
2
2
2
2
2
1
1
1
1
2
2
2
0
18
26
1
27
V
3,0205
0,0495
0,0336
0,1676
0,0016
0,1400
0,0825
0,0168
0,0057
0,0237
0,0271
0,8649
0,0035
0,0133
0,0580
0,0113
SQ’
2,9991
FP
140,40
F/%
99,99
ρ/%
59,39
0,2926
13,70
99,95
5,79
0,2372
0,1223
11,11
5,73
99,95
95,00
4,70
2,42
0,8435
39,49
99,99
16,70
0,0214
0,5554
5,0501
11,00
100,00
76
Abb. 3.5: Faktorenwirkungsdiagramm für Verformungsarbeit
Tab. 3.5: Ergebnisse der Varianzanalyse für die Verformungsarbeit
Faktor
A
A’
B
C
D
E
F
G
H
I
I’
J
J’
K
L
M
Fehler
Pool
SQGes−M W
SQM W
SQGes
Pool
0
0
1
0
1
0
0
1
1
0
1
0
1
1
1
1
1
SQ
32745808
282890
773218
3005149
358347
2050506
1363586
471771
119683
396516
87253
11248867
113493
366743
898288
191821
0
3380617
54473940
561960000
616433939
FHG
1
1
2
2
2
2
2
2
2
1
1
1
1
2
2
2
0
16
26
1
27
V
32745808
282890
386609
1502574
179174
1025253
681793
235886
59842
396516
87253
11248867
113493
183372
449144
95910
SQ’
32534520
71602
FP
153,98
0,34
F/%
99,99
ρ/%
59,72
0,13
2582572
12,22
99,95
4,74
1627929
941009
7,70
4,45
95,00
2,99
1,73
185227
0,88
11037579
52,24
211289
5493503
54473940
0,34
99,99
20,26
10,08
100,00
77
Abb. 3.6: Faktorenwirkungsdiagramm für die Verschleißrate
Tab. 3.6: Ergebnisse der Varianzanalyse für die Verschleißrate
Faktor
A
A’
B
C
D
E
F
G
H
I
I’
J
J’
K
L
M
Fehler
Pool
SQGes−M W
SQM W
SQGes
Pool
0
1
1
1
1
0
1
1
1
1
1
0
1
0
0
0
1
SQ
182,39
0,08
0,55
0,46
0,46
9,00
6,66
2,82
0,56
0,43
2,24
77,21
2,43
12,28
16,34
13,95
0,00
16,68
327,85
1216,64
1544,49
FHG
1
1
2
2
2
2
2
2
2
1
1
1
1
2
2
2
0
16
26
1
27
V
182,39
0,08
0,27
0,23
0,23
4,50
3,33
1,41
0,28
0,43
2,24
77,21
2,43
6,14
8,17
6,98
SQ’
181,34
FP
173,97
F/%
99,99
ρ/%
55,31
6,91
6,63
95,00
2,11
76,17
73,07
99,99
23,23
10,19
14,26
11,87
9,78
13,68
11,39
99,95
99,95
99,95
3,11
4,35
3,62
1,04
27,10
327,85
8,27
100,00
78
Tab. 3.7: Zusammenfassung der Signifikanzen und zugehörigen Sicherheitswahrscheinlichkeiten aller
Hauptfaktoren
Faktor
Biege-
Bruch-
Verformungs-
Verschleiß-
festigkeit
dehnung
arbeit
rate
99,99
99,99
99,99
99,99
99,99
∆TAb
-
-
-
-
-
tc
-
-
95,00
95,00
99,95
∆TAuf
95,00
99,95
-
-
-
TAnl
99,99
99,99
99,99
99,99
99,99
TA
Härte
Tab. 3.8: Zusammenfassung der Signifikanzen und zugehörigen Sicherheitswahrscheinlichkeiten aller
Wechselwirkungen
WW-
Härte
Gruppe
Biege-
Bruch-
Verformungs-
Verschleiß-
festigkeit
dehnung
arbeit
rate
C
-
99,95
99,95
99,95
-
D
-
-
-
-
-
F
-
-
95,00
-
-
G
-
-
-
-
-
H
95,00
99,95
-
-
-
K
-
-
-
-
99,95
L
-
-
-
-
99,95
M
-
-
-
-
99,95
3.3 Thermische Analysen
79
3.3.1 Dilatometrie
Die Ergebnisse der dilatometrischen Untersuchungen am Kaltarbeitsstahl X153PM sind
in den Abbildungen 3.7 bis 3.11 aufgeführt. Den Abbildungen 3.7 und 3.8 sind th -TKurven von vollständigen Wärme- und Cryobehandlungszyklen, ausgehend von den beiden Austenitisierungstemperaturen 980°C und 1080°C, zu entnehmen. Beim Aufheizen
auf Austenitisierungstemperatur ist eine Unstetigkeit im Verlauf aller Kurven bei etwa
800°C infolge der α – γ – Umwandlung zu erkennen. Diese Umwandlung ist oberhalb von
etwa 900°C abgeschlossen, so dass eine vollständig austenitische Matrix mit eingelagerten Karbiden vorlag. Beim schnellen Abkühlen von Austenitisierungstemperatur wird die
Rückumwandlung in den krz-Zustand durch Unterdrückung von Diffusionsprozessen zu
tieferen Temperaturen verschoben, wobei Austenit in Martensit umwandelt. Die martensitische Umwandlung beginnt mit Erreichen der Martensit-Start-Temperatur Ms und ist
beim Unterschreiten der Martensit-Finish-Temperatur Mf vollständig abgeschlossen.
Im th -T-Diagramm für TA = 980°C ist zu erkennen, dass die Umwandlung zu Martensit beim Erreichen von Raumtemperatur nahezu vollständig abgeschlossen ist, da beim
Kühlen bis -150°C keine weitere Umwandlung zu detektieren war (Abb. 3.7). Die zugehörigen Ms und Mf Temperaturen ergaben sich zu 260°C für den Beginn und 25°C für
das Ende der Umwandlung (Abb. 3.9). Dagegen setzt die martensitische Umwandlung
beim Härten von 1080°C erst bei einer Temperatur von etwa 130°C ein und ist mit dem
Erreichen von RT noch nicht vollständig abgeschlossen. Im Gefüge verbleibt somit ein
gewisser Anteil an Restaustenit (Abb. 3.8a, 3.9). Dieser kann durch eine Kühlung unter
RT beseitigt werden, wobei sich eine Mf Temperatur von etwa -105°C ergab (Abb. 3.8b,
3.9). Abbildung 3.9 ist weiterhin zu entnehmen, dass Mf mit steigender Austenitisierungstemperatur weiter absinkt und somit der Restaustenitgehalt nach Abschrecken bis RT
weiter ansteigt.
In den Abbildungen 3.10 und 3.11 sind die relativen Längenänderungen th beim zweistündigen Anlassen nach unterschiedlichen Haltezeiten auf Cryotemperatur aufgetragen.
Zusätzlich ist die Längenänderung beim Anlassen nach konventionellem Härten gegenübergestellt. Hierbei ist zu beachten, dass die Cryobehandlung lediglich für kurze Haltezeiten vollständig im Dilatometer durchgeführt werden konnte, wobei sich die Cryotemperatur auf -150°C belief. Für längere Haltezeiten wurden die Proben extern in flüssigen
Stickstoff gekühlt (-196°C). Den Abbildungen 3.10 und 3.11 ist zu entnehmen, dass die
konventionell gehärteten Proben eine höhere relative Längenänderung aufwiesen als die
80
(a)
(b)
Abb. 3.7: Thermische Ausdehnung während eines vollständigen Härtezyklus (TA = 980°C) mit anschließendem Aufheizen auf Anlasstemperatur.
a) konventionelle Wärmebehandlung b) mit Cryobehandlung direkt nach dem Härten
K
K
(Parameter: ∆TAb = 30 min
; Tc = -150°C; tc = 0h; ∆TAuf = 5 min
)
81
(a)
(b)
Abb. 3.8: Thermische Ausdehnung während eines vollständigen Härtezyklus (TA = 1080°C) mit anschließendem Aufheizen auf Anlasstemperatur.
a) konventionelle Wärmebehandlung b) mit Cryobehandlung direkt nach dem Härten
K
K
(Parameter: ∆TAb = 30 min
; Tc = -150°C; tc = 0h; ∆TAuf = 5 min
)
82
Abb. 3.9: Martensitstart- und Martensitfinishtemperaturen für verschiedene Austenitisierungstemperaturen.
gehärtet und cryobehandelten Proben, wobei die Differenz mit steigender Austenitisierungstemperatur zunahm. Weiterhin nahm die relative Längenänderung cryobehandelter
Proben mit steigender Cryo-Haltezeit ab (Abbildungen 3.10, 3.11).
Ein weiterer Unterschied zwischen konventioneller Wärmebehandlung und den durchgeführten Cryobehandlungen zeigte sich beim Aufheizen auf Anlasstemperatur. Im Temperaturbereich von etwa 200 - 300°C ist bei den cryobehandelten Proben eine Unstetigkeit im Kurvenverlauf zu erkennen (Abb. 3.7b, 3.8b). Aus dem Vergleich der relativen
Längenänderungen beim Anlassen in den Abbildungen 3.10b und 3.11b (bei einer Zeit
von etwa 3000s) geht deutlich hervor, dass dieser Effekt ausschließlich nach einer Cryobehandlung und nicht bei den konventionell behandelten Proben auftritt.
83
(a) TAnl = 180°C
(b) TAnl = 400°C
Abb. 3.10: Vergleich der relativen Längenänderungen beim Anlassen nach unterschiedlicher Haltezeit auf Cryotemperatur (0, 5 bzw. 24h) für eine Austenitisierungstemperatur von 980°C.
84
(a) TAnl = 180°C
(b) TAnl = 500°C
Abb. 3.11: Vergleich der relativen Längenänderungen beim Anlassen nach unterschiedlicher Haltezeit auf Cryotemperatur (0, 5 bzw. 24h) für eine Austenitisierungstemperatur von
1080°C.
3.4 Gefügecharakterisierung
85
3.4.1 Gefüge im REM nach unterschiedlichen Behandlungen
In den Abbildungen 3.12 bis 3.15 ist die Mikrostruktur des untersuchten Kaltarbeitstahles X153PM nach konventioneller und cryogener Behandlung dargestellt. In beiden Fällen
besteht die Mikrostruktur aus einer martensitischen Matrix mit eingelagerten, homogen
verteilten Eisen-Chrom Karbiden vom Typ M7 C3 sowie vanadiumreichen Monokarbiden.
In Abbildung 3.12 sind eutektische Karbide in der Größenordnung > 1 µm und kleinere sekundär ausgeschiedene Karbide in der Größenordnung < 1 µm zu differenzieren. Bei
höherer Austenitisierungstemperatur hingegen ist der Gehalt an kleineren Karbiden wesentlich geringer (Abbildung 3.13). Obwohl kein Restaustenit in den Abbildungen zu erkennen ist, kann davon ausgegangen werden, dass in den gehärtet und niedrig angelassenen
Zuständen ein gewisser Anteil im Gefüge vorhanden ist (Abbildungen 3.12a, b und 3.13a,
b). Bei TA = 1080°C ist darüber hinaus ein wesentlich höherer Restaustenitanteil als bei
TA = 980°C zu erwarten. Zusätzlich sind nach hohem Anlassen für beide Austenitisierungstemperaturen im Gefüge feine Anlasskarbide entlang der Martensitnadeln zu erkennen
(Abbildung 3.12c, d, 3.13c, d). Bei einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C liegen
diese Ausscheidungen nach einem Anlassschritt bei 550°C allerdings unregelmäßig verteilt
vor, wobei auch größere karbidfreie Bereiche auftreten (Abb. 3.13d).
Nach einer Cryobehandlung liegt eine deutlich feinere Mikrostruktur mit kleineren Martensitnadeln vor, wobei der Restaustenit weitestgehend in Martensit umgewandelt sein
sollte (Abbildungen 3.14, 3.15). Im Vergleich zu den konventionell wärmebehandelten
Zuständen zeigt sich keine Änderung im Gehalt und der Verteilung der M7 C3 Karbide.
Die feinen Ausscheidungen entlang der Martensitnadeln sind im Fall einer Cryobehandlung ebenfalls nach hohem Anlassen ersichtlich (Abbildungen 3.14c, d und 3.15c, d). Sie
erscheinen jedoch zahlreicher und feiner verteilt. Weiterhin konnten keine kleineren Karbide, die sich beim Wiedererwärmen auf Raumtemperatur oder während des Anlassens
ausscheiden sollen, mittels REM detektiert werden.
86
(a) 1x TAnl = 180°C
(b) 1x TAnl = 180°C
(c) 1x TAnl = 500°C
(d) 1x TAnl = 500°C
Abb. 3.12: REM-Gefügeaufnahmen des X153PM nach konventioneller Wärmebehandlung mit
TA = 980°C
87
(a) 1x TAnl = 180°C
(b) 1x TAnl = 180°C
(c) 1x TAnl = 550°C
(d) 1x TAnl = 550°C
TA = 1080°C
88
(a) LN2 /1/n + 1x 180°C
(b) LN2 /1/n + 1x 180°C
(c) LN2 /1/n + 1x 430°C
(d) LN2 /1/n + 1x 430°C
Abb. 3.14: REM-Gefügeaufnahmen des X153PM nach Härten (TA = 980°C), Cryobehandlung und
Anlassen
89
(a) 5/24/h + 1x 180°C
(b) 5/24/h + 1x 180°C
(c) LN2 /1/n + 1x 500°C
(d) LN2 /1/n + 1x 500°C
Anlassen
90
3.4.2 Metallmatrix (EBSD)
Die mit Hilfe der EBSD-Technik visualisierte Mikrostruktur des X153PM in unterschiedlichen Behandlungszuständen ist den Abbildungen 3.16 und 3.17 zu entnehmen. Hierbei sind die Gefügebestandteile Martensit, Restaustenit, Eisen-Chromkarbide vom Typ
M7 C3 und Vanadiumkarbide vom Typ MC gemäß den Legenden zu differenzieren. Nach
dem Härten von 1120°C liegt ein Gefüge mit hohem Restaustenitgehalt und nur geringem
Anteil an Martensit vor (Abb. 3.16a). Dabei sind zusammenhängende, große Bereiche
von Restaustenit zu erkennen. Nach einem Tiefkühlen bis -196°C (direktes Eintauchen
in LN2 ) im Anschluss an das Härten wurde ein Großteil des Restaustenits in Martensit
umgewandelt (Abb. 3.16b). Allerdings wurde nicht der gesamte Restaustenit in Martensit umgewandelt, so dass auch nach der Cryobehandlung immer noch Restaustenit im
Gefüge vorhanden war (Abb. 3.16b). Bei einer niedrigeren Austenitisierungstemperatur
von 1080°C bestand die Matrix des X153PM ebenfalls aus Martensit und Restaustenit
(Abb. 3.17a). Wie zu erwarten war, lag der Anteil an Restaustenit allerdings deutlich
niedriger als nach dem Härten von 1120°C. Zusätzlich ist zu erkennen, dass keine vereinzelten größeren Bereiche sondern eine homogene Verteilung des Restaustenit existiert.
Änderungen in der Karbidverteilung oder Karbidstruktur durch eine Cryobehandlung
konnten hingegen bei beiden Austenitisierungstemperaturen nicht detektiert werden.
91
(a) gehärtet
(b) gehärtet + Cryo
Abb. 3.16: Mikrostruktur des X153PM nach Ölhärtung von 1120°C und mit anschließender Cryobehandlung (direktes Eintauchen in LN2 , 24 h, Aufheizen in Ethanol); kombinierte Darstellung aus IQ und Fit.
92
(a) gehärtet
(b) gehärtet + Cryo
Abb. 3.17: EBSD Mappings der Mikrostruktur des X153PM nach Ölhärtung von 1080°C und mit
anschließender Cryobehandlung (direktes Eintauchen in LN2 , 24 h, Aufheizen in Ethanol); kombinierte Darstellung aus IQ und Fit.
3.5 Restaustenitgehalt und Mikroeigenspannungen
93
Die Ergebnisse der Phasenanalyse und phasenspezifischen Eigenspannungsmessung sind
in den Abbildungen 3.18 bis 3.19 dargestellt. Die zugehörigen Wärme- und Crypbehandlungsparameter sowie die sich einstellenden Restaustenitgehalte sind Tabelle 3.9 zu entnehmen. Hierbei ist zu berücksichtigen, dass für die Analyse des Martensits die α-krz
Interferenzen ausgewertet wurden und darin sowohl Martensit als auch Bainit und Ferrit
eingehen.
Tab. 3.9: Wärme- und Cryobehandlungsparameter für die Synchrotronuntersuchungen des Werkstoffs X153PM und resultierende Restaustenitgehalte; *Probe HC5 wurde vor der Cryobehandlung 24 h an Raumtemperatur ausgelagert.
Bez.
Härten
Cryobehandlung
∆TAb / K/min
tc / h
Anlassen
∆TAuf
Restaustenitgehalt / Vol.-%
27 ± 9
HK0
1080°C
Öl
-
HK1
1080°C
Öl
-
3x 520°C
2±0
HK2
1080°C
Öl
-
1x 180°C
32 ± 5
HC0
1080°C
Öl
LN2
24
hoch
-
9±2
HC1
1080°C
Öl
5
24
hoch
1x 180°C
9±3
HC2
1080°C
Öl
5
24
hoch
1x 500°C
3±0
HC3
1080°C
Öl
LN2
24
hoch
1x 180°C
7±1
HC4
1080°C
Öl
LN2
24
hoch
1x 500°C
3±0
HC5*
1080°C
Öl
LN2
24
niedrig
-
10 ± 3
TK0
980°C
Öl
TC1
980°C
Öl
4±0
LN2
24
hoch
-
3±0
Die höchsten Gehalte an Restaustenit ergaben sich direkt nach dem Härten von 1080°C
sowie nach folgendem Anlassen bei 180°C (HK0, HK2). Wie zu erwarten war, lag der
Restaustenitgehalt nach Härten von 980°C deutlich geringer als nach Härten von 1080°C
(HK0, TK0). Für beide Austenitisierungstemperaturen wurde durch eine Cryobehandlung ein großer Anteil des Restaustenit umgewandelt. Dabei zeigte ein niedriger Anlassschritt bei 180°C nach der Cryobehandlung nur geringe Auswirkungen, wohingegen ein
Anlassen bei 500°C den Restaustenitgehalt noch weiter senken konnte (HC1, HC3 im
Vgl. zu HC1, HC4). Der geringste Gehalt an Restaustenit wurde nach konventioneller
Wärmebehandlung mit dreifachem Anlassen bei 520°C detektiert (HK1). Darüber hinaus
verringerte eine Auslagerung bei Raumtemperatur den durch eine folgende Cryobehandlung umgewandelten Restaustenitanteil (HC5).
94
Abb. 3.18: Mittels Synchtrotronstrahlung ermittelte Restaustenitgehalte für verschiedene Wärmeund Cryobehandlungen
Die Bestimmung der Eigenspannungstiefenverläufe erfolgte auf Basis des Mehrwellenlängenverfahrens, wobei gemessene d(sin2 ψ)-Verteilungen zur Analyse einbezogen wurden, die hier aber nicht näher betrachtet werden sollen. Allgemein ist in Abbildung 3.19 zu
erkennen, dass sich die Eigenspannungsverläufe der unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen nur gering unterscheiden. Lediglich nach einer 24 h Auslagerung bei Raumtemperatur vor der Cryobehandlung treten im Martensit abweichend hohe und im Austenit geringe Eigenspannungen auf. Für die übrigen Behandlungen konnten die höchsten
Zugeigenspannungen im Martensit und Restaustenit direkt nach dem Härten von 980°C
sowie nach anschließendem Tiefkühlen auf -196°C festgestellt werden (TK0, TC1). Die
höchsten Druckspannungen traten im Austenit nach konventioneller Wärmebehandlung
HK2 und nach Cryobehandlung HC3 mit jeweils einem Anlassschritt bei 180°C auf. Geringere Eigenspannungen waren hingegen bei allen hochangelassenen Zuständen zu verzeichnen (HK1, HC2, HC4). Der Eigenspannungsverlauf zeigt für den Austenit bei nahezu
allen Behandlungen einen mit steigendem Abstand zur Oberfläche zunächst steigenden Eigenspannungswert, der mit weiterem Abstand wieder geringer ausfällt. Für den Martensit
ergaben die Messungen im Prinzip den umgekehrten Spannungsverlauf.
95
(a) Konventionell
(b) Cryo
Abb. 3.19: Spannungstiefenverlauf für die Gefügebestandteile Martensit und Austenit nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen.
96
3.6 Mechanische und tribologische Eigenschaften
3.6.1 Härte
Zu einer ersten Beurteilung der unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen sind
in den Abbildungen 3.20 und 3.21 die Ergebnisse der Makrohärtemessungen dargestellt.
Bei Betrachtung der konventionellen Wärmebehandlungen zeigte sich nach einem Anlassschritt bei 180°C für eine Austenitisierungstemperatur von 980°C eine Härte von etwa
730 HV. Im Vergleich dazu lag die Härte bei höherer Austenitisierungstemperatur für die
gleiche Anlassbehandlung bei etwa 705 HV. Bei einer Anlasstemperatur < 400°C stieg die
Härte für den hoch austenitisierten Zustand, während sie für TA = 980°C mit steigender
Anlasstemperatur kontinuierlich abnahm (Abbildungen 3.20 und 3.21).
Durch verschiedene Cryobehandlungen konnte die Härte der bei 980°C austenitisierten
Proben nur minimal erhöht werden. Analog zu den konventionellen Wärmebehandlungen
zeigen die niedrig angelassenen Proben eine höhere Härte, während bei höherer Anlasstemperatur niedrigere Werte erzielt wurden (Abbildung 3.20). Bei einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C wurde durch die unterschiedlichen Cryobehandlungen eine
Härtesteigerung um teilweise mehr als 100 HV erzielt (Abbildung 3.21). Die höchsten
Werte ergaben sich für ein einfaches Anlassen bei 180°C, wobei sich für den Zustand
1080/180
X153PM1/1/h
eine maximale Härte von etwa 900 HV einstellte. Eine Erhöhung der An-
lasstemperatur führte zu einer Abnahme der Härte. Mehrfaches Anlassen bei der in der
Praxis üblichen Temperatur von 520°C führte zudem in allen Tiefkühlzuständen zu einer
niedrigeren Härte als eine konventionelle Wärmebehandlung mit dreifachem Anlassen.
3.6.2 Biegefestigkeit, Bruchdehnung, Verformungsarbeit
Wie in Kapitel 2.9 beschrieben, wurden 3-Punkt-Biegeversuche zur Bestimmung von Biegebruchfestigkeit, Bruchdehnung der Randfaser und Verformungsarbeit an konventionell
und cryobehandelten Proben durchgeführt. Die Ergebnisse sind in den Abbildungen 3.22
bis 3.27 dargestellt. Die niedrig austenitisierten Proben wiesen nach einem Anlassschritt
bei 180°C eine Biegefestigkeit von 3776 MPa auf (Abbildung 3.22). Diese nahm bei steigender Anlasstemperatur zunächst ab (430°C) und stieg beim Anlassen bei 500°C wieder
auf 3562 MPa an. Die Biegefestigkeiten wurden durch die verschiedenen Cryobehandlun980/180
gen nur gering beeinflusst. Lediglich die Proben X153PMLN 2/1/n zeigten eine Zunahme der
Biegefestigkeit gegenüber den konventionellen Wärmebehandlungen, wodurch eine maximale Biegefestigkeit von 3993 MPa eingestellt werden konnte. Die hohen Biegefestigkeiten
97
Abb. 3.20: Härte nach Vickers für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
Austenitisierungstemperatur von 980°C
Abb. 3.21: Härte nach Vickers für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
98
der niedrig austenitisierten Proben konnten nach konventioneller Behandlung ausgehend
von TA = 1080°C nur von einigen Proben erzielt werden (Abbildung 3.23). Nach einem
Anlassschritt bei 550°C wurde eine Biegefestigkeit von 3768 MPa festgestellt, die für niedrigere Anlasstemperaturen und mehrere Anlassschritte deutlich niedriger lag. Auch hierbei
stellte sich durch die Cryobehandlungen nur ein geringer Einfluss auf die Biegefestigkeiten ein. Den konventionellen Behandlungen entsprechend wiesen auch cryobehandelte und
hoch angelassene Proben eine höhere Biegefestigkeit auf, wobei sich mehrfaches Anlassen
1080/500
ebenfalls negativ auf die Biegefestigkeit auswirkte. Für den Zustand X153PM1/1/n
wur-
de mit 3783 MPa die höchste Biegefestigkeit der Behandlungen ausgehend von 1080°C
gemessen.
Hinsichtlich der Bruchdehnung wiesen die niedrig gehärteten sowie bei 180 und 500°C angelassenen Proben die höchsten Bruchdehnungen auf (Abbildung 3.24). Im hoch gehärteten
Zustand konnte mit steigender Anlasstemperatur und mehreren Anlassschritten sowohl
bei konventioneller als auch bei cryogener Behandlung eine steigende Bruchdehnung verzeichnet werden (Abbildung 3.25). Insgesamt zeigte eine Cryobehandlung für beide Austenitisierungstemperaturen allerdings nur einen geringen Einfluss auf die Bruchdehnung.
Die Ergebnisse der als Maß für die Zähigkeit betrachteten Verformungsarbeit W, welche
sich aus der Fläche unter der Biegespannungs-Dehnungs-Kurve ergab, zeigen Übereinstimmungen mit den Ergebnissen zu Bruchdehnung und Biegefestigkeit. Bei niedriger Austen980/180
980/430
tisierungstemperatur wiesen die cryobehandelten Proben X153PMLN 2/1/n , X153PM1/5/h
980/430
und X153PMLN 2/5/h höhere Verformungsarbeiten als konventionell behandelte Proben
auf. Bei hoher Austenitisierungstemperatur wurde die höchste Verformungsarbeit hingegen nach konventioneller Behandlung mit einmaligem Anlassen bei 500°C erzielt. Dieser
Zustand konnte durch die unterschiedlichen Cryobehandlungen nicht verbessert werden.
Bei den Cryobehandlungen zeigte sich aber, dass ein einmaliges Anlassen bei höherer
Temperatur die besten Ergebnisse liefert.
99
Abb. 3.22: Biegefestigkeit für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
Abb. 3.23: Biegefestigkeit für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
100
Abb. 3.24: Dehnung der Randfaser auf der Zugseite bei Probenbruch für verschiedene konventionelle
und cryogene Behandlungen bei einer Austenitisierungstemperatur von 980°C
Abb. 3.25: Dehnung der Randfaser auf der Zugseite bei Probenbruch für verschiedene konventionelle
und cryogene Behandlungen bei einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C
101
Abb. 3.26: Verformungsarbeit für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
Abb. 3.27: Verformungsarbeit für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer
102
3.6.3 Bruchzähigkeit KIc
Die Ergebnisse der Bruchzähigkeituntersuchungen sind in Abbildung 3.28 dargestellt. Darin ist zu erkennen, dass ein hohes Härten und niedriges Anlassen ohne Cryobehandlung zu
der höchsten Bruchzähigkeit führte. Eine konventionelle Wärmebehandlung mit dreifach
sekundärem Anlassen lieferte dagegen nur etwa halb so hohe Werte. Bei den cryobehandelten Proben ergaben sich für ein niedriges Anlassen ebenfalls höhere Bruchzähigkeiten
als nach einem Anlassen bei 500°C. Insgesamt liegen die Bruchzähigkeiten nach den un√
terschiedlichen Cryobehandlungen mit etwa 17 - 21 MPa m zwischen denen der beiden
konventionellen Behandlungen, wobei mit Behandlung KC4 mit einem Anlassschritt bei
500°C die niedrigsten Werte erzielt wurden. Daneben erwies sich eine Abkühlung mit
5 K/min und eine Haltezeit von 24 h als vorteilhaft.
Die Bruchflächen der einzelnen Proben zeigten in Abhängigkeit der Wärme- bzw. Cryobehandlung keine signifikanten Unterschiede und sollen hier nicht näher betrachtet werden.
Bez.
Cryo
Anlassen
KK1
-
1x 180°C
KK2
-
3x 520°C
KC1
5/24/h
1x 180°C
KC2
LN2 /24/h
1x 180°C
KC3
5/1/h
1x 180°C
KC4
5/1/h
1x 500°C
KC5
LN2 /36/h
1x 180°C
KC6
LN2 /72/h
1x 180°C
Abb. 3.28: Bruchzähigkeiten nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen; Alle Behandlungen liegt eine Austenitisierungstemperatur von 1080°C zugrunde.
3.6.4 Ermüdungsfestigkeit
Die Wärme- und Cryobehandlung von Umlaufbiegeproben erfolgte analog zu den Bruchzähigkeitsuntersuchungen. Im Vordergrund standen hierbei allerdings cryobehandelte Proben die mindestens 24 h auf -196°C gehalten wurden. Die Ergebnisse in Abbildung 3.29
zeigen, dass eine konventionelle Behandlung mit niedrigem Anlassen im Vergleich zu allen
103
anderen Behandlungen zu einer mehr als doppelt so hohen Ermüdungslebensdauer führt.
In Bezug auf die unterschiedlichen Cryobehandlungen waren keine Verbesserungen in der
Ermüdungsfestigkeit gegenüber den konventionellen Behandlungen zu beobachten. Für
eine Haltezeit von 36 h auf -196°C ergab sich innerhalb der verschiedenen Cryobehandlungen die höchste Ermüdungsfestigkeit, wohingegen durch kürzere und längere Haltezeiten
signifikant niedrigere Werte erzielt wurden.
Bez.
Cryo
Anlassen
KK1
-
1x 180°C
KK2
-
3x 520°C
KC1
5/24/h
1x 180°C
KC2
LN2 /24/h
1x 180°C
KC5
LN2 /36/h
1x 180°C
KC6
LN2 /72/h
1x 180°C
Abb. 3.29: Ergebnisse der Umlaufbiegeversuche; Alle Behandlungen liegt eine Austenitisierungstemperatur von 1080°C zugrunde.
Darüber hinaus fällt in Abbildung 3.29 die große Streuung der einzelnen Ermüdungsfestigkeiten auf. Nähere Untersuchungen der Bruchflächen zeigen dazu, dass der Schwingungsanriss nicht wie zu erwarten war von der Oberfläche ausgehend zur Mitte gewachsen ist,
sondern als Entstehungort für Risse in allen Proben Einschlüsse in einer Größenordnung
von >25 µm zu identifizieren waren (Abb. 3.30).
104
(a)
(b)
Abb. 3.30: Bruchfläche einer Umlaufbiegeprobe nach konventioneller Behandlung K1; a) Schwingungsanrissfläche mit Einschluss als Rissentstehungsort b) Rissentstehungsort bei
höherer Vergrößerung
105
3.6.5 Abrasiver Verschleißwiderstand
Die Ergebnisse der Verschleißuntersuchungen gegen Abrasion sind in den Abbildungen
3.31 und 3.32 dargestellt. Generell konnte bei den Untersuchungen für beide Austenitisierungstemperaturen mit steigender Anlasstemperatur eine höhere Verschleißrate und
somit ein sinkender Verschleißwiderstand beobachtet werden. Besonders ausgeprägt zeigte sich dieser Unterschied bei hoher Austenitisierungstemperatur (3.32). Zudem wiesen
die niedrig austenitisierten Proben in Abhängigkeit von der Anlasstemperatur eine im
Vergleich zu den hoch austenitisierten Proben um eine Größenordnung höhere Verschleißrate auf. Für beide Austenitisierungtemperaturen konnte gegenüber den praxisnahen
Wärmebehandlungen mit einer Anlasstemperatur >400°C nur bei den niedrig angelassenen Proben ein höherer Verschleißwiderstand eingestellt werden. Die beiden niedrigsten
Verschleißraten wurden bei hoher Austenitisierungstemperatur zum einen nach konventioneller und zum anderen nach cryogener Behandlung erzielt. Die Proben X153PM1080/180
1080/180
und X153PM5/24/h
wiesen eine nahezu identische Verschleißrate von 2,79 ·10−6 bzw.
2,78 ·10−6 auf.
Abb. 3.31: Im Stift-Abrasivpapier (Flint 220) ermittelte Verschleißraten für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer Austenitisierungstemperatur von 980°C
106
Abb. 3.32: Im Stift-Abrasivpapier (Flint 220) ermittelte Verschleißraten für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen bei einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C
3.6.6 Adhäsiver Verschleißwiderstand
Wie im Kapitel 2.10.2 beschrieben, wurden zwei Versuchsreihen mit unterschiedlichen
Normalkräften durchgeführt. Die Ergebnisse der Gleitverschleißuntersuchungen an unterschiedlich wärme- und cryobehandelten Probenstiften sollen in diesem Kapitel exemplarisch an der Versuchsreihe mit einer Normalkraft von 49 N dargestellt werden.
Die Massenänderungen der einzelnen Proben sind in Abbildung 3.33 veranschaulicht.
Darin ist zu erkennen, dass bei einigen Stiften nach dem Verschleißversuch ein geringer
Massenverlust (KT2, KH1, TC1) und bei anderen Stiften eine geringe Massenzunahme
(KT1, KH2, HC2, HC3) verzeichnet werden konnte. Die ermittelten Werte befinden sich
allerdings in einer Größenordnung von maximal 2 mg. Bei den übrigen Stiften wurde keine
Massenänderung detektiert.
In Abbildung 3.34 sind exemplarisch die kugelförmigen Stirnflächen der Stifte KH1, HC3,
HC5 und TC3 nach dem Gleitverschleißversuch abgebildet. Dabei ist bei allen Stiftproben
eine nahezu kreisförmige Verschleißfläche zu erkennen, die unterschiedlich stark ausgeprägt war. Die niedrig gehärteten und anschließend angelassenen Proben KT1 und KT2
wiesen zusammen mit der hoch gehärtet und niedrig angelassenen Probe KH1 die größten
Verschleißflächen auf (Abb. 3.35). Durch eine Cryobehandlung nach dem Härten von
980°C wurde die Größe der Verschleißflächen signifikant verringert (Proben TC1, TC2
107
TA
Cryo
Anlassen
KT1
KT2
Bez.
980
-
1x 180°C
1x 510°C
KH1
KH2
KH3
1080
-
1x 180°C
1x 520°C
3x 520°C
TC1
TC2
TC3
980
5/24/n
5/1/n
LN2 /5/h
1x 180°C
1x 180°C
1x 490°C
1080
5/24/h
LN2 /24/n
5/1/n
5/24/n
5/1/n
5/1/h
1x
1x
1x
1x
1x
1x
HC1
HC2
HC3
HC4
HC5
HC6
180°C
180°C
180°C
500°C
500°C
180°C
Abb. 3.33: Massenänderung ∆m beim Gleitverschleiß
und TC3). Die geringsten Verschleißspuren zeigten sich für die Behandlungen KH2 sowie HC5, bei denen abschließend ein Anlassschritt bei einer Temperatur von 520°C bzw.
500°C erfolgte. Dagegen ergaben sich für die übrigen Behandlungen keine signifikanten
Unterschiede in den Flächeninhalten.
Bei höherer Vergrößerung der Verschleißfläche können bei allen Proben drei unterschiedliche Verschleißerscheinungsformen identifiziert werden (3.36). Bereich 1 ist geprägt durch
hervorstehende Karbide, um welche sich einzelne, in Gleitrichtung ausgerichtete Materialanhäufungen gebildet haben. In den anderen beiden Bereichen sind deutliche Anzeichen für adhäsiven Verschleiß zu detektieren (Abb. 3.36c, d). Dazu konnte durch EDXAnalysen, aufgrund der unterschiedlichen Zusammensetzung von Stift- und Scheibenwerkstoff, ein Materialübertrag vom weicheren Scheibenwerkstoff auf den Stiftwerkstoff
nachgewiesen werden. Hierbei diente die Detektion des Elements Nickel, welches als Legierungselement ausschließlich im Scheibenwerkstoff vorkam, als Nachweis für Adhäsion. Der
Materialübertrag ist in Abbildung 3.36c in Form von kuppenförmigen Aufschweißungen zu
erkennen. Die Kuppen bilden sich nach der Kaltverschweißung der beiden Kontaktpartner
aufgrund der fortschreitenden Relativbewegung im Verschleißversuch. Zudem sind auf der
Verschleißfläche eine hohe Anzahl an Oxiden zu detektieren (Abb. 3.36c).
Die Gefügeuntersuchungen der verschlissenen Stiftproben ergaben darüber hinaus, dass
sich bei allen Proben unabhängig von Wärme- und Cryobehandlung direkt unterhalb der
Oberfläche ein teilweise stark deformierter Bereich ausgebildet hat (Abb. 3.37). In diesem
Bereich ist neben den Legierungskarbiden keine weitere Struktur im Gefüge zu erkennen.
Wie in Abbildung 3.37c ersichtlich, waren die Kräfte während des Versuchs so groß, dass
108
die Matrix partiell um die Karbide geflossen ist. Mikrohärtemessungen ergaben eine um
bis zu 80 HV0,05 höhere Härte in der Randschicht im Vergleich zum Grundwerkstoff.
109
(a) Übersichtsaufnahme KH1
(b) Detailaufnahme KH1
(c) Detailaufnahme HC3
(d) Detailaufnahme HC5
(e) Detailaufnahme TC3
Abb. 3.34: Verschleißflächen der Stifte KH1, HC3, HC5 und TC3; a) gesamte Stirnfläche von Stift
KH1; b-e) Verschleißflächen der Stifte KH1, HC3, HC5 und TC3 bei höherer Vergrößerung
110
TA
Cryo
Anlassen
KT1
KT2
Bez.
980
-
1x 180°C
1x 510°C
KH1
KH2
KH3
1080
-
1x 180°C
1x 520°C
3x 520°C
TC1
TC2
TC3
980
5/24/n
5/1/n
LN2 /5/h
1x 180°C
1x 180°C
1x 490°C
1080
5/24/h
LN2 /24/n
5/1/n
5/24/n
5/1/n
5/1/h
1x
1x
1x
1x
1x
1x
HC1
HC2
HC3
HC4
HC5
HC6
180°C
180°C
180°C
500°C
500°C
180°C
Abb. 3.35: Größe der Verschleißflächen nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen.
111
(a) Übersicht
(b) Bereich 1
(c) Bereich 2
(d) Bereich 3
Abb. 3.36: REM-Aufnahme der Verschleißfläche von Stift HC5. Zu unterscheiden sind drei Bereiche
mit unterschiedlichen Verschleißerscheinungsformen.
112
(a) KT2
(b) KH3
(c) HC4
Abb. 3.37: REM-Aufnahme des Gefüges im Bereich unterhalb der Verschleißfläche
113
4 Versuchsergebnisse des Stahles
X230CrVMo13-4PM
In diesem Kapitel werden die Ergebnisse von metallphysikalischen Untersuchungen zu
Phasenumwandlungen und anderen mikrostrukturellen Effekten bei einer Cryobehandlung für den pulvermetallurgisch hergestellten Kaltarbeitsstahl X230PM dargestellt. Diese Untersuchungen wurden mit der Zielsetzung durchgeführt, die während einer Cryobehandlung ablaufenden mikrostrukturellen Vorgänge näher beschreiben zu können. Bevor
auf diese Ergebnisse eingegangen wird, erfolgt zunächst eine Gefügecharakterisierung des
X230PM in unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungszuständen mittels REM und
TEM.
Wie in Abbildung 4.1 zu erkennen, besteht das Gefüge des X230PM nach konventioneller
Wärmebehandlung aus einer martensitischen Matrix mit darin eingelagerten kantigen,
chromreichen M7 C3 -Karbiden mit einer Größe von etwa 3-8 µm und feinen vanadiumreichen Karbiden mit einer Größe von etwa 1-3 µm. Diese Karbide sind dispers in der Matrix
verteilt. Analog zum X153PM kann auch beim X230PM von einem gewissen Restaustenitanteil im Gefüge des gehärteten und niedrig angelassenen Zustands ausgegangen werden
(Abbildungen 4.1a, b). Ein Anlassen im Bereich des SHM führt zur Ausscheidung von
feinen Sonderkarbiden, die im angelassenen Martensit dispergiert sind (Abb. 4.1c, d).
Nach einer Cryobehandlung liegt ähnlich wie beim X153PM ein Gefüge mit feineren
Martensitnadeln vor (Abb. 4.2). Im Vergleich zu den konventionell wärmebehandelten
Zuständen zeigt sich keine Änderung im Gehalt und der Verteilung der Legierungskarbide. Nach einem Anlassen im Bereich des SHM sind ebenfalls Anlasskarbide in der Matrix
ersichtlich. Im Gegensatz zum X153PM konnte allerdings kein Unterschied in der Verteilung zum konventionell wärmebehandelten Zustand detektiert werden (Abb. 4.2d).
114
(a) 1x TAnl = 180°C
(b) 1x TAnl = 180°C
(c) 1x TAnl = 520°C
(d) 1x TAnl = 520°C
TA = 1080°C
115
(a) LN2 /24/n + 1x 180°C
(b) LN2 /24/n + 1x 180°C
(c) LN2 /24/n + 1x 520°C
(d) LN2 /24/n + 1x 520°C
Anlassen
116
Zur eingehenderen Analyse der Mikrostruktur und zur Ermittlung der chemischen Zusammensetzung der einzelnen Karbidtypen in den konventionell und cryobehandelten
Zuständen wurden weiterführende TEM-Untersuchungen durchgeführt. Die Ergebnisse
dieser Untersuchungen zeigen insbesondere, dass die im Gefüge vorhandenen Karbide
weiter differenziert werden müssen. Die Karbide in einer Größenordnung von 3 bis 8 µm
wurden als hexagonale M7 C3 Karbide identifiziert (Abb. 4.3). In einer Größenordnung
von 1-3 µm liegen ebenfalls hexagonale Karbide vom Typ M2 C im Gefüge vor (Abb. 4.4).
Darüber hinaus sind kubische Karbide vom Typ MC in einer Größenordnung zwischen 0,1
und 1 µm im Gefüge vorhanden (Abb. 4.5). Die zugehörigen Ergebnisse der chemischen
Mikroanalyse sind in Tabelle 4.1 dargestellt.
Tab. 4.1: Typen und chemische Mikroanalysen der Karbide im Kaltarbeitsstahl X230PM. Mit Messpunkt 1 wurde dabei direkt das jeweilige Karbid analysiert, die Messungen 2 und 3 beziehen
sich auf die umgebende Matrix (siehe Abb. 4.3 - 4.5).
Abbildung
4.3
Karbidtyp,
Kristall-
Mikro-
Karbidgröße
struktur
analyse
Cr
V
Mo
Fe
M7 C3
hex
1
46,60
12,30
1,10
40,00
2
8,70
0,80
0,50
90,00
3
8,80
0,80
0,60
89,80
1
19,60
63,20
2,30
14,90
2
8,30
0,60
0,60
90,50
3
8,90
0,70
0,60
90,70
1
11,30
84,10
2,50
2,20
2
7,30
0,30
0,60
91,80
3
7,90
0,30
0,70
91,10
3-8 µm
4.4
M2 C
hex
1-3 µm
4.5
MC
0,1-1 µm
kfz
Zusammensetzung in at.-%
Bei der Untersuchung cryobehandelter Werkzeugstähle muss zudem berücksichtigt werden, dass im Gefüge zwei unterschiedliche Martensitarten auftreten können. Beim Härten
entsteht durch das Abschrecken von Austenitisierungstemperatur auf Raumtemperatur
der konventionelle Martensit. Gegebenenfalls im Gefüge vorhandener Restaustenit wandelt hingegen erst beim weiteren Tiefkühlen in Martensit um. Wie in Abbildung 4.6 zu
erkennen, unterscheidet sich dieser oftmals als virgin martensite“ bezeichnete Martensit
”
vom konventionellen Martensit. Im gehärteten Zustand weist Martensit typischerweise eine hohe Dichte an Zwillingen und Versetzungen auf, wobei die martensitischen Domänen
relativ groß sind (Abb. 4.6a). Im Gegensatz dazu verfügt der virgin martensite über feinere Zwillingsstrukturen und deutlich feinere martensitische Domänen (Abb. 4.6b). Darüber
hinaus wurde neben den bereits zuvor genannten Karbidtypen durch Elektronenbeugung
(a)
117
(b)
Abb. 4.3: a) Rückstreuelektronenabbildung der M7 C3 Karbide im Kaltarbeitsstahl X230PM; Die
Markierungen 1 bis 3 zeigen Punkte einer chemischen Mikroanalyse. b) Zum Karbid zugehöriges Beugungsbild (Zonenachse [102]hex ).
(a)
(b)
Abb. 4.4: a) Rückstreuelektronenabbildung der M2 C Karbide im Kaltarbeitsstahl X230PM; Die
Markierungen 1 bis 3 zeigen Punkte einer chemischen Mikroanalyse. b) Zum Karbid zugehöriges Beugungsbild (Zonenachse [164]hex ).
118
in beiden Martensitarten, d.h. sowohl nach dem Abschrecken als auch nach dem Tiefkühlen
bis -150°C, eine große Anzahl an feinen Zementitpartikeln identifiziert (Abb. 4.7).
(a)
119
(b)
Abb. 4.5: a) Rückstreuelektronenabbildung der MC Karbide im Kaltarbeitsstahl X230PM. Die Markierungen 1 bis 3 zeigen Punkte einer chemischen Mikroanalyse. b) Zum Karbid zugehöriges Beugungsbild (Zonenachse [101]kf z ).
(a)
(b)
Abb. 4.6: TEM-Aufnahme der unterschiedlichen Martensitstrukturen im KAS X230. a) direkt nach
dem Abschrecken von 1200°C auf Raumtemperatur b) nach Abschrecken und Tiefkühlen
für 24 h auf -150°C.
120
(a)
(b)
(c)
Abb. 4.7: TEM-Aufnahme des konventionellen Martensits nach dem Abschrecken a) direkt nach
dem Abschrecken von 1200°C auf Raumtemperatur; b) zugehöriges Beugungsbild; c) Reflektierende Zementitpartikel in einer Dunkelfeldaufnahme
4.2 Untersuchungen zu mikrostrukturellen Veränderungen während einer
Cryobehandlung
121
4.2 Untersuchungen zu mikrostrukturellen
Veränderungen während einer Cryobehandlung
Um die während einer Cryobehandlung ablaufenden mikrostrukturellen Vorgänge näher
beschreiben zu können, wurden an unterschiedlich wärme- und cryobehandelten Proben
Mößbaueruntersuchungen durchgeführt. Die Ergebnisse der Mößbaueruntersuchungen des
Kaltarbeitsstahles X230 sind in den Abbildungen 4.8 bis 4.13 dargestellt. Die Spektren
bestehen aus einer gemessenen Summenkurve (schwarze Kurve in Abb. 4.8 bis 4.13),
aus der sich durch computerunterstützte Nachbildung mit Lorentzfunktionen mehrere
Einzelkurven der unterschiedlichen Gefügebestandteile ergeben. Insgesamt ergibt sich eine paramagnetische Einzellinie für den Restaustenit, eine paramagnetische Doppellinie
(Doublet) mit einer Quadrupolaufspaltung von etwa 0,6 mm/s, für die Eisenkarbide und
vier ferromagnetische Liniensextette, welche dem Martensit zugeordnet werden können.
Diese vier Sextette resultieren aus der atomaren Konfiguration von Fe-Atomen mit keinem (Fe0 ), einem (Fe1 ), zwei (Fe2 ) oder drei (Fe3 ) Cr-, V- oder C-Atomen in der direkten
Nachbarschaft. Die aus den Mößbauerspektren bestimmten Flächenanteile unter den einzelnen Linien aller Komponenten sind in Tabelle 4.2 angegeben. Hierbei musste allerdings
der Einfluss der Karbidphase auf die Messung berücksichtigt werden. Während sich die
mittleren Amplituden der atomaren Schwingungen in der austenitischen und der martensitischen Phase nur gering unterscheiden, sind die Schwingungen in der Karbidphase
bedingt durch die kovalenten, interatomaren Bindungen im Gitter signifikant geringer.
Daraus ergibt sich in der Karbidphase eine höhere Wahrscheinlichkeit für die Absorption
von γ–Quanten im Vergleich zu den anderen beiden Phasen. Demzufolge ist die relative
Fläche unter der Doppellinie größer als der tatsächliche Anteil an Karbiden im Werkstoff.
Eine Veränderung der Flächenanteile aller Komponenten gibt also nur einen qualitativen
Aufschluss über Änderungen im Gefüge und kann nicht für die Bestimmung der absoluten
Phasenanteile verwendet werden.
Wie Tabelle 4.2 zu entnehmen ist, konnte nach dem Härten von 1080°C ein gewisser Anteil
an Restaustenit detektiert werden. Dieser wurde durch einen nachfolgenden Tiefkühlschritt
teilweise in Martensit umgewandelt. Die Matrix des X230PM bestand somit aus Martensit, virgin martensite und Restaustenit. Mit steigender Haltezeit auf -196°C nahm der
Gehalt an Restaustenit weiter ab, wobei mehr virgin martensite gebildet wurde. Unerwartet dagegen ist der nach einer Cryobehandlung gesunkene Karbidgehalt im Werkstoff,
der bei gleichen Austenitisierungs- und Abschreckbedingungen der Proben mit steigender
Haltezeit auf -196°C sogar weiter abnahm. Der geringste Restaustenitanteil und somit
122
Abb. 4.8: Mößbauerspektrum des X230 direkt
nach Härten von 1080°C
Abb. 4.9: Mößbauerspektrum des X230 nach
Härten von 1080°C und anschließender Cryobehandlung für 24 h bei 196°C
4.2 Untersuchungen zu mikrostrukturellen Veränderungen während einer
Cryobehandlung
123
Härten von 1080°C, einwöchiger
Auslagerung bei Raumtemperatur
und Cryobehandlung für 24 h bei 196°C
der größte Anteil an virgin martensite wurde allerdings bei einer Cryobehandlung mit
einer Haltezeit von 24 h auf -150°C nachgewiesen. Hierbei zeigte sich zudem der geringste
Karbidgehalt aller Behandlungen. Um die Auswirkungen einer Stabilisierung des Restaustenits bei einer Cryobehandlung zu untersuchen, wurden einige Proben nach dem Härten
für eine Woche bei Raumtemperatur ausgelagert. Im Vergleich zur analogen Cryobehandlung ohne vorherige Auslagerung wurde ein geringerer Anteil Restaustenit in Martensit
umgewandelt. Jedoch war der Effekt der Karbidauflösung mit vorheriger Auslagerung
stärker ausgeprägt als beim direkten Tiefkühlen.
Um diese Ergebnisse und insbesondere die Auflösung von Karbiden bei einer Cryobehandlung zu validieren, wurden auch für den X153PM Mößbaueruntersuchungen durchgeführt.
Die zugehörigen Ergebnisse sind in Tabelle 4.3 aufgelistet und zeigen analog zum X230PM
ebenfalls eine Abnahme des Karbidgehaltes mit steigender Haltezeit auf -196°C.
124
Tab. 4.2: Relative Flächenanteile unter den Komponenten von Martensit, Restaustenit und Karbiden im Mößbauerspektrum des X230PM. Zusätzlich sind die Anteile unter den Linien von
Fe0 und Fe1 der martensitischen Komponente angegeben (auf 100 % Martensit normiert).
Behandlung
nach dem Härten
Flächenanteile in %
Martensit
Austenit
Karbide
Fe0
Fe1
-
81,7
7,7
10,6
27,2
34,0
24h LN2
86,6
4,1
9,3
24,3
37,3
36h LN2
87,0
3,9
9,1
22,8
38,8
48h LN2
87,3
3,7
9,0
19,9
43,3
24h -150°C
89,1
3,5
7,4
15,2
46,3
168 h RT, 24h LN2
85,6
5,8
8,6
21,2
36,5
Tab. 4.3: Relative Flächenanteile unter den Komponenten von Martensit, Restaustenit und Karbiden im Mößbauerspektrum des X153PM. Zusätzlich sind die Anteile unter den Linien von
Fe0 und Fe1 der martensitischen Komponente angegeben (auf 100 % Martensit normiert).
Behandlung
nach dem Härten
Flächenanteile in %
Martensit
Austenit
Karbide
Fe0
Fe1
-
74,89
16,91
7,74
22,61
38,66
24h LN2
86,23
6,46
7,31
22,14
40,72
36h LN2
84,77
8,18
7,06
21,95
40,19
125
5 Versuchsergebnisse alternativer
Legierungssysteme
Um neben dem PM-Kaltarbeitsstahl X153 auch für andere Herstellungsrouten und alternative Legierungssyteme den Einfluss unterschiedlicher konventioneller Wärmebehandlungen und Cryobehandlungen auf die mechanischen Eigenschaften zu ermitteln, wurden weiterführende Untersuchungen mit den schmelzmetallurgisch hergestellten Kaltarbeitstählen X153SM, X100 und X50 durchgeführt. Basierend auf den im Kapitel 3 vorgestellten Ergebnissen wurden dazu unterschiedliche Behandlungen, ausgehend von den
in der industriellen Praxis üblichen Austenitisierungs- und Anlasstemperaturen, durchgeführt. Eine Zusammenfassung aller Parameter ist in Tabelle 5.1 aufgelistet. Da es sich
um kleinere Versuchsumfänge handelte, wurden alle Proben gemäß Kapitel 2.3 im Muffelofen austenitisiert und in Öl abgeschreckt. Zur besseren Vergleichbarkeit erfolgte für
jeden Werkstoff zusätzlich eine konventionelle Wärmebehandlung im Vakuumofen. Die
Anlasstemperaturen für diese Stähle basieren auf Herstellervorgaben.
126
Tab. 5.1: Wärme- und Cryobehandlungsparameter für die Werkstoffe X153SM, X100 und X50; *Bei
Behandlung C5 wurden zwischen Härten und Anlassen zwei Cryobehandlungszyklen mit
identischen Parametern durchgeführt.
Werkstoff
Bez.
Härten
Cryobehandlung
∆TAb / K/min
X153SM
X50
X100
tc / h
Anlassen
∆TAuf
A
1020°C
N2
-
3x 510°C
B
1080°C
N2
-
3x 520°C
C
1080°C
N2
-
1x 180°C
D
1020°C
Öl
-
3x 510°C
E
1080°C
Öl
-
3x 520°C
F
1080°C
Öl
-
1x 180°C
C1
1080°C
Öl
5
24
hoch
1x 180°C
C2
1080°C
Öl
LN2
1
hoch
1x 180°C
C3
1080°C
Öl
5
1
niedrig
1x 180°C
C4
1080°C
Öl
5
24
hoch
1x 520°C
C5*
1080°C
Öl
5
1
hoch
1x 180°C
A
1050°C
N2
-
3x 530°C
B
1050°C
Öl
-
3x 530°C
C1
1050°C
Öl
5
24
hoch
1x 180°C
C2
1050°C
Öl
LN2
1
hoch
1x 180°C
C3
1050°C
Öl
5
1
niedrig
1x 180°C
C4
1050°C
Öl
5
24
hoch
3x 530°C
A
1050°C
N2
-
3x 540°C
B
1050°C
Öl
-
3x 540°C
C1
1050°C
Öl
5
24
hoch
1x 180°C
C2
1050°C
Öl
LN2
1
hoch
1x 180°C
C3
1050°C
Öl
5
1
niedrig
1x 180°C
C4
1050°C
Öl
5
24
hoch
1x 540°C
127
In Abbildung 5.1 sind Härte-Anlass-Diagramme der SM-Kaltarbeitsstähle X153SM, X100
und X50 bei konventioneller und cryogener Behandlung dargestellt. Nach dem Tiefkühlen
bis -196°C lag die Härte bei allen Werkstoffen und Austenitisierungstemperaturen höher
als die Ansprunghärte. Lediglich beim X50 konnte eine höhere Ansprunghärte verzeichnet werden. Wie schon für den X153PM nachgewiesen, nahm die Differenz zwischen Ansprunghärte und Härte nach dem Tiefkühlen auch für den X153SM mit der Austenitisierungstemperatur zu (Abb. 5.1a, b). Ebenso zeigte sich durch eine Cryobehandlung
bei allen untersuchten Werkstoffen eine Verschiebung des Sekundärhärtemaximums zu
niedrigeren Anlasstemperaturen.
(a) X153SM, TA = 1020°C
(b) X153SM, TA = 1080°C
(c) X100, TA = 1050°C
(d) X50, TA = 1050°C
Abb. 5.1: Härte-Anlass-Diagramme für die SM-Kaltarbeitsstähle X153SM, X100 und X50
128
Bevor auf die Gefüge der einzelnen Stähle nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen eingegangen wird, sollen zunächst die prinzipiellen Unterschiede in der
Mikrostruktur der untersuchten Stähle herausgestellt werden. Abbildung 5.2 zeigt REMAufnahmen der untersuchten Stähle bei geringer Vergrößerung. Die Unterschiede in den
Gefügen basieren vor allem auf den verschiedenen Legierungselementgehalten und den
unterschiedlichen Herstellungsrouten. Durch den hohen Legierungselementgehalt liegt im
Stahl X230PM mit 18 Vol.-% der höchste Gehalt an Karbiden vor. Bei den anderen Werkstoffen ist in Abbildung 5.2 zu erkennen, dass der Karbidgehalt mit dem Legierungsgehalt und insbesondere mit dem Kohlenstoffgehalt abnimmt. Der geringste Karbidgehalt
liegt im X50 vor. Die Unterschiede in der Herstellungsroute zeigt ein Vergleich der beiden X153 Varianten (Abb. 5.2b, c). Durch die pulvermetallurgische Herstellung weist der
Stahl X153PM bei gleichem Karbidvolumen eine fein-disperse Verteilung der eingeformten
Karbide auf, während der über Strangguss hergestellte Standardwerkstoff X153SM eine
Karbidzeiligkeit besitzt, welche in einer inhomogenen Karbidverteilung mit vergleichsweise groben Karbiden resultiert.
In den Abbildungen 5.3 bis 5.5 ist das Gefüge des untersuchten SM-Kaltarbeitstähles
X153SM nach konventioneller und cryogener Behandlung dargestellt. In allen Behandlungszuständen besteht die Mikrostruktur aus einer martensitischen Matrix mit eingelagerten Karbiden. Während bei der PM-Variante eine einheitliche Karbidgröße vorlag, sind
beim X153SM in Abbildung 5.3a Karbide unterschiedlicher Größe zu erkennen. Dabei sind
zeilenfömig angeordnete eutektische Karbide (teilweise >10 µm) und sekundäre Karbide
in einer Größenordnung <2 µm zu differenzieren. Darüber hinaus wurden im X153SM Einschlüsse mit einer Größe von etwa 5-10 µm beobachtet, die mittels EDX-Analyse als TiN
identifiziert werden konnten (Abb. 5.5). Bei deutlich geringerem Volumengehalt gilt die
Größenverteilung von Karbiden in analoger Weise auch für die anderen beiden SM-Stähle
X100 und X50 (Abb. 5.6, 5.8). Im Gefüge des X50 liegen allerdings nur noch vereinzelt
gröbere Karbide in einer Größenordnung >2 µm vor.
Auch für die SM-Variante des X153 kann davon ausgegangen werden, dass in den gehärtet
und niedrig angelassenen Zuständen ein gewisser Anteil Restaustenit im Gefüge vorhanden
ist. Dagegen ist bei den anderen beiden Stählen aufgrund der geringeren Austenitisierungstemperatur und des geringeren Kohlenstoffgehaltes ein deutlich geringerer Restaustenitanteil zu erwarten.
Nach Cryobehandlung C1 mit einem abschließenden Anlassschritt bei niedriger Tempera-
129
(a) X230PM (18 Vol.-%)
(c) X153SM (12 Vol.-%)
(b) X153PM (12 Vol.-%)
(d) X100 (9 Vol.-%)
(e) X50 (3 Vol.-%)
Abb. 5.2: Vergleich von Karbidgehalt und Karbidverteilung im Gefüge der untersuchten Werkstoffe;
Zusätzlich sind die Volumengehalte an Karbiden im gehärteten Zustand angegeben.
tur liegt im Gefüge des X153SM eine feinere martensitische Struktur der Matrix vor (Abb.
5.4). Ein Anlassen im Bereich des SHM führt sowohl bei konventioneller Wärmebehandlung
als auch bei einer Cryobehandlung zur Ausscheidung von Sonderkarbiden (Abb. 5.3d,
5.4d). Im Gegensatz zur PM-Variante und analog zum X230PM konnte allerdings kein
Unterschied im Gehalt und der Verteilung zum konventionell wärmebehandelten Zustand
ermittelt werden. Nach hohem Anlassen im Bereich des SHM waren für die beiden Stähle
X100 und X50 mittels REM in keinen Behandlungszuständen Sonderkarbide zu detektieren. Lediglich beim X100 zeigten sich nach konventioneller Wärmebehandlung mit dreifachem sekundärem Anlassen vereinzelt feine Karbidausscheidungen. Zudem ergab der
Vergleich von konventionellen und cryobehandelten Zuständen beider Werkstoffe keine
signifikanten Gefügeunterschiede.
130
(a) 1x TAnl = 180°C
(b) 1x TAnl = 180°C
(c) 3x TAnl = 520°C
(d) 3x TAnl = 520°C
Abb. 5.3: REM-Gefügeaufnahmen des X153SM nach konventioneller Wärmebehandlung mit
TA = 1080°C
131
(a) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(b) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(c) C4: 5/24/h + 1x 520°C
(d) C4: 5/24/h + 1x 520°C
Abb. 5.4: REM-Gefügeaufnahmen des X153SM nach Härten (TA = 1080°C), Cryobehandlung und
Anlassen
132
Abb. 5.5: TiN-Einschluss im X153SM
(a) 3x TAnl = 540°C
Abb. 5.6: REM-Gefügeaufnahmen
TA = 1050°C
(b) 3x TAnl = 540°C
des
X100
nach
konventioneller
Wärmebehandlung
mit
133
(a) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(b) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(c) C4: 5/24/h + 1x 540°C
(d) C4: 5/24/h + 1x 540°C
Abb. 5.7: REM-Gefügeaufnahmen des X100 nach Härten (TA = 1050°C), Cryobehandlung und Anlassen
134
(a) 3x TAnl = 530°C
Abb. 5.8: REM-Gefügeaufnahmen
TA = 1050°C
(b) 3x TAnl = 530°C
des
X50
nach
konventioneller
Wärmebehandlung
mit
135
(a) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(b) C1: 5/24/h + 1x 180°C
(c) C4: 5/24/h + 1x 530°C
(d) C4: 5/24/h + 1x 530°C
Abb. 5.9: REM-Gefügeaufnahmen des X50 nach Härten (TA = 1050°C), Cryobehandlung und Anlassen
136
5.3.1 X153CrVMo12SM
In Abbildung 5.10 sind die Ergebnisse der mechanischen Untersuchungen am Stahl X153SM
dargestellt. Bei den unterschiedlichen konventionellen Behandlungen wurde mit WBH
C (1080,°C + 1 x 180°C) die höchste Härte erzielt (Abb. 5.10a). Nach mehrfachem, sekundärem Anlassen wiesen die ölgehärteten im Vergleich zu den mit Druckgas abgeschreckten Proben eine um etwa 60 HV30 höhere Härte auf. Ein Vergleich von konventioneller und Cryobehandlung zeigte eine um mehr als 100 HV30 höhere Härte bei cryobehandelten und niedrig angelassenen Proben. Lediglich ein Anlassen bei der in der Praxis
üblichen Temperatur von 520°C (C4 in Abb. 5.10a) führte nach einer Cryobehandlungen zu einer niedrigeren Härte als eine konventionelle Wärmebehandlung mit dreifachem,
sekundärem Anlassen.
Hinsichtlich der im 3-Punkt-Biegeversuch ermittelten mechanischen Eigenschaften ergaben sich bei den unterschiedlichen konventionellen Wärmebehandlungen nur geringe Unterschiede (Abb. 5.10b, c, d). Im Vergleich zur PM-Variante führte eine konventionelle
Wärmebehandlung des X153SM zu ähnlichen Biegefestigkeiten bei allerdings geringerer
Bruchdehnung. Bei den unterschiedlichen Cryobehandlungen erzielten die einfach hoch
angelassenen Proben die höchsten Biegefestigkeiten, Bruchdehnungen und Verformungsarbeiten. Insgesamt wiesen allerdings alle cryobehandelten Zustände des X153SM niedrigere Biegefestigkeiten, Bruchdehnungen und Verformungsarbeiten im Vergleich zu den
konventionell Wärmebehandelten Zuständen und der PM-Variante auf.
137
(a) Härte
(b) Biegefestigkeit
(c) Bruchdehnung
(d) Verformungsarbeit
Abb. 5.10: Mechanische Eigenschaften aus Härte- und Biegeversuchen an schmelzmetallurgisch hergestellten Kaltarbeitsstahl X153SM für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen.
138
5.3.2 X100CrMoV8-3
Ähnlich wie bei den Ergebnissen zum X153SM lag die Härte des Kaltarbeitstahl X100 nach
Ölhärtung um etwa 50 HV30 höher als nach Härtung im Vakuumofen. Durch eine Cryobehandlung sowohl mit niedrigem Anlassschritt als auch einem Anlassen im Bereich des
Sekundärhärtemaximums ergab sich im Vergleich zur konventionellen Wärmebehandlung
eine um bis zu 150 HV30 höhere Härte (Abb. 5.11a). Die höchsten Werte konnten dabei
mit Behandlung C2 (1050,°C + LN2 ;1 h;hoch 1 x 180°C) erzielt werden. Die durchgeführten
Cryobehandlungen C1 bis C4 führten allerdings zu deutlich schlechteren Werten im 3Punkt-Biegeversuch (Abb. 5.11b, c, d). Dies äußerte sich in einer Reduzierung von Biegefestigkeit und Bruchdehnung um etwa 1500 MPa bzw. 0,6-0,8 % sowie einer halbierten
Verformungsarbeit.
(a) Härte
(b) Biegefestigkeit
(c) Bruchdehnung
Abb. 5.11: Mechanische Eigenschaften aus Härte- und Biegeversuchen am Kaltarbeitsstahl
X100CrMoV8-3 für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen.
139
5.3.3 X50CrMoV8-2
Entgegengesetzt zu den oben beschriebenen Ergebnissen ergab sich für den Kaltarbeitsstahl X50 nach Ölhärtung eine geringere Härte als nach Druckgashärtung im Vakuumofen.
Insgesamt lag die Härte des X50 im Vergleich zu den anderen Werkstoffen niedriger (Abb.
5.12a). Bei den unterschiedlichen Behandlungen zeigten sich kaum Härteunterschiede, wobei der hoch angelassene Zustand C4 die höchsten Werte aufwies. In Abbildung 5.12 ist
zu erkennen, dass die Behandlungen C1 – C3 höhere Biegefestigkeiten boten, als die konventionellen Zustände A und B. Allerdings waren Bruchdehnung und Verformungsarbeit
der cryobehandelten Zustände geringer, wobei nach hohem Anlassen (C4) generell die
niedrigsten Werte erzielt wurden.
(a) Härte
(b) Biegefestigkeit
(c) Bruchdehnung
Abb. 5.12: Mechanische Eigenschaften aus Härte- und Biegeversuchen am Kaltarbeitsstahl
X50CrMoV8-2 für verschiedene konventionelle und cryogene Behandlungen.
141
6 Diskussion
Die Ergebnisdarstellung hat gezeigt, dass eine Cryobehandlung mechanische und tribologische Eigenschaften verschiedener Werkzeugstähle signifikant beeinflusst. Die mikrostrukturellen und vor allem die metallphysikalischen Untersuchungen lieferten neue Erkenntnisse über die ablaufenden Mechanismen während einer Cryobehandlung und erlauben
Aussagen zum nachfolgenden Anlassen. Im Folgenden soll zunächst auf die mechanischen
und tribologischen Eigenschaften und deren Veränderung durch eine Cryobehandlung
eingegangen werden, bevor werkstofftechnische Aspekte im Hinblick auf das Gefüge nach
einer Cryobehandlung und die metallkundlichen Vorgänge während einer Cryobehandlung
diskutiert werden.
6.1 Analyse der Faktorenwirkung
Die Ergebnisse der statistischen Analyse der Parameter einer Cryobehandlung haben ergeben, dass insbesondere Austenitisierungs- und Anlasstemperatur einen signifikanten
Einfluss auf mechanische und tribologische Eigenschaften aufweisen. Die hohe Signifikanz
dieser beiden Temperaturen zeigt, dass alleine durch eine Modifikation der konventionellen
Wärmebehandlungsparameter die untersuchten Werkstoffeigenschaften stärker beeinflusst
werden können als durch eine Variation sämtlicher Cryoparameter. Trotzdem dürfen bei
der Parameterwahl für eine Cryobehandlung die Haltezeit auf Cryotemperatur und die
Aufheizrate von -196°C auf Raumtemperatur nicht vernachlässigt werden.
Neben den signifikanten Hauptparametern sind allerdings noch die in Tabelle 3.8 auf Seite
78 angegebenen signifikanten Wechselwirkungen zu berücksichtigen. Um herauszufinden,
welche dieser Wechselwirkungen aus den einzelnen Gruppen signifikant sind, müssen die
als insignifikant bewerteten Wechselwirkungen D und G betrachtet werden (vgl. Tab. 2.5,
S. 32). Ein Vergleich zeigt, dass C1 und D1 dieselbe Wechselwirkung charakterisieren.
Aufgrund der Tatsache, dass D vollständig insignifikant ist, muss C1 folglich ebenfalls insignifikant sein. Daraus ergibt sich die Signifikanz von Wechselwirkung C2. Des Weiteren
beschreiben G1 und G2 dieselbe Wechselwirkung wie F1 bzw. M1. Da G1 und G2 insignifi-
142
6 Diskussion
kant sind, folgt dies auch für F1 und M1. Zusammenfassend sind alle zu berücksichtigenden
Wechselwirkungen in Tabelle 6.1 aufgelistet.
Tab. 6.1: Zu berücksichtigende Wechselwirkungen von Einflussfaktoren
C2, M2
tc vs. ∆TAuf
F2, L1
∆TAb vs. ∆TAuf
H1, H2
TA vs. ∆TAuf / TA vs. TAnl
H3, K1
∆TAb vs. tc
H4
∆TAuf vs. TAnl
In einer ähnlichen Studie untersuchten Darwin et al. die Einflussparameter einer Cryobehandlung auf die Verschleißeigenschaften eines martensitischen, rostfreien Stahls mit
einem Chromgehalt von 18 % (AISI SR34) [80]. Dabei ergab sich ebenfalls ein signifikanter Einfluss der Haltezeit auf -196°C sowie der Anlasstemperatur. Allerdings konnte im
Gegensatz zu den Ergebnissen der vorliegenden Arbeit auch ein signifikanter Einfluss der
Abkühlrate von Raumtemperatur auf -196°C ermittelt werden. Die Relevanz einer kontrollierten Abkühlung mit niedriger Rate wird in vielen Literaturstellen und vor allem von
Herstellern cryogenen Equipments hervorgehoben. Stratton konnte aber nachweisen, dass
eine geringe Abkühlrate nur wichtig zur Rissvermeidung beim Abkühlen größerer Bauteile
ist und keinen signifikanten Einfluss auf das Karbidausscheidungsverhalten (nach Stratton
die Hauptursache für die Steigerung des Verschleißwiderstandes) nach einer Cryobehandlung hat [25].
Wie bereits in Kapitel 1.5 erwähnt, beeinflusst die Austenitisierungstemperatur maßgeblich die Mikrostruktur für eine Cryobehandlung, wenn diese direkt nach dem Härten und
vor dem Anlassen durchgeführt wird. Die von einigen Autoren für einen hohen Verschleißwiderstand präferierten niedrigen Austenitisierungstemperaturen zur Einstellung einer
vollständig martensitischen Matrix konnten durch die Parameterstudie nicht bestätigt
werden [25, 32]. Lediglich für mechanische Eigenschaften, wie Biegefestigkeit und Bruchdehnung, erwies sich eine niedrige Austenitisierungstemperatur als vorteilhaft. Dagegen
ergab sich eine höhere Werkstoffhärte sowie ein höherer Verschleißwiderstand durch eine
Cryobehandlung ausgehend von einer hohen Austenitisierungstemperatur.
Im Gegensatz zu anderen Parametern wurden unterschiedliche Anlasstemperaturen nach
einer Cryobehandlung in der Literatur bisher nur selten untersucht. Analog zu den Ergebnissen in dieser Arbeit wiesen Firouzdor et al. für Bohrer aus dem Schnellarbeitsstahl
HS6-5-2 (AISI M2) nach, dass ein niedriges Anlassen nach einer Cryobehandlung besonders förderlich für die Werkzeuglebensdauer ist [22].
143
Für die hier nicht näher untersuchte Cryotemperatur existieren dagegen einige Veröffentlichungen anderer Autoren. Das et al. untersuchten z.B. die Auswirkungen einer Cryobehandlung mit den unterschiedlichen Temperaturen -75°C, -125°C sowie -196°C auf den
Stahl X153SM (Haltezeit auf Cryotemperatur 5 min, anschließend einfaches Anlassen bei
210°C) [42]. Sie stellten fest, dass alle Cryobehandlungen den Verschleißwiderstand im Vergleich zur konventionellen Behandlung positiv beeinflussen, die Erhöhung des Verschleißwiderstandes jedoch für eine Kühlung bis -125°C und -196°C signifikant höher ausfiel. Der
höchste Verschleißwiderstand wurde mit einer Kühlung bis -196°C erzielt. Zu einem identischen Ergebnis kamen Mohan Lal et al. für die beiden Werkzeugstähle X210Cr12 und
HS6-5-2 (AISI D3 bzw. M2). Darüber hinaus zeigte Zurecki, dass eine weitere Senkung
der Temperatur bis -273°C (LHe) keine zusätzlichen Verbesserungen erzielt [51]. Der große
Unterschied im Verschleißwiderstand zwischen einer Kühlung bis -75°C und den beiden
tieferen Temperaturen kann bei den Untersuchungen von Das et al. vor allem mit der
Martensit-Finish-Temperatur von -125°C für die angewendete Austenitisierungstemperatur von 1024°C begründet werden [42]. Während bei einer Kühlung bis -75°C also noch ein
gewisser Anteil Restaustenit im Gefüge vorhanden war, konnte durch die tieferen Cryotemperaturen eine nahezu vollständig martensitische Matrix eingestellt werden, die im
Verschleißversuch über einen höheren Widerstand verfügte. Für die in der vorliegenden
Arbeit untersuchte PM-Variante des X153 liegt Mf nach Abbildung 3.9 auf Seite 82 bei
einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C bei -73°C. Dadurch wäre für Verschleißversuche gewährleistet, dass die Matrices der Proben bei allen von Das et al. angewendeten
Cryotemperaturen einen nahezu identischen Gehalt an Restaustenit aufweisen.
Bestätigungsexperiment Die Ergebnisse einer statistischen Analyse werden üblicherweise mit Hilfe eines Bestätigungsexperiments validiert. Dabei wird zunächst ein Wert
für eine bestimmte Faktorstufenkombination basierend auf den Ergebnissen der Faktoranalyse vorhergesagt. Bei der Berechnung werden im Bestätigungsexperiment nur die
signifikanten Faktoren berücksichtigt. Anschließend wird ein Experiment mit den ausgewählten Faktorstufen wiederholt, bevor abschließend die Konfidenzintervalle des berechneten und des vorhergesagten Wertes miteinander verglichen werden. Die Ergebnisse
der statistischen Analyse dürfen akzeptiert werden, wenn sich die beiden Konfidenzintervalle überschneiden. Liegt keine Überschneidung vor, zeigt das Bestätigungsexperiment,
dass der vorhergesagte Wert nicht akzeptiert werden darf und das Experiment nicht reproduzierbar ist.
Für die in dieser Arbeit durchgeführte Faktoranalyse wurden drei unterschiedliche Bestätigungsversuche für die mechanischen Eigenschaften durchgeführt. Ein Versuch wurde ba-
144
6 Diskussion
sierend auf den Ergebnissen der Faktoranalyse für die Verschleißrate wiederholt. Die Ergebnisse aller Bestätigungsexperimente sind der Abbildung 6.1 zu entnehmen. Dabei sind
nur die Ergebnisse der Werkstoffhärte und der Verschleißrate akzeptabel, d.h. nur die
statistische Analyse und zugehörigen signifikanten Faktoren dieser Eigenschaften dürfen
als richtig eingestuft werden. Darüber hinaus ist Additivität gegeben und die einzelnen
Faktoren können numerisch addiert werden [81]. Dies bedeutet, dass eine Kombination
der besten Stufen aller signifikanter Faktoren zu einer Optimierung führt.
Die Ergebnisse der Biegefestigkeit, Bruchdehnung und Verformungsarbeit hingegen sind
nicht akzeptabel, was bedeutet, dass aufgrund einer zu hohen Standardabweichung der
Messergebnisse oder zu vieler Wechselwirkungen keine Additivität gegeben ist. In diesem
Fall kann eine Kombination der optimalen Stufen der signifikanten Faktoren sogar zu einer
Eigenschaftsverschlechterung führen.
Einfluss der Haltezeit Einer der am meisten diskutierten Parameter der Cryobehandlung ist die Haltezeit auf -196°C. Wie in Kapitel 1.5 bereits erwähnt gibt es zahlreiche
Untersuchungen, die einen umso höheren Verschleißwiederstand ergaben, je länger die
Haltezeit auf -196°C gewählt wurde [31, 33, 48, 51, 82]. Studien von Das et al. und Darwin et al. zeigten für zwei unterschiedliche Stähle eine optimale Haltezeit auf -196°C von
36 h [37, 80]. Das et al. ermittelten die Verschleißrate des Kaltarbeitsstahles X153SM im
Stift-Scheibe-Versuch, während Darwin et al. einen martensitischen, rostfreien 18 %tigen
Chromstahl (AISI SR34) mittels Reziprokator-Verschleißtest untersuchten. Bei letzterem
Verfahren wird die zu untersuchende Probe unter einer bestimmten Last bidirektional
über eine Referenzprobe hin und herbewegt.
Da Haltezeiten > 24 h bei der in der vorliegenden Arbeit durchgeführten Faktoranalyse
nicht berücksichtigt wurden, sollte der Einfluss der Haltezeit durch eine weitere Untersuchung für den KAS X153PM ermittelt werden. Dazu wurden Verschleißstifte bei 1080°C
für 30 min in Argonatmosphäre austenitisiert und in Öl abgeschreckt. Anschließend wurden die Proben direkt in LN2 abgekühlt und für 0, 1, 5, 24, 36, 48 und 72 h auf -196°C
gehalten. Nach der Wiedererwärmung auf Raumtemperatur in Ethanol erfolgte ein Anlassschritt für 2 h bei 180°C.
Die Ergebnisse in Abbildung 6.2 veranschaulichen den Einfluss unterschiedlicher Haltezeiten auf den Abrasivverschleiß. Innerhalb des Messfehlers kann die Verschleißrate bis zu
einer Haltezeit von 24 h als konstant angesehen werden. Bei 36 h ergibt sich in Analogie zu
Das et al. zwar ein Minimum, dieses ist aber nicht so stark ausgeprägt. Ebenso interessant
ist dazu, dass längere Haltezeiten wieder deutlich höhere Verschleißraten ergeben.
145
Abb. 6.1: Vergleich der Konfidenzintervalle für die berechneten Mittelwerte und der Ergebnisse der
Bestätigungsexperimente
146
6 Diskussion
Abb. 6.2: Im Stift-Abrasivpapier (Flint220) ermittelte Verschleißraten für unterschiedliche Haltezeiten auf -196°C.
Zusammenfassend ist festzustellen, dass nicht nur derselbe Stahl in unterschiedlichen
Herstellungs- und Bearbeitungsrouten sowie nach unterschiedlichen Wärmebehandlungen,
sondern auch verschiedene Legierungskonzepte eine ähnliche Abhängigkeit der Verschleißrate von der Haltezeit auf -196°C aufweisen. Zusätzlich muss berücksichtigt werden, dass
hier im Vergleich zu den zitierten Studien ein anderer Verschleißtest zur Anwendung
kam. Im Abrasivverschleiß bleiben die Verschleißmechanismen über der Versuchsdauer
konstant, was beim Gleitverschleiß nicht immer gewährleistet werden kann.
6.2 Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die Werkstoffeigenschaften
147
6.2 Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die
Werkstoffeigenschaften
6.2.1 Gesamtbetrachtung der Eigenschaften
Wie in Kapitel 5.2 beschrieben, unterscheiden sich die untersuchten Stähle in ihrer Mikrostruktur insbesondere durch die Menge, Größe und Art der eingelagerten Karbide. Dies
wirkt sich grundlegend auf die mechanischen wie tribologischen Eigenschaften aus. Um
diese Unterschiede in den Werkstoffeigenschaften und den Einfluss der Cryobehandlungen
auf die einzelnen Werkzeugstähle zu veranschaulichen, sind in den Abbildungen 6.3 bis
6.5 die in dieser Arbeit untersuchten Eigenschaften Biegefestigkeit, Bruchdehnung, Verformungsarbeit, Härte, Zähigkeit und Verschleißwiderstand vergleichend gegenübergestellt.
Der Vergleich von Biegefestigkeit und Bruchdehnung in Abbildung 6.3 zeigt grundlegend höhere Werte für den KAS X153PM gegenüber der SM-Variante nach nahezu allen Wärme- und Cryobehandlungen. Lediglich die konventionell dreifach angelassenen
Zustände des X153PM wiesen eine niedrigere Biegefestigkeit (1080°C/3x520°C) und Bruchdehnung (1020°C/3x510°C) auf. Eine optimale Kombination dieser beiden Eigenschaften
wurde vor allem auf Basis niedrigerer Austenitisierungstemperaturen eingestellt, wobei
eine zusätzliche Cryobehandlung zu einer weiteren Verbesserung führte. Dagegen kann
durch eine Cryobehandlung auf Basis der höheren Austenitisierungstemperatur entweder
eine höhere Bruchdehnung bei geringerer Biegefestigkeit oder eine höhere Biegefestigkeit
bei geringerer Bruchdehnung eingestellt werden. Wird allerdings von den in der industriellen Praxis oft angewendeten dreifach angelassenen Zuständen (1020°C/3x510°C bzw.
1080°C/3x520°C) ausgegangen, so ergeben sich insgesamt einige alternative Wärme- und
Cryobehandlungen zur Steigerung von Biegefestigkeit und Bruchdehnung. So kann z.B.
alternativ zu X153PM1020/3x510 für eine gleichzeitig höhere Biegefestigkeit und Bruchdehnung eine Cryobehandlung mit niedrigerer Austenitisierungstemperatur oder eine konventionelle Wärmebehandlung mit einem Anlassschritt bei 180°C nach Härten von 1080°C
angewendet werden. Dagegen bietet sich für X153PM1080/3x520 nur eine Cryobehandlung
auf Basis der niedrigeren Austenitisierungstemperatur als Alternative an, um gleichzeitig
980/180
beide Eigenschaften zu verbessern (X153PMLN 2/1/n ). Durch eine Cryobehandlung ausgehend von TA = 1080°C ist dagegen lediglich eine Erhöhung der Biegefestigkeit zu Lasten
der Bruchdehnung möglich.
Darüber hinaus ist Abbildung 6.3b zu entnehmen, dass der KAS X50 als alternativer
Werkstoff eingesetzt werden kann, wenn eine gleichzeitig sehr hohe Biegefestigkeit und
148
6 Diskussion
(a) X153PM
(b) X153SM, X100, X50
Abb. 6.3: Vergleich von Biegefestigkeit und Bruchdehnung der Werkzeugstähle X153PM, X153SM,
X100 und X50 nach unterschiedlichen konventionellen und cryogenen Behandlungen
149
Bruchdehnung gefordert ist. Diese hohen Werte können durch den im Vergleich zu den
anderen untersuchten Werkstoffen geringeren Karbidgehalt im X50 begründet werden.
Da die Rissbildung innnerhalb oder entlang der harten und spröden Karbide beginnt,
nimmt mit geringerem Karbidgehalt die Anzahl potentieller Rissentstehungsorte und der
Mikrorisse ab. Dadurch steigt die Bruchfestigkeit [83]. Im Gegensatz dazu bietet der KAS
X100 kaum Vorteile gegenüber den beiden Varianten des X153.
Abbildung 6.4 ist für den KAS X153PM zu entnehmen, dass mit niedriger Austenitisierungstemperatur eher hohe Verformungsarbeiten bei geringerer Härte und mit hohen
Austenitisierungstemperaturen höhere Härten, aber gleichzeitig geringere Verformungsarbeiten erzielt werden können. Im Vergleich zum X153PM liegen die Werte für Härte
und Verformungsarbeit bei der SM-Variante insgesamt etwas niedriger. Sowohl für die
PM- als auch die SM-Variante führt ein niedriges Anlassen nach dem Härten von 1080°C
zu der höchsten Härte. Diese kann lediglich für X153PM durch eine Cryobehandlung bei
1080/180
sonst gleichen Parametern noch gesteigert werden (X153PM5/24
). Die Einstellung einer
gleichzeitig deutlich höheren Verformungsarbeit und Härte war durch die unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen hingegen nicht möglich.
In der Praxis wird der Zustand X153PM1020/3x510 in der Regel eingesetzt, wenn nicht die
Härte, sondern eher die Zähigkeit im Vordergrund der Anwendung stehen. Dieser Zustand zeigt im Vergleich von Verformungsarbeit und Härte die niedrigsten Werte. Aus
diesem Grund basieren Alternativen zu den industrienahen Praxiswärmebehandlungen
im Gegensatz zu Biegefestigkeit und Bruchdehnung hauptsächlich auf einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C. Durch eine Cryobehandlung mit anschließendem einfachen
sekundären Anlassen können sowohl die Härte, als auch die Verformungsarbeit etwas
1080/180
gesteigert werden. So eignen sich die Zustände X153PM1080/180 und X153PM5/24/h
in
der Praxis insbesondere für Anwendungen, die eine hohe Härte erfordern. Als alternativer Werkstoff für eine deutlich höhere Verformungsarbeit sowie deutlich geringere Härte
bietet sich der X50 nach konventioneller WBH an. Die Härte kann durch eine Cryobehandlung um etwa 100 HV gesteigert werden, wobei jedoch die Verformungsarbeit deutlich
geringer ausfällt. Während der KAS X100 nach konventioneller Wärmebehandlung keine
geeignete Alternative zum X153PM darstellt, zeigt eine Cryobehandlung eine ausgeprägte
Steigerung der Härte. Auf diese Weise können nach einer Cryobehandlung mit einem Anlassschritt sowohl bei niedriger als auch hoher Temperatur Härtewerte im Bereich des
X153PM nach Cryobehandlung erzielt werden.
Der Vergleich von Verformungsarbeit und Verschleißwiderstand in Abbildung 6.5 verdeutlicht, dass die SM-Variante des X153 in Abhängigkeit der Behandlung bei etwas gerin-
150
6 Diskussion
(a) X153PM
(b) X153SM, X100, X50
Abb. 6.4: Vergleich von Verformungsarbeit und Vickershärte der Werkzeugstähle X153PM,
X153SM, X100 und X50 nach unterschiedlichen konventionellen und cryogenen Behandlungen
151
gerer Verformungsarbeit einen nahezu doppelt so hohen Verschleißwiderstand aufweist
wie die PM-Variante. Dies kann durch die im Vergleich zum X153PM gröberen Karbide
erklärt werden, die gegen die groben (bei Flint220 bis zu 90 µm) Verschleißkörner einen
höheren Widerstand bieten. Eine alleinige Betrachtung des X153PM zeigt, dass Behandlungen auf Basis der niedrigeren Austenitisierungstemperatur insgesamt einen geringen
Verschleißwiderstand aufweisen und durch die höhere Verformungsarbeit eher für Anwendungen geeignet sind, bei denen die mechanischen Eigenschaften im Vordergrund stehen.
Durch eine Cryobehandlung nach Härten von 980°C kann der Verschleißwiderstand leicht
gesteigert werden, jedoch nur im Vergleich zur konventionellen Behandlung mit hohem
Anlassschritt. Höhere Verschleißwiderstände lassen sich durch eine Erhöhung der Austenitisierungstemperatur erzielen und durch eine Cryobehandlung gegenüber dem hochange1080/180
lassenen, konventionellen Zustand weiter steigern. Dabei wies der Zustand X153PM5/24
den höchsten Verschleißwiderstand auf.
Weiterhin auffällig ist, dass nach praxisnaher, konventioneller Behandlung mit dreifachem
Anlassen (X153PM1080/3x520 ) der geringste Verschleißwiderstand aller Behandlungen verzeichnet wurde. In Bezug darauf wurde der Verschleißwiderstand durch eine Cryobehandlung um mehr als das Zehnfache gesteigert. Die Ergebnisse belegen jedoch, dass durch
eine Anpassung der Parameter einer konventionellen Wärmebehandlung die Mikrostruktur ebenfalls beeinflusst wird und sich dadurch ohne Anwendung einer Cryobehandlung
positive Auswirkungen auf die Werkstoffeigenschaften ergeben können. Auf diese Weise konnte durch ein hohes Härten und niedriges Anlassen ein Zustand eingestellt wer1080/180
den, der mit dem cryobehandelten Zustand X153PM5/24
den höchsten Widerstand
gegen abrasiven Verschleiß bietet. Darüber hinaus ist die Verformungsarbeit nach dieser
Wärmebehandlung vergleichsweise hoch. Der hohe Verschleißwiderstand kann durch den
gewissen Restaustenitanteil begründet werden, der bei einer Furchungverformung in der
verschlissenen Randschicht in Martensit umwandeln kann [83]. Infolgedessen bilden sich
in der Randschicht Druckeigenspannungen aus, die der Versprödung durch den nicht angelassenen Martensit entgegenwirken. Der Verschleißwiderstand steigt mit dem Gehalt an
umgewandelten Restaustenit weiter an. Dies wurde auch in dieser Arbeit durch energiedispersive Röntgenbeugung am Synchrotronspeicherring Bessy II nachgewiesen.
Allerdings kann sich durch den hohen Anteil an Restaustenit auch ein gewisser Nachteil für hochpräzise Werkzeuge und Bauteile ergeben. Unter mechanischer Beanspruchung
kann der Restaustenit spannungsinduziert in Martensit umwandeln. Bedingt durch die
mit der martensitischen Umwandlung verbundene Volumenausdehnung kommt es zu einer Maaßänderung des Werkzeuges, welche die Funktionsfähigkeit des Werkzeuge unter
152
6 Diskussion
Umständen negativ beeinflusst. In diesen Anwendungsfällen repräsentiert die Cryobehandlung eine alternative Methode zur Erhöhung der Lebensdauer von Bauteilen.
Abb. 6.5: Vergleich von Verformungsarbeit und Verschleißwiderstand der Werkzeugstähle X153PM
und X153SM nach unterschiedlichen konventionellen und cryogenen Behandlungen
Insgesamt haben die Untersuchungen aufgezeigt, dass die mechanischen und tribologischen Eigenschaften eines Werkzeugstahles durch unterschiedliche Wärme- und Cryobehandlungen in einem weiten Bereich eingestellt werden können. Durch die Variation
der Cryobehandlungsparameter kann dieser Bereich noch erweitert werden. Dabei ist bei
den in der Literatur angegebenen Verbesserungen gegenüber einem Grundzustand besonders zu beachten, dass dieser Grundzustand klar definiert sein muss. Aufgrund der Tatsache, dass auch eine Anpassung der konventionellen Wärmebehandlung eines Bauteils
an die vorherrschenden Einsatzbedingungen zu einer deutlichen Lebendsdauersteigerung
führt, werden die Verbesserungen durch eine Cryobehandlung relativiert. So liegt z.B.
die Erhöhung des Verschleißwiderstandes durch eine Cryobehandlung des KAS X153PM
bezogen auf den praxisnahen, dreifach angelassenen Zustand bei über 800 %, obwohl mit
einer veränderten konventionellen Wärmebehandlung nahezu der gleiche Widerstand eingestellt werden konnte.
Trotzdem bietet die Cryobehandlung einige Vorteile gegenüber einer konventionellen Behandlung. Zur Beseitigung von Restaustenit sind bei einer konventionellen Wärmebehand-
153
lung in der Regel mehrere Anlassschritte bei relativ hohen Temperaturen und längeren
Zeiten erforderlich. Der Nachteil liegt dabei in einer sinkenden Matrixhärte und einer
möglichen Vergröberung der Anlasskarbide. Im Gegensatz dazu ist durch eine Cryobehandlung eine kostengünstige und zeitsparende Beseitigung von Restaustenit möglich.
Nach der Cryobehandlung sind keine mehrfachen Anlassschritte nötig. Durch die Cryobehandlung wurde der Großteil an Restaustenit in Martensit umgewandelt, wodurch ein
homogenes Gefüge vorliegt. Die REM-Untersuchungen haben beim sekundärem Anlassen
nach einer Cryobehandlung eine gleichmäßige Verteilung von Anlasskarbiden gezeigt, die
sich bei einer rein konventionellen Behandlung erst nach dreifachem Anlassen einstellt.
Somit kann die Zielhärte für die jeweilige Anwendung durch einen einzigen Anlassschritt
eingestellt werden. Auf diese Weise werden die gesamte Prozesszeit und die damit verbundenen Kosten verringert. Des Weiteren ist ein sekundäres Anlassen durch die Verschiebung
des Sekundärhärtemaximums bei niedrigeren Temperaturen möglich.
6.2.2 Zähigkeit
Die in einigen Literaturstellen berichtete Erhöhung der Zähigkeit durch eine Cryobehandlung konnte auch in den Bruchzähigkeitsuntersuchungen dieser Arbeit nachgewiesen werden. Die Verbesserung der Zähigkeit durch eine Cryobehandlung konnte aber gegenüber
der praxisnahen Wärmebehandlung mit dreifachem, sekundärem Anlassen erzielt werden. Ein Vergleich der unterschiedlichen Behandlungen bzgl. Bruchzähigkeit, Härte und
Verschleißwiderstand zeigt darüber hinaus, dass die cryobehandelten Proben neben einer
höheren Zähigkeit auch noch eine höhere Härte und einen gesteigerten Verschleißwiderstand gegenüber dem konventionellen Referenzzustand aufweisen (Abb. 6.6).
Abbildung 6.6 ist weiterhin zu entnehmen, dass der durch die konventionelle Wärmebehandlung mit hoher Austenitisierungstemperatur und niedriger Anlasstemperatur eingestellte höhere Restaustenitgehalt zwar zu einer geringen Härte führt, aber auch die beste Kombination aus Bruchzähigkeit und Verschleißwiderstand liefert. Die Mechanismen,
die durch den eingestellten Restaustenitgehalt zu einem höheren Verschleißwiderstand
führen, wurden bereits in Kapitel 6.2 beschrieben. Dazu besitzt Restaustenit eine höhere
Zähigkeit, wodurch ein fortschreitender Riss im Vergleich zu einem Gefüge aus Martensit
mehr Energie verliert.
Um das Rissausbreitungsverhalten nach konventionellen Wärmebehandlungen und Cryobehandlungen mittels EBSD näher zu untersuchen, wurden KIc -Proben nach dem Anschwingen präpariert. In Abbildung 6.7 sind die EBSD-Maps der Gefüge um die Schwin-
154
6 Diskussion
(a)
(b)
Abb. 6.6: Vergleich von Bruchzähigkeit und a) Härte bzw. b) Verschleißwiderstand für unterschiedliche konventioenlle und cryogene Behandlungen ausgehend von einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C
155
gungsanrisse nach den Behandlungen KC1 (1080°C + Cryo + 1x 180°C) und KK1 (1080°C
+ 1x 180°C) dargestellt. Während bei Probe KC1 keine Unterschiede im Gefüge um den
Riss zu erkennen sind, zeigt sich um den Riss bei der konventionell behandelten Probe
in einem Bereich von etwa 15 µm ein deutlich geringerer Anteil an Restaustenit. Dies
deutet neben der hohen Zähigkeit des Restaustenits auf einen weiteren Mechanismus zur
Verlangsamung der Rissausbreitung hin. Unter dem Einfluss der plastischen Zone um die
Rissspitze kann der Restaustenit durch Schubbeanspruchung auf einem hohen Niveau hydrostatischer Zugspannung zu Martensit umwandeln [83]. Die martensitische Umwandlung
ist mit einer Volumenzunahme verbunden, die im Bereich des umgewandelten Restaustenits einen inneren Druckspannungszustand hervorruft. Nach dem Superpositionsprinzip
ergibt sich aus der Summe der äußeren mechanischen Belastung und den inneren Spannungen aufgrund der Phasenumwandlung eine Spannungsreduktion in diesen Bereichen.
Dies führt im Vergleich zu einem nicht umwandelnden Werkstoff makroskopisch betrachtet
zu einer Steigerung der Bruchzähigkeit [83].
6.2.3 Ermüdung
Während in mehreren Studien für Vergütungs- und Einsatzstähle von einer Erhöhung
der Ermüdungsfestigkeit durch eine Cryobehandlung berichtet wurde (siehe Kap. 1.5),
konnten die unterschiedlichen Cryobehandlungen des KAS X153PM in dieser Arbeit keine
höheren Ermüdungsfestigkeiten als die konventionellen Wärmebehandlungen erzielen.
Im Gegensatz zu niedrig C-haltigen Vergütungs- und Einsatzstählen liegen bei dem ledeburitischen Kaltarbeitsstahl X153 aber noch gröbere Karbide im Gefüge vor, die während
der Ermüdungsbelastung als Ausgangspunkt von Rissen fungieren können und so die
Ermüdungsfestigkeit entscheidend beeinflussen. Darüber hinaus führt bei den hohen Arbeitshärten der Werkzeugstähle grundsätzlich jeder Defekt im Werkstoff wesentlich schneller zum Versagen als bei niedrigeren Härten [84, 85]. Dies erklärt auch, warum der Bruch
sämtlicher Proben von den im Gefüge identifizierten Einschlüssen ausgegangen ist (Abb.
3.30, S. 104). Da die Rissbildung bei dieser Art der Beanspruchung von der größten harten
Phase (Karbid, Einschluss) oder Pore abhängt [86], sind die identifizierten Einschlüsse mit
einer Größenordnung von > 25 µm (im Vergleich zu M7 C3 -Karbiden mit < 3 µm) für die
Ermüdungslebensdauer entscheidend. Durch weitere Untersuchungen mittels EDX konnten hohe Gehalte an Ca, Si und Al in den Einschlüssen nachgewiesen werden, woraus geschlossen werden kann, dass diese Einschlüsse bei der Pulverherstellung durch mitverdüste
Schlacke in den Werkstoff gelangt sind. Dies zeigt, dass trotz des feineren Gefüges mit
einer homogenen Karbidverteilung von PM-Werkzeugstählen neben der Oberflächengüte
156
6 Diskussion
(a) KC1 (1080°C + Cryo + 1x 180°C)
(b) KK1 (1080°C + 1x 180°C)
Abb. 6.7: EBSD-Mappings der Mikrostruktur um einen Ermüdungsanriss im Gefüge des X153PM
nach unterschiedlichen Behandlungen
6.3 Werkstofftechnische Aspekte nach einer Cryobehandlung
157
vor allem die Größe innerer Defekte die Ermüdungsfestigkeit beeinflusst und eine Verbesserung des Reinheitsgrades zu einer Erhöhung dieser Eigenschaft führt [87].
Trotz der durch die Einschlüsse bedingten hohen Streuung lassen die Ergebnisse erkennen,
dass auch bei der Ermüdungsfestigkeit, analog zum abrasiven Verschleißwiderstand und
zur Bruchzähigkeit, ein gewisser Anteil Restaustenit im Gefüge zu einer Eigenschaftsverbesserung führen kann. Darüber hinaus kann der negative Einfluss längerer Haltezeiten auf
Cryotemperatur auf die Ermüdungslebensdauer als signifikant angesehen werden (Abb.
3.29.
6.3 Werkstofftechnische Aspekte nach einer
Cryobehandlung
Wie in Kapitel 1.5 dargestellt, werden in der Literatur zahlreiche Auswirkungen einer
Cryobehandlung auf das Gefüge von Werkzeugstählen beschrieben und diskutiert. Neben
der Umwandlung von Restaustenit in Martensit ist dabei vor allem der Einfluss auf das
Karbidausscheidungsverhalten von Bedeutung. Im Folgenden soll auf die in der Literatur
viel diskutierten, werkstofftechnischen Aspekte einer Cryobehandlung und insbesondere
auf die Restaustenitumwandlung und das Karbidausscheidungsverhalten näher eingegangen und den Ergebnissen der vorliegenden Arbeit gegenübergestellt werden.
6.3.1 Umwandlung von Restaustenit
Um mittels Tiefkühlen Restaustenit möglichst vollständig in Martensit umzuwandeln,
wird in einigen Literaturstellen eine optimale Temperatur von -80°C bzw. -84°C angegeben [19, 20]. Dies ist allerdings nur für niedriger legierte Werkzeugstähle mit geringeren C-Gehalten gültig. Für die meisten hochlegierten Werkzeugstähle ist die Martensitumwandlung erst bei niedrigeren Temperaturen abgeschlossen. Dies ist besonders bei
Stählen, wie z.B. dem X153 mit einem hohen Gehalt an Karbiden der Fall, die während der
Austenitisierung bei den in der Praxis üblichen Temperaturen teilweise aufgelöst werden
können und so den Matrixgehalt an Legierungselementen wie Cr, V, Mo und insbesondere
C erhöhen. In der Regel ist ab einem Matrixkohlenstoffgehalt von etwa 0,7 % eine Verschiebung von Mf unterhalb Raumtemperatur und somit ein gewisser Restaustenitanteil
zu erwarten [3]. Zusätzlich sind die hohen Gehalte an Cr, V und Mo zu berücksichtigen.
Für die mittels Funkenspektrometer bestimmte Zusammensetzung des X153PM ergaben
Thermo-Calc™-Berechnungen bei einer Austenitisierungstemperatur von 1080°C einen
158
6 Diskussion
theoretischen C-Gehalt in der Matrix von 0,72 Ma.-%. Dazu kommen etwa 7,11 Ma.-% Cr,
0,71 Ma.-% Mo und 0,36 Ma.-% V. Die Dilatometeruntersuchungen haben dazu gezeigt,
dass für TA = 1080°C Mf unterhalb -100°C liegt (Abb. 3.9, S. 82). Für die schmelzmetallurgisch hergestellte und umgeformte Variante des X153PM konnten Das et al. für eine
Austenitisierungstemperatur von 1024°C sogar eine Mf Temperatur von -125°C nachweisen [42]. Für dieselben Austenitisierungsparameter ergab eine andere Untersuchung des
X153SM einen Restaustenitgehalt von 9,8 Vol.-%, der durch eine Tiefkühlung bis -75°C
nur etwa zur Hälfte in Martensit umgewandelt wurde. Nach Tiefkühlung bis -75°C verbleibt also immer noch ein Restaustenitanteil von etwa 4,5 Vol.-% im Gefüge, wohingegen
eine Tiefkühlung bis -196°C zu einem Gehalt unterhalb der Nachweisgrenze von <2 Vol.-%
führt [36].
Um weiterhin herauszufinden, während welcher Prozessschritte genau die Restaustenitumwandlung stattfindet und, ob Unterschiede zwischen den einzelnen Cryobehandlungen bestehen, wurden weitere Untersuchungen mittels Synchrotronstrahlung durchgeführt. Abbildung 6.8a ist dazu zu entnehmen, dass der Gehalt an Restaustenit nach einer Cryobehandlung während des Aufheizens von Raumtemperatur auf 500°C nahezu konstant bleibt.
Nach der Abkühlung von 500°C (Haltezeit etwa 10 min) auf Raumtemperatur liegt jedoch
ein im Vergleich zum unangelassenen Zustand deutlich geringerer Restaustenitgehalt vor.
Bestimmungen des Restaustenitgehaltes während längerer Haltezeiten auf 500°C zeigen
eine nahezu lineare Abnahme des Restaustenitgehaltes innerhalb einer Zeit von 60 min
(Abb. 6.8b). Wie in Kapitel 1.3.3 beschrieben, beginnt bei niedrig legierten Stählen bereits im Temperaturbereich zwischen 200°C-300°C die Auflösung von Restaustenit mit der
Bildung von Bainit [88]. Bei dem schnellen Aufheizen auf Anlasstemperatur können die
dazu benötigten Diffusionsprozesse allerdings nicht ausreichend schnell ablaufen, um den
Restaustenitgehalt signifikant zu beeinflussen. Bei höher legierten Stählen und höheren
Temperaturen kommt es zu einer Zwischenstufenumwandlung des Restaustenit, was mit
einer Abnahme des Restaustenitgehaltes und einem Anstieg von Ms verbunden ist [89].
Die Bildung von Martensit erfolgt aus diesem Grund erst bei der Abkühlung von Anlasstemperatur. Dies ist in den Diffraktrogrammen in Abbildung 6.8c durch eine Abnahme
der γ-Peaks und einen gleichzeitigen Anstieg der α-Peaks gekennzeichnet.
Theoretisch sollte eine Cryobehandlung mit einem Herunterkühlen bis zu einer Temperatur <Mf zu einer vollständigen Umwandlung des Restaustenits führen und so unabhängig
von weiteren Parametern zu einem einheitlichen Restaustenitgehalt nach der Cryobehandlung führen. Demgegenüber steht, dass Restaustenit unter bestimmten Bedingungen stabilisiert wird. So steigt nach Berns et al. die Fließgrenze des Restaustenits mit fallender
159
Abb. 6.8: a) Entwicklung des Restaustenitgehalts beim stufenweisen Aufheizen von Raumtemperatur auf 500°C nach Härten von 1080°C und anschließender Cryobehandlung mit einer
Haltezeit von 24 h auf -196°C; zusätzlich ist der Restaustenitgehalt nach dem Abkühlen
von 500°C (Haltezeit etwa 10 min) auf Raumtemperatur veranschaulicht. b) Entwicklung
des Restaustenitgehaltes beim Halten auf 500°C nach Härten von 1080°C und anschließender Cryobehandlung mit einer Haltezeit von 48 h auf -196°C. c) Energiedispersives
Beugungsspektrum vor und nach dem Abkühlen von 500°C auf Raumtemperatur
160
6 Diskussion
Temperatur stärker an, als die zur Martensitbildung benötigte thermodynamische Triebkraft der freien Enthalpie [89, 90]. Dazu entstehen durch die Volumenvergrößerung bei
der martensitischem Umwandlung Druckspannungen im verbleibenden Restaustenit, die
eine weitere Umwandlung verhindern [91]. Diese ist erst durch eine weitere Abkühlung
möglich, wenn der Restaustenit aufgrund seines größeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten stärker schrumpft als der Martensit und so die Druckspannungen abgebaut
werden [92]. Nach Rose hingegen entstehen bei der Umwandlung, infolge der plastischen
Verformung des Austenits durch den wachsenden Martensit, Versetzungen und andere
Gitterfehler [93]. Diese stören die Kohärenz der Martensit/Austenit-Grenzflächen und
behindern somit das Wachstum der Martensitkeime. Weiterhin führen Unterbrechungen
des Abkühlprozesses zu einer Stabilisierungs des Restaustenits, so dass die Umwandlung
erst wieder nach einer bestimmten Unterkühlung fortgesetzt wird. Bei der Ermittlung der
Martensittemperaturen mittels Dilatometer erfolgte die Abkühlung bis auf Cryotemperatur kontinuierlich. Bei industriellen Wärme- und Cryobehandlungsprozessen, wie auch bei
der Behandlung der Proben in dieser Arbeit, kann eine kontinuerliche Abkühlung allerdings nicht immer realisiert werden, so dass mit einer gewissen Restaustenitstabilisierung
und einer Verschiebung von Mf zu rechnen ist.
Auch die mittels Synchrotronstrahlung durchgeführten Phasenanalysen bestätigen (Abb.
3.18, S. 94), dass nach verschiedenen Cryobehandlungen insbesondere mit unterschiedlichen Haltezeiten auf Cryotemperatur kein einheitlicher Restaustenitgehalt im Gefüge
vorliegt. Dabei muss allerdings berücksichtigt werden, dass diese Messungen an unterschiedlichen Proben durchgeführt wurden und Abweichungen im Restaustenitgehalt in
dieser Größenordnung schon beim Härten in unterschiedlichen Chargen entstehen können.
Zudem wurde der Restaustenitgehalt aus den Diffraktogrammen mit Interferenzen aus unterschiedlichen Eindringtiefen berechnet, wodurch der Gehalt über einen Bereich von etwa
30 - 40 µm gemittelt wurde. Für die Berechnung wurde weiterhin ein zweiphasiges Gefüge
aus Martensit und Austenit angenommen und somit Karbide vernachlässigt. Aus diesem
Grund wird der Gehalt an Restaustenit im karbidreichen Stahl X153PM überbewertet
und es ergibt sich ein zu hoher Wert. Dies wird durch einen Vergleich mit Werten, die aus
EBSD-Mappings berechnet wurden, bestätigt (Abb. 6.9). Aber auch dabei ist zu beachten, dass zum einen Restaustenit dieselbe Gitterstruktur aufweist wie Vanadiumkarbide
vom Typ VC. Aus diesem Grund wurden die Vanadiumkarbide als Restaustenit ausgewertet, weshalb der tatsächliche Gehalt an Restaustenit etwas geringer liegt. Zum anderen
wurden in die Auswertung Karbide vom Typ M7 C3 nicht miteinbezogen, da durch die
hohe Fehlstellendichte im Gefüge eine zu geringe Qualität der Kikuchi-Pattern vorlag,
um die hexagonale Karbidstruktur zuverlässig zu detektieren und den Restaustenitgehalt
161
Abb. 6.9: Vergleich des mit unterschiedlichen Methoden bestimmten Restaustenitgehaltes für unterschiedliche Wärme- und Cryobehandlungen
quantitativ zu bestimmen. Wegen der höheren Übereinstimmung in den Kikuchi-Pattern
von M7 C3 und Martensitgitter wurden die Karbide zum Martensit gezählt und sollten so
keinen Einfluss auf den Restaustenitgehalt aufweisen. Im Vergleich zu den Synchrotronmessungen wird bei EBSD-Untersuchungen für die Bestimmung des Restaustenitgehaltes
jedoch ein wesentlich kleinerer Gefügeausschnitt ausgewertet.
Trotz dieser Einschränkungen bleibt festzuhalten, dass EBSD- und Synchrotronuntersuchungen die Ergebnisse der Mößbauerspektroskopie und somit Unterschiede im Restaustenitgehalt nach verschiedenen Haltezeiten auf -196°C bestätigen. Auf diese Unterschiede
wird in Kapitel 6.4 näher eingegangen werden.
6.3.2 Ausscheidung von η-Karbiden
In der Einleitung wurde beschrieben, dass die Ausscheidung von η-Karbiden und Änderungen im Karbidausscheidungsverhalten durch eine Cryobehandlung als mögliche Ursachen
für die nachgewiesenen Verbesserungen im Verschleißwiderstand diskutiert werden. Im
Gegensatz zu einigen Veröffentlichungen konnten in dieser Arbeit keine η-Karbide nachgewiesen werden. Hierbei muss jedoch beachtet werden, dass die Bezeichnung η-Karbid in
der Cryo-Literatur teilweise widersprüchlich verwendet wird und noch nicht vollständig
geklärt ist, welcher Karbidtyp mit welcher Zusammensetzung sich vorzugsweise nach einer
Cryobehandlung ausscheidet.
162
6 Diskussion
Für den Kaltarbeitsstahl X153SM konnten Rhyim et al. durch Röntgenanalysen nach unterschiedlichen Behandlungen hauptsächlich die beiden Karbidtypen M7 C3 und M23 C6
identifizieren, wobei sich die Karbide vom Typ M23 C6 mit steigender Anlasstemperatur zunächst vergröbern und dann auflösen [47]. Als η-Karbide bezeichneten die Autoren Karbide vom Typ M6 C, welche sich sowohl nach konventioneller Wärmebehandlung
als auch nach Cryobehandlung im Temperaturbereich oberhalb 500°C ausscheiden. Der
einzige Unterschied zwischen konventioneller und Cryobehandlung bestand darin, dass
M6 C-Karbide nach einer Cryobehandlung bereits bei einer um 60°C niedrigeren Anlasstemperatur nachgewiesen wurden (520°C im Vergleich zu 580°C). Der Gehalt dieser mit
η-Karbiden bezeichneten Ausscheidungen im Gefüge des X153SM war allerdings zu gering,
um die Werkstoffeigenschaften signifikant zu beeinflussen.
Im Gegensatz dazu konnten Meng et al. für den in der Zusammensetzung sehr ähnlichen
Kaltarbeitsstahl X144CrVMo12 feine η-Karbidausscheidungen in einem hohen Volumengehalt ausschließlich nach einer Cryobehandlung nachweisen [44]. Bei den in dieser Studie
identifizierten η-Karbiden handelt es sich jedoch nicht um Karbide vom Typ M6 C, sondern um Ausscheidungen, die sich bei einer rein konventionellen Behandlung während
des Anlassens in der ersten Anlassstufe ausschließlich bei niedrigen Temperaturen bilden.
Genauere Erkenntnisse über Struktur und Zusammensetzung lieferten Hirotsu und Nagakura für hochchromhaltige Stähle [45]. Demnach handelt es sich um orthorhombische
η-Fe2 C-Karbide, die ähnlich den hexagonalen -Fe2 C-Karbiden bei Anlasstemperaturen
>200°C zugunsten von Zementit zerfallen [10]. Allerdings wurden die η-Fe2 C-Karbide im
Fall einer konventionellen Behandlung bisher nur bei mehrwöchigem Halten auf 120°C
beobachtet. Meng et al. detektierten aber auch für kurze Anlassdauern bei 180°C feine ηFe2 C-Ausscheidungen, die mit einer länglichen Morphologie in einer Größenordnung von
5-10 x 20-40 nm an den Grenzflächen der Martensitzwillinge vorlagen. Diese Ausscheidungen konnten aber nur beobachtet werden, wenn vor dem niedrigen Anlassen eine Cryobehandlung durchgeführt wurde. Den Nachweis, dass es sich um den selben Karbidtyp
wie bei einer langen Auslagerungsbehandlung handelt, erbrachten Meng et al. mittels
TEM-Untersuchungen, durch Bestimmung der kristallographischen Struktur. Zusätzlich
ergaben Vergleiche der Netzebenenabstände, dass es sich trotz der großen Ähnlichkeit
zwischen - und η-Karbiden bei den Ausscheidungen eindeutig um η-Karbide handelt.
Im Unterschied zur genannten Studie wurden TEM-Untersuchungen in der vorliegenden
Arbeit für einen höherlegierten Kaltarbeitsstahl direkt nach dem Härten bzw. nach dem
Härten mit anschließender Cryobehandlung durchgeführt. Dabei konnten, wie in Kapitel
4 beschrieben, nach einer Cryobehandlung keine η-Karbide detektiert werden. Obwohl es
163
sich beim X230PM gegenüber dem X144CrVMo12 um einen Stahl mit höherem Legierungsgehalt und anderer Herstellungs- und Bearbeitungsroute handelt, könnte dies darauf
hindeuten, dass η-Karbide erst beim Anlassen ausgeschieden werden und die thermische
Aktivierung durch Aufheizen von -196°C auf Raumtemperatur nicht ausreichend ist.
6.3.3 Ausscheidungsverhalten nach einer Cryobehandlung
Obwohl Rhyim et al. in TEM-Studien nach einer Cryobehandlung keine η-Fe2 C-Karbide
detektieren konnten, berichten sie von einem höheren Gehalt an Karbiden und detektierten bereits bei niedrigen Anlasstemperaturen feine Karbide im Gefüge [47]. Aus röntgendiffraktometrischen Messungen folgerten sie, dass die nach einer Cryobehandlung vermehrt ausgeschiedenen Karbide in der Zusammensetzung denen für den untersuchten
Stahl üblichen Legierungskarbiden entsprechen. Während dies bei höheren Anlasstemperaturen zu erwarten ist, können sich Karbide mit Gehalten an Cr, V oder Mo aufgrund
der geringen Diffusionsgeschwindigkeit von substitutionellen Atomen hingegen bei niedrigen Anlasstemperaturen nicht ausscheiden. Unabhängig von dieser Schlussfolgerung wiesen Rhyim et al. nach, dass das Ausscheidungsverhalten von Karbiden beim Anlassen
durch eine Cryobehandlung beeinflusst wird. Analog dazu wird dies auch in anderen
Veröffentlichungen beschrieben. So zeigten z.B. Akhbarizadeh et al. für den Kaltarbeitstahl X210CrW12 (AISI D6) nach Härten, Cryobehandlung und einem niedrigen Anlassschritt bei 180°C einen um 2 % höheren Karbidgehalt und eine homogenere Verteilung der
Karbide als nach rein konventioneller Wärmebehandlung mit gleichen Parametern [94].
Bildanalysen von TEM-Aufnahmen nach einem 24-stündigen Halten auf 200°C ergaben
für den Schnellstarbeitstahl HS6-5-2 (AISI M2) für cryobehandelte Proben im Vergleich zu
konventionell behandelten einen um etwa 6 Vol.-% höheren Karbidgehalt bei gleichzeitig
homogenerer Verteilung und etwas höherer Karbidgröße [52].
Darüber hinaus führten Das et al., wie in Kapitel 1.5 beschrieben, zahlreiche Untersuchungen zum Karbidauscheidungsverhalten des auch in dieser Arbeit untersuchten Kaltarbeitstahls X153 durch. Dabei lag der Karbidgehalt nach einer Cryobehandlung mit nachfolgendem Anlassen bei 210°C sogar um 22,3 % höher. Gleichzeitig konnte eine höhere Anzahl
an feineren Karbiden detektiert werden, die nach Das et al. in Morphologie und Zusammensetzung mit den in diesem Stahl vorkommenden Sekundärkarbiden identisch waren.
Wie bereits in Kapitel 1.5 erwähnt, bezeichnen die Autoren aus diesem Grund auch die
beim Anlassen nach einer Cryobehandlung ausgeschiedenen Karbide unüblicherweise als
Sekundärkarbide. Durch weitere Untersuchungen zur Ausscheidung feiner Karbide nach
einer Cryobehandlung könnte auch die Abhängigkeit der Verschleißrate von der Haltezeit
164
6 Diskussion
auf -196°C erklärt werden (Abb. 6.2, S. 146). Das et al. detektierten nach einer Anlassbehandlung (2 h, 210°C) für unterschiedliche Haltezeiten auf -196°C voneinander abweichende Volumengehalte und Größen von Karbiden. Diese Ergebnisse stehen in Analogie
zu den ermittelten Verschleißraten, wobei der Volumengehalt an Karbiden für Haltezeiten
bis 12 h kontinuerlich zunahm, dann für Haltezeiten bis 36 h nahezu konstant blieb und
bei längerem Halten auf -196° wieder in geringeren Volumengehalten resultierte [37]. Daraus folgt, dass für 36 h cryobehandelte Proben eine für den Verschleißwiderstand optimale
Kombination aus Karbidgröße und Verteilung bieten.
Allerdings führten Das et al. die Untersuchungen an schmelzmetallurgisch hergestellten
und umgeformten Probenmaterial durch, wohingegen die Untersuchungen zum Verschleißverhalten in dieser Arbeit auf der PM-Variante des X153 basierten. Dabei waren in
REM-Aufnahmen keine signifikanten Unterschiede im Karbidgehalt nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen zu identifizieren (Abb. 3.14 bis 3.15, S. 88ff). Um
dies zu bestätigen, wurden Bildanalysen von REM-Aufnahmen der Gefüge in verschiedenen Behandlungszuständen durchgeführt. Die zugehörigen Ergebnisse in Abbildung 6.10
belegen, dass für unterschiedliche Austenitisierungstemperaturen im Rahmen der Messungenauigkeit keine signifikanten Unterschiede im Karbidgehalt zwischen konventioneller
und cryogener Behandlung bestehen.
Abb. 6.10: Karbidgehalt im Gefüge des X153PM nach konventioneller und cryogener Behandlung
ausgehend von unterschiedlichen Austenitisierungstemperaturen mit einem abschließendem Anlassschritt für 2 h bei 180°C; Die Cryobehandlungen beinhalteten eine Haltezeit
von 24 h auf -196°C.
Da pulvermetallurgisch hergestellte Stähle in der Regel aber ein wesentlich feineres Gefüge
165
aufweisen, besitzen Ausscheidungen, die in der ersten Anlassstufe entstehen, eine für
REM-Untersuchungen zu geringe Größenordnung. Sollten während des Anlassens nach
einer Cryobehandlung Karbide ausgeschieden werden, die den Verschleißwiderstand signifikant beeinflussen, müsste dies einen Anstieg der Matrixhärte zur Folge haben. Abbildung 6.11 ist zu entnehmen, dass die Mikrohärte der Matrix für einige Cryobehandlungen
tatsächlich höher ist als nach konventioneller Behandlung. Für die niedrige Austeniti-
(a) TA = 980°C
(b) TA = 1080°C
Abb. 6.11: Mikrohärte der Matrix des Stahles X153PM nach unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen.
sierungstemperatur von 980°C konnte keine höhere Matrixhärte nach einer Cryobehandlung verzeichnet werden (Abb. 6.11a). Im Vergleich zu einer konventionellen Behandlung
mit einem Anlassschritt im Sekundärhärtemaximum lagen sogar alle Werte der cryobehandelten Proben niedriger. Trotzdem zeigten sich Unterschiede zwischen den einzelnen
Cryobehandlungen. So wiesen die Proben, welche direkt nach dem Härten in flüssigem
Stickstoff abgeschreckt wurden, unabhängig von den übrigen Parametern die höchsten
Matrixhärten auf. Abbildung 6.11b zeigt, dass die Matrixhärte durch unterschiedliche
Cryobehandlung nach Härten von 1080°C im Vergleich zu den konventionellen Behandlungen gesteigert wurde. Aufgrund der Tatsache, dass unterschiedlichste Parameter zu
vergleichsweise hohen Matrixhärten führten, kann ein optimale Cryobehandlung nicht
abgeleitet werden. Trotzdem wurde die höchste Matrixhärte für TA = 1080°C ebenfalls
durch eine hohe Abkühlrate auf -196°C oder durch langsames Abkühlen in Verbindung
mit einer schnellen Erwärmung erzielt. Ein Vergleich mit den Ergebnissen aus Verschleißuntersuchungen bei gleicher Behandlung zeigt zwar, dass der Widerstand gegen abrasiven
Verschleiß gegenüber einer konventionellen Wärmebehandlung mit sekundärem Anlassen
166
6 Diskussion
(a)
(b)
Abb. 6.12: Schematische Darstellung des Furchungsverschleißes durch eine Abrasivkorn; a) Karbide
sind wirksam groß und tragen zur Steigerung des Verschleißwiderstandes bei; b) Karbide
sind zu klein und werden mit dem Span ausgehoben [3, 83]
gesteigert wurde, jedoch alle anderen Cryobehandlungen mit gleicher Austenitisierungsund Anlasstemperatur zu noch besseren Ergebnissen führten (Abb. 3.32, S. 106).
Trotzdem besteht die Möglichkeit, dass, begünstigt durch ein Cryobehandlung mit nachfolgendem Anlassen, feine Karbide in der martensitischen Matrix vorliegen. Die Größenordnung dieser Karbide wird allerdings zu gering sein, um einen signifikanten Einfluss
auf den in dieser Arbeit untersuchten abrasiven Verschleißwiderstand zu erzielen. Für
einen hohen Widerstand gegen furchenden Verschleiß müssen die Karbide im Werkstoff
eine höhere Härte als das angreifende Abrasiv und mindestens die gleiche Größe wie
die Furchenbreite der Abrasive besitzen (Abb. 6.12a) [3, 83]. Sind die Karbide kleiner und treten in einem hohen Volumengehalt auf, bieten sie analog zur Härtemessung
zumindest einen Widerstand gegen Indentation der Abrasivpartikel. Dies wurde durch
die Verschleißversuche in dieser Arbeit aber nicht untersucht, da ausschließlich Abrasion
beim Stift-Verschleißpapier-Versuch vorliegt. Sind die Hartphasen jedoch kleiner als das
Abrasiv und der Volumengehalt zu gering, so werden sie einfach vom Abrasivkorn aus
der Matrix gefurcht und können keinen Beitrag zum Verschleißwiderstand leisten (Abb.
6.12a). In den Verschleißversuchen gegen Abrasion in dieser Arbeit wurde Verschleißpapier mit Flintkörnern in einer Größenordung von etwa 90 µm (220 mesh) verwendet. Um
die Größenordnung der Furchen im Verhältnis zu den Karbiden im Gefüge des X153PM
zu beurteilen, wurden polierte Proben über eine Strecke von etwa 100 mm ohne Rotation
über Abrasivpapier bewegt und anschließend im REM untersucht. Da die Abrasivkörner
geometrisch unbestimmt sind und größtenteils mit der Spitze in den Werkstoff eindringen, ergeben sich Furchen unterschiedlicher Breite und Eindringtiefe in der Oberfläche
der Proben. Die Verschleißfläche nach dem Ritzversuch auf Flint220-Papier ist Abbildung
6.13 zu entnehmen. Die geringere Breite der kleineren Furchen (<2 µm) an den M7 C3 Karbiden deutet darauf hin, dass die Abrasivkörner nicht so tief in das Karbid eindringen
167
können wie in die martensitische Matrix. Auf diese Weise können die M7 C3 -Karbide zur
Erhöhung des Verschleißwiderstandes beitragen. Darüber hinaus treten Furchen in einer
Größenordnung >5 µm auf, die über den gesamten Verlauf eine einheitliche Breite und
Eindringtiefe aufweisen. In diesem Fall sind die M7 C3 -Karbide im Gefüge des X153PM zu
klein und können nur durch ihren hohen Volumengehalt gegen Indentation wirksam sein.
Dies zeigt, dass die Korngröße des verwendeten Abrasiv zu grob war, um einen Einfluss
Abb. 6.13: REM-Aufnahme der Probenoberfläche nach einem Ritzversuch mit Flint220-Papier
feiner Ausscheidungen im sub-Mikrometer-Bereich zu detektieren. Dagegen können feine
Ausscheidungen z.B. beim Gleitverschleiß einen effizienten Effekt gegen die wirkenden
Verschleißmechanismen erzielen, wodurch die publizierten Steigerungen des Verschleißwiderstandes in vielen Literaturstellen erklärt werden können.
Wie in Kapitel 3 beschrieben, erscheinen die bei hohen Anlasstemperaturen im Bereich
des Sekundärhärtemaximums ausgeschiedenen Karbide nach einer Cryobehandlung in einem höheren Volumengehalt und homogener verteilt vorzuliegen (Abb. 3.13d und 3.15d).
Eine Erklärung dafür könnte der höhere Gehalt an Martensit nach einer Cryobehandlung
sein. Da die Anlasskarbide sich vorwiegend entlang der Martensitnadeln ausscheiden und
nach einer Cryobehandlung das Gefüge nahezu vollständig martensitisch ist, können bereits nach einem Anlassschritt mehr Ausscheidungen gebildet werden. Dies kann durch
Gefügeuntersuchungen von dreifach sekundär angelassenen Proben bestätigt werden. Wie
in Abbildung 6.14 veranschaulicht, besteht das Gefüge nach dreifachem Anlassen bei einer Temperatur von 520°C aus einer homogenen Verteilung von Ausscheidungen in einem
hohen Gehalt und ist nicht mehr von dem Gefüge nach einer Cryobehandlung mit nur ei-
168
6 Diskussion
nem Anlassschritt zu unterscheiden. Der Nachteil einer mehrfachen Anlassbehandlung ist
eine inhomogene Gefügezusammensetzung, die aus einfachem und mehrfach angelassenen
Martensit besteht und somit lokal unterschiedliche Werkstoffeigenschaften aufweist.
Abb. 6.14: REM-Gefügeaufnahme des X153PM nach konventioneller Wärmebehandlung mit Härten
von 1080°C und dreifachem Anlassen bei 520°C
Ein weiterer Effekt nach einer Cryobehandlung, der durch den höheren Anteil an Martensit erklärt werden könnte, ist die Verschiebung des Sekundärhärtemaximums zu niedrigeren Temperaturen. Die Ausscheidung von Anlasskarbiden bedingt die Diffusion von
Kohlenstoff. Durch die dichte Packung des Austenitgitters ist die Diffusion erschwert und
Ausscheidungsvorgänge laufen langsamer ab. Dagegen liegt der Diffusionskoeffizient für
Kohlenstoff im weniger dicht gepackten Kristallgitter des Martensit mit einer größeren
Anzahl an Gitterlücken um bis zu einer Größenordnung höher (1, 8 · 10−6 für α-Eisen im
Vergleich zu 1, 5 · 10−7 cm2 s−1 für γ-Eisen [10]). Gleichzeitig liegen die Aktivierungsenergien für Diffusion von Kohlenstoff oder Chrom im Martensitgitter niedriger. Dies bedeutet,
dass durch den hohen Martensitgehalt nach einer Cryobehandlung Diffusion verstärkt
ablaufen kann und so die Ausscheidung von Sonderkarbiden bereits bei niedrigeren Temperaturen zu beobachten ist.
6.3.4 Verteilung von virgin martensite nach einer Cryobehandlung
In Kapitel 4.1 wurde beschrieben, dass nach einer Cryobehandlung zwei unterschiedliche
Martensitarten im Gefüge vorliegen, zum einen der konventionelle Martensit, der beim
169
Abschrecken auf RT gebildet wird und der virgin martensite, welcher aus der Restaustenitumwandlung beim Tiefkühlen resultiert. Die strukturellen Abweichungen zwischen
diesen Martensitarten, wie z.B. die Versetzungsdichte oder die tetragonale Verzerrung,
sind durch unterschiedliche metallkundliche Vorgänge begründet und führen zu unterschiedlichen mikroskopischen Eigenschaften. Dazu wird in der Literatur u.a. beschrieben,
dass der virgin martensite durch eine geringere Festigkeit und vergleichsweise hohe Duktilität gekennzeichnet ist [95, 96]. Dies soll im nachfolgenden Abschnitt detailliert betrachtet
werden. In diesem Kapitel muss zunächst die Frage beantwortet werden, wie der virgin
martensite im Gefüge nach einer Cryobehandlung verteilt ist. Dies ist von Bedeutung, um
die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die mechanischen Eigenschaften nachzuvollziehen. Neben der Erhöhung des Verschleißwiderstandes wird in einigen Literaturstellen
auch von einer Verbesserung der Werkstoffzähigkeit berichtet, wenn die Cryobehandlung
zwischen Härten und Anlassen durchgeführt wurde (u.a. [30, 59]). Während im Verlauf
des Anlassens nach einer Cryobehandlung ausgeschiedene Karbide zu einem höheren Verschleißwiderstand führen, könnten die mikroskopischen Eigenschaften des virgin martensite die Zähigkeit des Werkstoffs begünstigen. Ein positiver Effekt des virgin martensite
auf die makroskopischen Werkstoffeigenschaften ist allerdings nur möglich, wenn dieser in
einem ausreichend hohen Volumengehalt und in homogener Verteilung im Gefüge vorliegt.
Um die Verteilung des virgin martensite auf einfache Weise zu beurteilen, muss bestimmt
werden, wo genau Restaustenit nach dem Härten vorliegt und ob bevorzugte Bereiche
identifiziert werden können. Für diese Betrachtungen soll das Gefüge des KAS X153PM
basierend auf einer Austenitisierung bei 1080°C im Vordergrund stehen.
Bei Werkzeugstählen sind in der Regel zwei Martensitarten zu unterscheiden. Während
Lattenmartensit bis zu einem Matrixkohlenstoffgehalt von etwa 0,4-0,5 Ma.-% auftritt,
liegt bei höheren C-Gehalten (>0,8 Ma.-%) Dünnplattenmartensit vor. Im Bereich zwischen 0,5 % und 0,8 % Kohlenstoff besteht die Matrix direkt nach dem Härten aus einem
komplexen Gemisch von Latten- und Dünnplattenmartensit sowie Restaustenit. Darüber
hinaus konnte ebenso in Stählen mit Matrixgehalten von >0,8 % C Lattenmartensit nachgewiesen werden [97, 98]. Für den in dieser Arbeit untersuchten KAS X153PM ergaben
Thermo-Calc™-Berechnungen bei einer Temperatur von 1080°C einen C-Gehalt von etwa 0,72 Ma.-% in der Matrix. TEM-Untersuchungen nach Härten von 1080°C bestätigen
dazu, dass die Matrix aus einer Mischung von sowohl Latten- als auch Plattenmartensit
besteht, die nahezu im gleichen Volumengehalt vorkommen (Abb. 6.15). Der Lattenmartensit ist dabei durch eine hohe Versetzungsdichte in der Größenordnung von 5 · 1011 cm−1
gekennzeichnet, wohingegen der Plattenmartensit durch Zwillingsbildung in Verbindung
mit einer hohen Versetzungsdichte in der Substruktur charakterisiert ist.
170
6 Diskussion
(a)
(b)
Abb. 6.15: Martensitarten in der Matrix des KAS X153PM nach Härten von 1080°C; a) Lattenmartensit b) Plattenmartensit in der Mitte umgeben von Lattenmartensit
Wie in Kapitel 1.4 grundlegend beschrieben, kann Restaustenit in diesen beiden Martensittypen auf unterschiedliche Weise vorliegen. Der in Form von Blöcken und Paketen
mit Latten wachsende Lattenmartensit enthält unter den sonst üblichen Bedingungen bei
niedrigeren Kohlenstoffgehalten keinen Restaustenit. In TEM-Untersuchungen von niedriglegierten Stählen sowie Werkzeugstählen mit unterschiedlichen Gehalten an Chrom und
Kohlenstoff konnte zudem in diesem Martensit Restaustenit nachgewiesen werden [97, 99].
Schwerpunkt der Untersuchungen hochlegierter Werkzeugstähle waren ein 12 %-iger CrStahl mit einem C-Gehalt von etwa 1,4 % sowie ein 8 %-iger Cr-Stahl mit einem C-Gehalt
von näherungsweise 1 %. In beiden Stählen lag der Restaustenit im Lattenmartensit nach
dem Härten in Form von dünnen Schichten an den Grenzflächen zwischen einzelnen Latten vor (Abb. 6.16a). Zusätzlich konnte Restaustenit im Fall des 8 %-igen Cr-Stahls in
Form von größeren Blöcken in einer Größenordnung von 0,2 µm mit einer hohen Anzahl an
Stapelfehlern beobachtet werden. Der Plattenmartensit wächst, indem Platten ein Austenitkorn in immer kleinere Bereiche zerteilen. Restaustenit kann in diesem Fall durch
entstehende Druckspannungen aus der Volumenzunahme in den Martensitplatten stabilisiert werden und in den Restzwickeln zwischen den einzelnen Platten verbleiben (Abb.
6.16b) [3].
Im Vergleich zu niedriglegierten Stählen mit geringeren C-Gehalten muss bei dem un-
(a)
171
(b)
Abb. 6.16: Schematische Darstellung der Verteilung von Restaustenit im a) Latten- und b) Plattenmartensit; Während Restaustenit im Lattenmartensit in Form von dünnen Schichten
zwischen den einzelnen Latten auftritt, entsteht er im Plattenmartensit in den verbleibenden Restzwickeln.
tersuchten Werkzeugstählen X153PM noch der hohe Gehalt an eutektischen Karbiden
berücksichtigt werden. Hierbei ist von Bedeutung, ob Restaustenit bevorzugt im Bereich
um die Karbide beobachtet werden kann und dafür weniger Restaustenit in karbidfreien
Bereichen vorliegt. Wie in Kapitel 3.4.2 aufgezeigt, ist der Restaustenit nach Härten von
1080°C genau wie die Legierungskarbide homogen im Gefüge verteilt. Dabei existieren
stark vereinzelt Bereiche mit einem höheren Restaustenitanteil um Karbide, während in
karbidfreien Bereichen weniger Restaustenit vorliegt (Abb. 6.17a, b). Über einen größeren
Gefügebereich betrachtet, konnte aber kein bevorzugtes Verbleiben von Austenit um Karbide beobachtet werden (Abb. 6.17d, 172d und 3.17, S. 3.17).
In Abbildung 6.17 ist darüber hinaus zu erkennen, dass der Restaustenit in Form von
Blöcken unterschiedlicher Größe zwischen den martensitischen Bereichen vorliegt. Dabei
sind Größenordnungen von <0,1 µm2 bis >0,6 µm2 zu unterscheiden (Abb. 6.18). Die vielen kleinen Restaustenitbereiche (<0,1 µm2 ) können in Abbildung 6.17d entlang einiger
Grenzflächen von Martensitpaketen beobachtet werden. Dabei könnte es sich um die im
TEM identifizierten, dünnen Restaustenitschichten handeln. Durch eine Ausdehnung dieser Schichten von 10-50 nm ist dieser Restaustenit allerdings zu fein für die Detektierung
mittels EBSD [100]. Bezüglich der EBSD-Technik ist zu beachten, dass die Fehlstellendichte in Korngrenzenbereichen stark zunimmt und somit zu einer geringeren Qualität
der Pattern führt. Dadurch ist keine eindeutige Zuordnung zu einer bestimmten Phase
möglich, das EBSD-System indiziert dennoch eine der beiden Phasen. Eine Überprüfung
172
6 Diskussion
(a)
(b)
(c)
Abb. 6.17: EBSD-Mappings der Mikrostruktur des X153PM nach Ölhärtung von 1080°C und mit
anschließender Cryobehandlung (direktes Eintauchen in LN2 , 24 h, Aufheizen in Ethanol); a-c) kombinierte Darstellung aus IQ und Fit unterschiedlicher Probenbereiche
173
(a)
(b)
Abb. 6.18: a) Größenverteilung von Restaustenit im Gefüge des X153PM nach Härten von 1080°C;
b) zusätzlich sind die unterschiedlich großen Restaustenitbereiche in der IQ-Map in der
selben Farbe wie in a) hervorgehoben.
174
6 Diskussion
des Confidence Indexes dieser Punkte ergab Werte unterhalb 0,1, wodurch mit hoher
Wahrscheinlichkeit von fehlerhaft indizierten Punkten auszugehen ist.
Die gewonnenen Erkentnisse zur Morphologie und Verteilung von Restaustenit stimmen
mit weiterführenden Studien von Yaso et al. zu den oben genannten 8 % und 12 %-igen
Cr-Stählen überein [100]. Dabei wurde sowohl in den Bereichen um eutektische und sekundäre Karbide als auch in den karbidfreien Bereichen ein einheitlicher Restaustenitgehalt ermittelt. Lediglich für den 8 %-igen Cr-Stahl ergab sich um die eutektischen Karbide
ein deutlich höherer Gehalt an Restaustenit.
In Abbildung 6.19 ist das Gefüge des X153PM nach einer Ätzung dargestellt, die nur austenitische Gefügebestandteile angreift und so speziell die ehemaligen Austenitkorngrenzen
entwickelt. Dabei ist zu erkennen, dass das Verhältnis von Restaustenit und Martensit innerhalb der ehemaligen Austenitkörner nicht einheitlich ist und einige Austenitkörner
nach dem Härten einen höheren Martensitanteil aufweisen als andere. Darüber hinaus
konnte durch diese Ätzung die Größe der ehemaligen Austenitkörner mittels Bildanalyse
bestimmt werden. In Tabelle 6.2 sind die Korngrößen für unterschiedliche Austenitisierungstemperaturen aufgelistet. Wie zu erwarten war, nimmt die Korngröße mit steigender
Austenitisierungstemperatur zu, wobei für TA = 1080°C eine Korngröße von etwa 13,5 µm
zu verzeichnen war.
Tab. 6.2: Mittlerer Korndurchmesser der ehemaligen Austenitkörner für verschiedene Austenitisierungstemperaturen
TA in °C
Korngröße in µm
1080
13,5
1150
15,4
1200
16,8
6.3.5 Auswirkungen einer Cryobehandlung auf
Mikroeigenspannungen
Im Gegensatz zu anderen Veröffentlichungen konnte in dieser Arbeit im Vergleich zum
gehärteten Zustand keine signifikante Abnahme der Eigenspannungen durch eine anschließende Tiefkühlung bis -196°C festgestellt werden [101]. Trotz des durch die Umwandlung
von Restaustenit in Martensit zu erwartenden Anstiegs der Eigenspannungen, blieben
die Spannungen sowohl im Austenit als auch im Martensit nahezu konstant (vgl. HK0
und HC0 in Abb. 3.19, S. 95). Mit größerem Abstand zur Oberfläche ergaben sich nach
175
Abb. 6.19: REM-Aufnahme der Mikrostruktur des X153PM im gehärteten Zustand (TA = 1080°C);
Durch eine Ätzung mit 4 %-iger in Pikrinsäure wurden speziell die ehemaligen Austenitkorngrenzen entwickelt, Martensit dagegen wurde nicht angegriffen.
dem Tiefkühlen sogar höhere Druckspannungen im Martensit. Dies ist durch die mit der
Martensitbildung verbundene Volumenausdehnung zu erklären. In oberflächennahen Bereichen kann die Volumenausdehnung noch zu einem gewissen Anteil stattfinden, während
die Ausdehnung mit steigendem Abstand zur Oberfläche immer weiter behindert ist. Aus
diesem Grund entstehen Spannungen im Werkstoff, die den Martensit unter Druck setzen.
Darüber hinaus haben weitere Untersuchungen an Vergütungsstählen bzgl. Eigenspannungen nach unterschiedlichen Behandlungen eine deutliche Reduzierung der Druckeigenspannungen durch eine Cryobehandlung mit nachfolgendem Anlassschritt gegenüber
einer konventionellen Wärmebehandlung ergeben [101]. Die Eigenspannungsmessungen
in der vorliegenden Arbeit zeigten ebenfalls eine Abnahme der Spannungen im Austenit
und im Martensit, diese fiel jedoch deutlich geringer aus, wenn ausschließlich konventionelle und cryobehandelte Zustände mit gleicher Austenitisierungs- und Anlasstemperatur
verglichen werden. Eine Betrachtung der Eigenspannungen nach den Behandlungen HK1
(1080°C + 3x 520°C) und HK2 (1080°C + 1x 180°C) sowie der zugehörigen Cryobehandlungen HC2 (TAnl = 500°C) bzw. HC1 und HC3 (TAnl = 180°C) zeigt einen ähnlichen Verlauf
mit steigendem Abstand von der Oberfläche (Abb. 3.19). Die Spannungen im Martensit
176
6 Diskussion
sind nach einer Cryobehandlung aber um etwa 100 MPa geringer, während die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf Spannungen im Austenit keine eindeutige Tendenz zeigen.
6.4 Metallkundliche Vorgänge bei der Cryobehandlung
177
In Kapitel 1 wurde der aktuelle Kenntnisstand zu einer Cryobehandlung beschrieben und
herausgestellt, dass die ablaufenden Mechanismen und metallkundlichen Vorgänge bisher noch nicht ausreichend verstanden sind. Neben zahlreichen Studien zu mechanischen
und tribologischen Eigenschaften existieren nur sehr wenige Veröffentlichungen, die sich
gezielt mit den Vorgängen während ein Cryobehandlung befassen. Trotz einiger neuer
Erkenntnisse zu Unterschieden in der Mikrostruktur nach konventioneller und cryogener
Behandlung, basieren alle Hypothesen zu den Vorgängen während einer Cryobehandlung,
welche diese Unterschiede grundlegend metallkundlich und metallphysikalisch erklären
können, hauptsächlich auf einer Theorie von Yun et al. bzw. Huang et al. [31, 52]. Diese Theorie beschreibt mögliche Ursachen für die durch eine Cryobehandlung begünstigte
Ausscheidung von feinen Karbiden. Die auf dieser Theorie basierenden mikrostrukturellen
Vorgänge sind in Abbildung 6.20 schematisch dargestellt und sollen im Folgenden kurz
erläutert werden. Grundlage der Theorie ist eine hohe Fehlstellendichte durch Versetzungen und Zwillinge während einer Cryobehandlung. Diese Fehlstellen entstehen durch hohe
innere Spannungen, die eine Folge der Umwandlung von Restaustenit zu Martensit und
der unterschiedlichen thermischen Kontraktionen der einzelnen Gefügebestandteile sind.
Verstärkt werden diese Effekte durch die weitere Unterkühlung bis auf Cryotemperatur.
Infolge der damit fortschreitenden Übersättigung des Martensits steigt die Gitterverzerrung an und die thermodynamische Stabilität wird verringert. Dies wiederum führt zur
Segregation von C-Atomen aus dem Martensit zu Gitterfehlstellen, an denen auf diese
Weise Kohlenstoffcluster gebildet werden. Die Anhäufungen von C-Atomen können beim
Wiedererwärmen auf Raumtemperatur oder während des Anlassens als Keimstellen für
die Ausscheidung von feinen Karbiden fungieren. Weiterhin soll die Anzahl an Keimstellen dabei mit sinkender Cryotemperatur und steigender Haltezeit auf dieser Temperatur
zunehmen [39].
Ein entscheidender Kritikpunkt an dieser Theorie ist jedoch die Voraussetzung von Diffusion interstitieller Atome in technisch relevanten Zeiten bei Temperaturen im Bereich
von -196°C. Ein Vergleich mit einem ähnlichen, diffusionsbasierten Prozess in Stählen
zeigt, dass Diffusion während der Cryobehandlung eine untergeordnete Bedeutung hat.
Die Alterung von Stählen ist verbunden mit der Diffusion von Stickstoff- und Kohlenstoffatomen zu Versetzungen, wodurch diese in ihrer Beweglichkeit eingeschränkt werden.
Die natürliche Alterung bei klimabedingten Temperaturen ist mit Diffusionszeiten von
Monaten bis hin zu Jahren verbunden [3]. Zudem besitzt Stickstoff einen um etwa eine
Größenordnung höheren Diffusionskoeffizienten und bestimmt somit die natürliche Alte-
178
6 Diskussion
Abb. 6.20: Bisherige Theorie zu den ablaufenden Mechanismen während einer Cryobehandlung; a)
Ausbildung innerer Spannungen während der Abkühlung auf Cryotemperatur b) Entstehung von Gitterfehlstellen durch innere Spannungen c) Übersättigung und damit steigende Gitterverzerrung und abnehmende thermodynamische Stabilität des Martensits
durch die weitere Unterkühlung d) Segregation von C-Atomen zu Versetzungen und
Entstehung von Keimbildungsstellen
179
rung. Dazu wurden Voruntersuchungen mittels Mößbauerspektroskopie zur Mobilität von
Atomen in einer FeC-Legierung mit einem C-Gehalt von 2,03 Ma.-% durchgeführt. Die
Ergebnisse zeigen, dass bei Haltezeiten unterhalb von -50°C keine Veränderungen im virgin martensite detektiert werden können, woraus folgt, dass insbesondere C-Atome bei
diesen Temperaturen unbeweglich sind. Daraus ist zu schließen, dass sich entgegen der
Annahme vieler Autoren C-Atome während einer Cryobehandlung innerhalb der angegebenen Haltezeiten von 1 h bis maximal 72 h nicht in Richtung von Fehlstellen bewegen
können.
Es kann gefolgert werden, dass andere Mechanismen bei tiefen Temperaturen ablaufen
müssen. Die Ergebnisse dieser Arbeit liefern dazu wesentliche neue Erkenntnisse, die im
Folgenden diskutiert werden sollen. Dabei resultieren aus den Ergebnissen drei grundlegende Fragestellungen, die zu beantworten sind:
1. In welchen Eigenschaften unterscheidet sich virgin martensite vom konventionellen Martensit und welche Auswirkungen auf die Werkstoffeigenschaften entstehen
daraus?
2. Was passiert mit welchen Karbiden bei einer Cryobehandlung?
3. Warum kann nach längeren Haltezeiten auf Cryotemperatur ein höherer Martensitgehalt mittels Mößbauerspektroskopie detektiert werden?
6.4.1 Virgin Martensite
Virgin martensite bildet sich während des Abkühlens von Raumtemperatur auf Cryotemperatur durch die Umwandlung von Restaustenit. Wie in den Ergebnissen dieser Arbeit
beschrieben (Kap. 4), besitzt dieser Martensit wesentlich feinere Zwillingsstrukturen und
eine höhere Versetzungsdichte bei gleichzeitig feineren Martensitkristallen im Vergleich
zum konventionell, beim Abschrecken gebildeten Martensit. Interessant ist dabei, dass
die Anordnung von C-Atomen im virgin martensite im Gegensatz zum konventionellen
Martensit der Anordnung von C-Atomen im Austenitgitter entspricht [102, 103]. Darüber
hinaus wurde in der vorliegenden Arbeit durch Röntgendiffraktometrie eine geringere Tetragonalität des virgin martensite festgestellt (Tab. 6.3). Dies konnte auch in anderen Studien bestätigt werden, wobei die Ausprägung der Tetragonalität sowohl von der Morphologie als auch der Legierungszusammensetzung des virgin martensite abhängt [104, 105].
Allgemein wurde festgestellt, dass eine Cryobehandlung eines Fe-N-Ausgangsgefüge in
einer hohen Tetragonalität resultiert, während ein Fe-C-Ausgangsgefüge eher zu einer
niedrigeren Tetragonalität des virgin martensite führt [104–106]. Die genauen Ursachen
180
6 Diskussion
Tab. 6.3: Tetragonalität des Martensits nach dem Härten und nach einer anschließenden Cryobehandlung des KAS X230PM
Zustand
c/a-Verhältnis
gehärtet
1,022
gehärtet + Cryobehandlung (24 h LN2 )
1,012
sind im Detail noch nicht geklärt. Die bisherigen Erklärungen basieren auf Unterschieden in den kohärenten Grenzflächen, die im Wesentlichen zu einer hohen Tetragonalität
beitragen. Während C-Atome eher zur Clusterbildung neigen und zu Versetzungen segregieren, wodurch kohärente Grenzflächen zwischen Martensit und Restaustenit verhindert
werden, verteilen sich N-Atome eher gleichmäßig und begünstigen dadurch die Bildung
kohärenter Grenzflächen [104, 106]. Darüber hinaus entscheidet die Größe vorhandener
Zwillingsstrukturen über das Ausmaß der Tetragonalität. Feine Zwillinge führen eher zu
einer niedrigeren Tetragonalität als breitere [104].
Genau wie beim konventionellen Martensit sind auch beim virgin martensite je nach Legierungszusammensetzung verschiedene Morphologien zu unterscheiden [107]. Der Dünnplattenmartensit besitzt als Unterstruktur feine Zwillinge mit kohärenten Grenzflächen zum
Restaustenit. Außerdem sind hier eine hohe Versetzungsdichte und Tetragonalität vorherrschend, welche das Resultat von ansteigenden Spannungen aufgrund der kohärenten
Grenzflächen zwischen Martensit und Restaustenit ist. Daneben liegt im Lattenmartensit
eine höhere Versetzungsdichte bei einem geringeren Anteil an Zwillingen vor. Kohärente
Grenzflächen zwischen Martensit und Restaustenit liegen in der Regel nicht vor, was
zu einer geringeren Tetragonalität führt [107–109]. Der sogenannte Zick-Zack-Martensit
spielt im Vergleich zu den anderen Morphologien für technisch relevante Prozesse in der
Wärme- und Cryobehandlung eine untergeordnete Rolle, da er bisher nur unter bestimmten Bedingungen beobachtet wurde. Diese ohne Zwillingsstrukturen auftretende ZickZack-Morphologie wird gebildet, wenn das Tiefkühlen in zwei Schritten erfolgt und ein
zwischenzeitliches Wiederaufheizen beinhaltet.
Da diese Untersuchungen zum virgin martensite fast ausschließlich auf Fe-Legierungen
mit hohen Nickelgehalten basieren, ist dazu der Vergleich mit der Mikrostruktur eines der
in dieser Arbeit untersuchten Kaltarbeitsstähle nach einer Cryobehandlung interessant.
Die Matrix des X153PM wies nach dem Herunterkühlen bis -196°C einen im Vergleich
zum gehärteten Zustand höheren Anteil verzwillingten Lattenmartensits auf (Abb. 6.21),
während im Plattenmartensit die Versetzungsdichte sowie die Dichte an Zwillingen durch
das Tiefkühlen anstieg.
181
Abb. 6.21: Lattenmartensit in der Matrix des KAS X153PM nach Härten von 1080°C und anschließender Cryobehandlung (24 h LN2 )
Diese morphologischen und strukturellen Unterschiede des virgin martensite resultieren
auch in unterschiedlichen Eigenschaften. So wird, wie bereits in Kapitel 6.3.4 beschrieben, in einigen Literaturstellen von einer geringeren Festigkeit und vergleichsweise hohen
Duktilität berichtet [95, 96]. Dabei muss allerdings berücksichtigt werden, dass der Alterungsprozess des virgin martensite bereits bei niedrigeren Temperaturen einsetzt. Durch
Alterung erlangt der virgin martensite in der Regel eine höhere Härte und gleichzeitig
auch Sprödigkeit, wodurch gleichzeitig Mikrorisse entstehen können [106].
Mittels Mößbauerspektroskopie war es zudem möglich, Unterschiede im Alterungsverhalten gegenüber dem konventionellen Martensit herauszustellen. Eine erste Alterungsphase findet bereits im Temperaturbereich von etwa -170°C bis -70°C statt. Dabei werden
bestehende kohärente Grenzflächen aufgebrochen, wodurch die Tetragonalität abnimmt.
Außerdem finden Erholungsprozesse statt, die die im Gefüge vorhandenen Spannungen
abbauen [106–108, 110, 111]. Eine weitere Alterungsphase setzt bei Temperaturen von
etwa -100°C bis -3°C ein. In dieser Phase wurde die Bewegung von Versetzungen beobachtet. Diese Versetzungen können bei höheren Temperaturen durch C-Atome, die durch die
beim Aufheizen langsam einsetzende Möglichkeit der Diffusion zur Bildung von Clustern
neigen, gepinnt werden [103, 106–108, 110, 111]. Eine verstärkte Tendenz zur Diffusion
wurde im Temperaturbereich um -23°C nachgewiesen, in dem parallel die dritte Phase der
Alterung einsetzt. In dieser Phase, die von Diffusionsprozessen bestimmt wird, bilden sich
vermehrt Cluster von C-Atomen. Gleichzeitig steigt makroskopisch die Werkstoffhärte.
182
6 Diskussion
Durch die gleichmäßige Anordnung von N-Atomen kommt es in Fe-N-Legierungen hingegen nicht zur Clusterbildung, wodurch auch die Härte unbeeinflusst bleibt. Das Ende
des Alterungsprozesses und gleichzeitig der Start der Härtezunahme ist gekennzeichnet
durch das Ausscheiden von -Karbiden und Zementit im Gefüge. Der Werkstoff erreicht
am Ende des Alterungsprozesses seine maximale Zugfestigkeit [110, 112].
6.4.2 Karbidauflösung und Entstehung von Kohlenstoff-Clustern
Neben den im vorherigen Kapitel genannten Unterschieden des virgin martensite sind
noch weitere Einflüsse, verbunden mit der Umwandlung von Restaustenit in Martensit,
zu berücksichtigen. Die Mößbaueruntersuchungen (Kap. 4) haben gezeigt, dass mit steigendem Gehalt an virgin martensite die Intensität des Fe0 -Peaks abnimmt, hingegen die
Intensität der Komponente Fe1 zunimmt (Tab. 4.2, S. 124). Dies bedeutet, dass durch
die Umwandlung der Anteil an Fe-Atomen, mit einem Cr-, V- oder C-Atom in der direkten Nachbarschaft ansteigt, wobei die Anzahl an Fe-Atomen ohne direkten Nachbarn
abnimmt. Auf diese Weise wurde nachgewiesen, dass während der martensitischen Umwandlung bei einer Cryobehandlung der Gehalt an Legierungselementen im Martensitmischkristall erhöht wird. Dies könnte belegen, dass der aus Restaustenit gebildete virgin
martensite aufgrund von z.B. Mikroseigerungen einen grundsätzlich höheren Legierungsgehalt aufweist als der beim Abschrecken gebildete, konventionelle Martensit. So könnte
neben der tieferen Ms -Temperatur des virgin martensite auch die höhere Intensität der
Fe1 -Komponente im Mößbauerspektrum erklärt werden.
Gleichzeitig wird, wie bereits beschrieben, nach einer Cryobehandlung in Abhängigkeit
von der Haltezeit auf -196°C in vielen Studien von einer höheren Dichte an Kristalldefekten und insbesondere an Versetzungen berichtet. Diese Versetzungen entstehen während
des Tiefkühlens durch die fortschreitende Umwandlung von Restaustenit in Martensit.
Dabei kommt es aufgrund der Volumenvergrößerung zu einer plastischen Verformung der
Mikrostruktur. Bei der Bildung des konventionellen Martensits sind die Temperaturen
in der Regel so hoch, dass gleichzeitig Erholungsprozesse ablaufen und dabei Versetzungen abgebaut werden. Bei tiefen Temperaturen ist dies nicht möglich. Deswegen wird
die Anpassung zwischen Martensit und Austenit vorwiegend über Versetzungen ablaufen,
wodurch insgesamt eine höhere Versetzungsdichte entsteht. Aufgrund des höheren Verformungsvermögen des virgin martensite ist zu erwarten, dass ein Großteil der plastischen
Verformung in diesem Martensit stattfindet.
183
Wechselwirkungen zwischen Versetzungen und C-Atomen Um diese Effekte und
Auswirkungen auf die Mikrostruktur bei der weiteren Cryobehandlung erklären zu können,
wurden Dämpfungsmessungen mittels mechanischer Spektroskopie in Abhängigkeit der
Temperatur sowie der Oszillationsfrequenzamplitude durchgeführt. Die Ergebnisse der
frequenzabhängigen Messungen in Abbildung 6.22 zeigen Unterschiede in der Dämpfung
zwischen den verschiedenen Haltezeiten auf Cryotemperatur insbesondere mit steigender Verformungsamplitude. Die direkte Abhängigkeit der Versetzungsmobilität von der
Abb. 6.22: Amplitudenabhängige innere Reibung im KAS X230PM nach Härten von 1080°C und
folgender Cryobehandlung mit Halten auf -188°C. Die Messungen wurden direkt nach
Erreichen von -188°C sowie nach einer Haltezeit von 12 h durchgeführt.
Dämpfung durch innere Reibung bei einer von außen aufgeprägten oszillierenden Spannung lässt sich durch die Theorie von Granato und Lücke erklären, welche Interaktionen
von Versetzungen mit Punktdefekten, wie z.B. interstitielle Atome, beschreibt [113, 114].
Dieser Theorie liegt das Koehler -Modell von Versetzungen zugrunde, welches annimmt,
dass Versetzungen an bestimmten Punkten fixiert sind (gepinnt) und die freien Versetzungssegmente zwischen den Pinning-Punkten unter dem Einfluss einer äußeren Schubbeanspruchung schwingen können [115]. Bei den Knotenpunkten, an denen die Versetzungen
fixiert sind, kann es sich z.B. um Knoten von drei oder mehreren Versetzungen mit unterschiedlichen Burgersvektoren handeln. Daraus resultiert eine einzelne fixierte Versetzung
mit einem Burgersvektor. Die Mobilität der freien Versetzungssegmente ist dabei stark
184
6 Diskussion
von interstitiellen Atomen in der nahen Umgebung abhängig. Je nach Frequenz und Amplitude der äußeren Spannung können unterschiedliche Fälle eintreten, die Aufschluss
darüber geben, ob sich z.B. Anhäufungen von C-Atomen in der näheren Umgebung von
Versetzungen befinden und Auswirkungen auf die Versetzungsbewegung haben. In Abbildung 6.23 ist veranschaulicht, wie durch Variation von Frequenz und Amplitude der
äußeren Belastung Aufschlüsse über die Mobilität von Versetzungen gewonnen werden
können. Befinden sich keine Punktdefekte, wie Verunreinigungen oder interstitielle Atome, in der Nähe der Versetzungslinie, so kann sich diese ab einer gewissen Spannung frei
bewegen (Abb. 6.23a). Die detektierte Dämpfung ist minimal, steigt aber mit der Zeit an,
da durch die Versetzungsbewegung Energie dissipiert wird. Interstitielle Atome, die sich
in der Gleitebene einer Versetzung befinden, können stark mit der Versetzung wechselwirken und bei hinreichend langsamer Bewegung mitgeschleppt werden (Abb. 6.23b). In der
Regel ist die Voraussetzung für eine Mitbewegung mit interstitiellen Atomen allerdings
eine kleine diffusionsbedingte Mobilität der Punktdefekte. Bei höherer Oszillationsfrequenz der äußeren Spannung ist die Versetzungsbewegung zu schnell, so dass die von
der Versetzung mitgerissenen Atome nicht mehr vollständig folgen können (Abb. 6.23c).
Die Versetzungen sind dadurch so stark in ihrer Bewegung behindert, dass es zu einer
Auswölbung der freien Versetzungssegmente kommt. Bei höherer Schwingungsamplitude
können sich die Versetzungen in diesem Fall von den Atomen losreißen. Ist hingegen eine diffusionsbedingte Mobilität der Atome vollständig ausgeschlossen, was z.B. bei sehr
tiefen Temperaturen der Fall ist, sind die Atome völlig unbeweglich und es kommt direkt
zu einer Auswölbung der Versetzungssegmente (Abb. 6.23d). Auch hier ist bei höheren
Spannungen ein Losreißen der Segmente von den Atomen möglich.
Allgemein ist die Fläche, welche von den Versetzungen bei ihrer Schwingung überquert
1
wird, proportional zu
∆Q−
∆
1
und somit zur Steigung der Geraden im ∆Q− -∆-Diagramm
(Abb. 6.22). Das Ausmaß der Dämpfung wird zur Vereinfachung oftmals auch über den
Winkel α zur X-Achse angegeben. Aus den Messergebnissen dieser Arbeit in Abbildung
6.22 ist ersichtlich, dass der Winkel α’ nach einer Haltezeit von 12 h geringer im Vergleich
zum Winkel α für keine Haltezeit auf Cryotemperatur ist. Dadurch kann direkt auf eine
geringere Mobilität von Versetzungen nach einer Haltezeit von 12 h geschlossen werden. Da
diese Art der Dämpfungsmessung sensibel auf Wechselwirkungen zwischen Versetzungen
und interstitiellen Atomen reagiert, können als Ursache für die geringere Dämpfung einzig
C-Atome relevant sein, welche sich während der Haltezeit auf Cryotemperatur scheinbar
im Bereich um die Versetzungen anordnen und somit die Mobilität einschränken. Dabei
bleibt natürlich die Frage, wie sich C-Atome in Bereichen um Versetzungen anordnen
können, wenn Diffusion bei einer Temperatur von -196°C in technisch relevanten Zeiten
185
(a)
(b)
(c)
(d)
Abb. 6.23: Granato-Lücke Theorie der Versetzungsmobilität nach dem Koehler -Modell von Versetzungen
186
6 Diskussion
ausgeschlossen werden kann.
Zusammenfassend ist festzuhalten, dass während der Haltezeit auf -196°C zwei wesentliche Prozesse detektiert werden konnten. Zum einen ergaben die Mößbaueruntersuchungen,
dass nach längeren Haltezeiten ein geringerer Karbidgehalt in der Mikrostruktur vorlag
und zum anderen zeigten die Dämpfungsmessungen, dass die Mobilität von Versetzungen nach längeren Haltezeiten durch C-Atome stark eingeschränkt ist. Die Auflösung von
Karbiden konnte in ähnlicher Weise bei perlitischen Drähten detektiert werden. Dabei
wurde festgestellt, dass sich Zementit unter dem Einfluss einer starken Kaltverformung,
wie z.B. durch Drahtziehen, auflöst [116–118]. Die Mechanismen dieser verformungsinduzierten Zementitauflösung werden aktuell zwar immer noch diskutiert, Untersuchungen
deuten allerdings darauf hin, dass die Auflösung durch gleitende Versetzungen begründet
werden kann. Diese Versetzungen entstehen während der plastischen Verformung und lagern sich vorzugsweise an den Ferrit/Zementit-Grenzflächen an. Durch die fortschreitende
Verformung können sich die Versetzungen weiter durch die Matrix bewegen, wobei sie
einzelne Zementitplatten entweder an der Oberfläche oder vollständig schneiden können.
Interessant dazu ist, dass nach Schoeck die Bindungsenergie der Zwischengitteratome auf
Plätzen nahe dem Versetzungskern größer ist als auf normalen Zwischengitterplätzen [119].
Im Falle von α-Fe entspricht die Bindungsenthalpie zwischen C-Atomen und Versetzungen
etwa 0,8 eV, während die Lösungswärme von Zementit nur bei etwa 0,5 eV liegt und somit die Bindungsenthalpie von Fe- und C-Atomen im Zementit geringer ist [120–122]. Bei
höheren Cr-Gehalten kann die Bindungsenthalpie zwischen Versetzungen und C-Atomen
sogar Werte bis zu 1,8 eV annehmen. Aus diesem Grund besteht durch einen hohen Kaltverformungsgrad die Möglichkeit, dass Versetzungen beim Schneiden der Zementitplatten
C-Atome mit sich reißen und so zu einer partiellen Auflösung des Zementits führen. Dieser
Transportmechanismus von interstitiellen Atomen durch gleitende Versetzungen wird z.B.
auch in Bezug auf die Wasserstoffversprödung in Metallen diskutiert (z.B. [123]).
In analoger Weise könnte auch die Karbidauflösung bei einer Cryobehandlung ablaufen.
Da nach oben beschriebener Theorie die Triebkraft für die Versetzungsbewegung die fortschreitende plastische Verformung des Werkstoffes ist und auf diese Weise Versetzungsbewegungen auch bei niedrigen Temperaturen stattfinden können (z.B. [124–126]), ist das
Schneiden von Karbiden durch Versetzungen und die Mitnahme von C-Atomen auch bei
einer Cryobehandlung möglich. Ein weiterer Grund für die Bewegung von Versetzungen
ist Versetzungskriechen. Dieser Prozess kann im Vergleich zum Diffusionskriechen auch
bei niedrigeren Temperaturen ablaufen. Wird die Versetzungsbewegung durch die niedrigen Temperaturen verlangsamt, aber nicht gestoppt, würde dies sogar erklären, warum
187
längere Haltezeiten auf Cryotemperatur zur Detektion mikrostruktureller Veränderungen
notwendig sind und dies beim Drahtziehen durch die höheren Temperaturen sofort möglich
ist.
Obwohl die Auflösung von Zementit in perlitischen Stählen infolge einer starken Kaltverformung bereits von zahlreichen Autoren nachgewiesen worden ist, sind die Mechanismen,
die zu so einer Auflösung führen, umstritten. So kann z.B. die Zementitauflösung durch
Wechselwirkungen mit Versetzungen durch TEM-Untersuchungen nicht unterstützt werden, da im Ferrit keine höhere Versetzungsdichte zu beobachten ist [127, 128]. Aufgrund
weiterer Untersuchungen folgerten Sauvage et al., dass als Triebkraft für den Auflösungsprozess die Erhöhung der molaren freien Energie des Zementits angesehen werden kann,
was eine indirekte Folge der Lamellendünnung beim Kaltverformen ist. Die Grundlage
für die Auflösung ist die Diffusion von C-Atomen in den Ferrit. Die Anreicherung des
Ferrits mit Kohlenstoff sollte dabei Auswirkungen auf den Gitterparameter haben, was
in anderen Untersuchungen nicht nachgewiesen werden konnte [120]. Dazu gaben auch
Mößbaueruntersuchungen keinen Hinweis für einen höheren C-Gehalt im Ferrit. Bei den
untersuchten kaltumgeformten perlitischen Stählen ist eine höhere Versetzungsdichte im
Ferrit dagegen aufgrund des allgemein hohen Umformgrades schwer nachzuweisen, da einzelne Versetzungen nicht aufgelöst werden, die hohe Versetzungsdichte aber als Kontrast
zu erkennen ist. Darüber hinaus gilt für die Werkstücktemperaturen beim Kaltziehen
von Stahldrähten i.A. T <1/3 TSolidus . Dies bedeutet, dass trotz der Kaltumformung die
Temperaturen während des Umformprozesses in der Regel auf einige hundert Grad Celsius
ansteigen können und so Diffusionsprozesse ablaufen können. Durch die Theorie der Zementitauflösung auf Basis der Kohlenstoffdiffusion können somit nicht die Mechanismen,
die zur Auflösung von Karbiden bei einer Cryobehandlung führen, erklärt werden.
Analog zu den Untersuchungen in der vorliegenden Arbeit führten auch Li et al. Dämpfungsmessungen an cryobehandelten Proben durch [129]. Zur Anwendung kam dabei ein
Kaltarbeitsstahl mit einer dem X100CrMoV8-3 ähnlichen Zusammensetzung. Die Ergebnisse zeigen bei allen cryobehandelten Proben, im Vergleich zu konventionell wärmebehandelten, eine höhere Versetzungsdichte, während die Versetzungen in ihrer Beweglichkeit behindert sind. Darüber hinaus wurde ein geringer C-Gehalt in der martensitischen
Matrix nach einer Cryobehandlung detektiert, wobei nach der Cryobehandlung ebenfalls
eine niedrigere Tetragonalität des Martensits vorlag. Aufgrund dieser geringeren Tetragonalität folgerten Li et al., dass C-Atome beim Abkühlen zu Versetzungen segregieren
und sich während oder nach der Cryobehandlung als Karbide ausscheiden. Die Folgerungen zur Ausscheidung von Karbiden basieren auf einer geringeren Snoek-Relaxation
188
6 Diskussion
beim Aufheizen nach einer Cryobehandlung (bei etwa 70°C). Der geringere Snoek-Peak
deutet allerdings nur darauf hin, dass C-Atome den Martensitmischkristall verlassen. Ob
diese C-Atome zu Versetzungen segregieren oder Karbide bilden, kann hingegen nicht aus
den Dämpfungsmessungen geschlossen werden. Trotz einiger Widersprüche in der Argumentation zeigen auch die Ergebnisse von Li et al., dass bei der Cryobehandlung die
Wechselwirkung zwischen C-Atomen und Versetzungen einer der Hauptmechanismen ist.
Welche Karbide können aufgelöst werden? Da bisher noch keine vergleichbare Studie zu metallphysikalischen Mechanismen bei einer Cryobehandlung durchgeführt wurde,
kann nur aus den Ergebnissen dieser Arbeit geschlossen werden, dass der mit der Haltezeit
auf Cryotemperatur abnehmende Karbidgehalt eine Ursache der Wechselwirkungen zwischen C-Atomen und Versetzungen ist. Mittels Mößbauerspektroskopie kann diesbezüglich
aber nicht nachgewiesen werden, um welche Karbidtypen es sich genau handelt und ob
die Karbide teilweise oder vollständig aufgelöst werden. Wie in Kapitel 4 beschrieben,
liegen im Gefüge des X230PM unterschiedliche Karbidtypen vor. Dabei ist eine verformungsinduzierte Auflösung der vanadiumreichen Karbide vom Typ MC und M2 C eher
unwahrscheinlich. Durch den hohen Gehalt an Vanadium werden die interatomaren Bindungen zwischen Kohlenstoff und Vanadium im Karbidgitter erhöht (1,24 eV für VC),
während gleichzeitig gelöstes Vanadium die Bindungsenthalpie zwischen C-Atomen und
Versetzungen herabsetzt (0,6-0,7 eV) [121]. Die Interpretation der Mößbauerspektren bzgl.
der im Gefüge vorhanden MC- und M2 C-Karbide basiert hingegen, aufgrund des geringen Fe-Gehaltes dieser Karbide (2,20 bzw. 14,90 Ma.-%; Tab. 4.1, S. 116), auf deutlich
geringeren Intensitäten im Vergleich zu den übrigen Phasen. Im Gegensatz zu Vanadium
begünstigt Chrom in perlitischen Stählen die Zementitauflösung durch Kaltverformung,
da es die Bindungsenthalpie zwischen C-Atomen und Versetzungen erhöht (1,8 eV für
gelöstes Cr) und gleichzeitig einen im Vergleich zu Vanadium geringeren Beitrag zur Festigkeit der interatomeren Bindungen im Karbidgitter leistet. Durch die Größe der eutektischen M7 C3 -Karbide von 3-8 µm ist jedoch anzunehmen, dass ein Schneiden des gesamten
Karbids durch Versetzungen und eine vollständige Auflösung nicht möglich ist. In dieser
Größenordnung können Versetzungen C-Atome nur von der Karbidoberfläche entziehen
und so zu einer partiellen Auflösung führen. Diese partielle Auflösung von größeren Karbiden hätte im Mößbauerspektrum genau wie die vollständige Auflösung kleiner Karbide
eine Verringerung der Fe0 -Komponente des Martensits (Fe-Atome ohne Fremdatome in
der direkten Nachbarschaft) zur Folge.
Neben diesen für den X230PM typischen Legierungskarbiden wurde sowohl nach dem
Abschrecken, als auch nach einer Cryobehandlung Fe3 C im Gefüge beobachtet (Abb.
189
4.7, S. 120). Diese Karbide haben für eine mögliche Auflösung eine geeignete Größe.
Der Mechanismus zur Auflösung könnte dabei analog zur Zementitauflösung bei kaltumgeformten perlitischen Stählen ablaufen. Dies würde im Mößbauerspektrum zu einer Abnahme der Fe0 -Komponente führen, da durch die Zementitauflösung Kohlenstoff
in Lösung geht und die Anzahl an Fremdatomen um die Fe-Atome zunimmt. Mittels
Röntgendiffraktometrie wurde aber nach einer Cryobehandlung eine geringere Tetragonalität des Martensits nachgewiesen. Dazu zeigen Mößbaueruntersuchungen des virgin martensite einer FeC-Legierung (C-Gehalt 2,03 Ma.-%), dass keine C-Atome in den
Tetraeder- und Oktaederlücken des b- und c-Subgitters vorliegen. Unter diesen Voraussetzungen sind Wechselwirkungen zwischen Versetzungen und C-Atomen die einzig mögliche
Ursache für eine Karbidauflösung. Gleitende Versetzungen entziehen den Karbiden CAtome, welche direkt an den Versetzungen gebunden sind und somit keinen Einfluss auf
die Martensit-Komponenten im Mößbauerspektrum haben. Die detektierte Abnahme der
Fe0 -Komponente und die Zunahme insbesondere der Fe1 -Komponente können folglich nur
durch die Anreicherung des Martensitmischkristalls mit anderen Legierungselementen, wie
Cr, V oder Mo, entstehen. Aus diesem Grund kann eine Zementitauflösung nur unter der
Annahme eines höheren Legierungsgehaltes des virgin martensite die Hauptursache des
abnehmenden Karbidgehaltes sein (vgl. Kap. 6.4.2). Andernfalls ist eine Anreicherung mit
den Legierungselementen Cr, V und Mo nur durch eine zumindest partielle Auflösung der
Legierungskarbide möglich, wobei wegen der geringeren Stabilität hauptsächlich M7 C3 in
Frage kommt.
Neben den genannten Legierungskarbiden (M7 C3 , MC) sind im Gefüge von Werkzeugstählen noch weitere Ausscheidungen zu berücksichtigen, die, wie in Kapitel 1.3.2 beschrieben,
beim Abkühlen von Austenitisierungstemperatur in unterschiedlichen Temperaturbereichen im Austenit und Martensit entstehen. Dabei ist für den Typ und die Größe dieser
Ausscheidungen neben der Legierungszusammensetzung des Stahles vor allem der Temperaturbereich entscheidend, in dem die Ausscheidung stattfindet. Um zu verdeutlichen,
welche Ausscheidungen in welcher Größenordnung bei einer bestimmen Temperatur auftreten können, sind die ablaufenden mikrostrukturellen Vorgänge, die zur Ausscheidung
führen, schematisch in Abbildung 6.24 in einem kontinuierlichen ZTU-Schaubild dargestellt.
Bei Werkzeugstählen kann es bei zu langsamer Abkühlung zu einer voreutektoiden Karbidausscheidung kommen (s. Kap. 1.3.2). Im Fall von hochlegierten Werkzeugstählen
(X153, X230) sind auf Austenitisierungstemperatur hohe Gehalte an C und weiteren Legierungselementen im Austenit gelöst. Dazu ist beispielhaft im Zustandsdiagramm des
190
6 Diskussion
Abb. 6.24: Schematische Darstellung eines kontinuierlichen Zeit-Temperatur-UmwandlungsSchaubildes mit den unterschiedlichen Ausscheidungen, die sich beim Abkühlen von
Austenitisierungstemperatur bilden können
191
KAS X153PM (Abb. 1.1, S. 7) zu erkennen, dass Austenit und Karbide auf Austenitisierungstemperatur im Gleichgewicht vorliegen. Die Abkühlung von TA ist mit einer Abnahme der Löslichkeit u.a. für Cr verbunden, so dass sich unterhalb TA Karbide ausscheiden.
Da im oberen Temperaturbereich bis etwa 700°C die Diffusion von Substitutionsatomen,
wie Cr oder V, relativ schnell möglich ist, scheiden sich typische Legierungskarbide in einer
Größenordnung von >100 nm aus. Die Ausscheidung kann in Abhängikeit von der Temperatur an bereits vorhandenen Karbiden oder durch Keimbildung an den Korngrenzen in
der Matrix entstehen. Bei niedriger legierten Stählen (z.B. 100Cr6) treten diese Ausscheidungen erst in einem Temperaturbereich unterhalb von etwa 800°C auf. Die Diffusion von
Substitutionsatomen ist dabei so stark eingeschränkt, dass nur noch die Diffusion von C
maßgeblich für eine Karbidausscheidung ist. Zudem steht in diesen Stählen nur wenig Cr
für die Karbidbildung zur Verfügung, so dass sich eher Karbide vom Typ M3 C bilden,
die einen geringeren Cr-Anteil und höhere Anteile Fe aufweisen als z.B. M7 C3 -Karbide.
Die Größenordnung dieser Karbide liegt etwa bei 100 nm. Darüber hinaus können durch
Selbstanlasseffekte unterhalb von Ms Fe2 C- oder Fe3 C-Karbide in einer Größenordnung
von <100 nm entstehen. Im Vergleich zu den im Gefüge des X230PM vorhandenen eutektischen und sekundären Karbiden weisen gerade die beim Härten ausgeschiedenen Karbide
eine Größenordnung auf, bei der eine verstärkte Wechselwirkung mit Versetzungen und
somit eine Auflösung möglich ist.
Beteiligte Gefügebestandteile Um Aufschlüsse über die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die mechanischen und tribologischen Eigenschaften zu erhalten, ist von besonderem Interesse, ob die beschriebenen Mechanismen lokalisiert in bestimmten Gefügebestandteilen oder homogen in der gesamten Mikrostruktur ablaufen. Dabei stellt sich insbesondere die Frage, ob die Karbidauflösung infolge der Versetzungsbewegung verstärkt
im frisch gebildeten virgin martensite oder in dem beim Härten gebildeten, konventionellen Martensit stattfindet. Dazu muss zunächst berücksichtigt werden, dass eine genaue,
quantitative Analyse der Zwillings- und Verstzungsdichte in den beiden Martensitarten
mittels TEM-Untersuchungen praktisch unmöglich ist, da virgin martensite und konventioneller Martensit durch die ohnehin hohe Dichte an Versetzungen und Zwillingen nur
sehr schwer zu unterscheiden sind.
Die geringere Festigkeit und vergleichsweise hohe Duktilität lassen jedoch darauf schließen,
dass ein Großteil der plastischen Verformung sowie der damit verbundenen Entstehung
und Bewegung von Versetzungen im virgin martensite stattfindet. Dazu konnte herausgefunden werden, dass eine Verformung des virgin martensite bei einer Temperatur von
-196°C zu einem Anstieg der Härte führt, während die Zähigkeit konstant bleibt [130].
192
6 Diskussion
Durch den Verformungsprozess können vergleichsweise viele Versetzungen in den virgin
martensite eingebracht werden, wodurch die Härte steigt. Da die Versetzungen im virgin
martensite aber besser gleiten können, verliert der Martensit dabei nicht seine Zähigkeit.
Führt eine verstärkte Auflösung von Karbiden zu einer höheren Anzahl an Keimbildungsstellen für die Ausscheidung von homogener verteilten Karbiden beim Anlassen nach einer
Cryobehandlung, so wären in diesem Fall hohe Austenitisierungstemperaturen zu bevorzugen. Auf diese Weise liegt nach dem Härten ein höherer Anteil an Restaustenit vor,
der durch die Cryobehandlung in virgin martensite umgewandelt wird. Durch die homogene Verteilung des virgin martensite (vgl. Kap. 6.3.4) wäre zudem eine gleichmäßige
Beeinflussung der Werkstoffeigenschaften über den gesamten Querschnitt möglich.
Allerdings würde eine stark lokalisierte Verformung ausschließlich des virgin martensite während der Tieftemperaturumwandlung von Restaustenit zu zahlreichen Mikrorissen
führen. Zumindest für nahezu karbidfreie Stähle konnten Untersuchungen aber bestätigen,
dass sich während der Umwandlung von Restaustenit in Martensit bei tiefen Temperaturen keine Mikrorisse bilden [131]. Daraus folgt, dass bei der martensitischen Umwandlung
sowohl virgin martensite, als auch konventioneller Martensit plastisch verformt werden.
Das Ausmaß der plastischen Verformung sowie der Versetzungsbewegung und der damit
verbunden Karbidauflösung sollte im virgin martensite aufgrund der höheren Verformbarkeit jedoch ausgeprägter sein.
Mechanismen der Karbidausscheidung nach einer Cryobehandlung In Kapitel 6.4
wurde bereits die derzeit am weitesten verbreitete Theorie zu den metallurgischen Vorgängen bei einer Cryobehandlung beschrieben. In dieser Theorie wird auch angenommen,
dass die während des Herunterkühlens und Haltens auf Cryotemperatur entstandenen
Cluster von Kohlenstoffatomen bei einem nachfolgendem Anlassschritt als Keimstellen
für die Ausscheidung von Karbiden fungieren. Nach Huang et al. führen die zunehmende
Gitterverzerrung beim Abkühlen und die damit verbundene Abnahme der thermischen
Stabilität des Martensits zu Anlagerungen von Kohlenstoff und weiteren Legierungelementen an Defekten. Diese Anlagerungen können dann als Keimstelle fungieren und die
Ausscheidung von Karbiden erleichtern [52]. Die metallphysikalischen Untersuchungen
in der vorliegenden Arbeit haben dagegen gezeigt, dass während einer plastischen Verformung entstandene und gleitende Versetzungen C-Atome aus Karbiden transportieren
können und so u.a. zu einer partiellen Auflösung dieser Karbide führen. Gleichzeitig ist
aufgrund der starken Übersättigung zu erwarten, dass auch der im Gitter des Martensitmischkristalls eingeschlossene Kohlenstoff von Versetzungen aufgenommen werden kann.
Dies kann aus den Mößbaueruntersuchungen nicht direkt gefolgert werden, die geringere
193
Tetragonalität des Martensits (Tab. 6.3, S. 180) nach einer Cryobehandlung deutet aber
darauf hin, dass nach Härten und Tiefkühlen weniger C-Atome im Gitter des Martensits
vorliegen. Dabei kann die Versetzungsbewegung aber nur so lange erfolgen, bis sich Wolken
von C-Atomen vor der Versetzung gebildet haben und diese in ihrer Mobilität vollständig
einschränken. Der Unterschied zur Theorie von Huang et al. besteht in der ausschließlichen
Anlagerung von C-Atomen an Versetzungen, wobei weitere zur Karbidbildung benötigte
Elemente, wie z.B. Chrom, in der Matrix gelöst bleiben. Die für die Theorie von Huang
et al. benötigte Mobilität von Substitutionsatomen kann bei den tiefen Temperaturen
während einer Cryobehandlung jedoch ausgeschlossen werden, da schon bei der Bildung
von unterem Bainit (Temperatur <300°C) keine Bewegung der Substitutionsatome mehr
nachgewiesen werden [132, 133]. Ein Prozess der die spätere Karbidbildung zusätzlich
begünstigt ist die aus der partiellen Karbidauflösung resultierende Anreicherung von Legierungselementen im Martensit (Anstieg der Fe0 -Komponente im Mößbauerspektrum).
Da die C-Atom-Wolken erst wieder bei höherer Temperatur beweglich werden, können sie
sich nicht an den Alterungsprozessen des virgin martensite beteiligen und stehen auf diese
Weise bei einem nachfolgenden Anlassschritt als Keimstelle für die Karbidausscheidung
zur Verfügung.
Die beschriebenen Mechanismen zur Keimstellenbildung funktionieren unabhängig davon,
ob sich schließlich η-Karbide oder Karbide mit einer für den jeweiligen Stahl typischen
Zusammensetzung ausscheiden. Meng et al. untersuchten ausschließlich den Mechanismus zur Ausscheidung von η-Karbiden und versuchten diesen kristallographisch zu beschreiben [44]. Durch Elektronenbeugung stellten sie eine bestimmte Übereinstimmung
der Gitter von Martensit und η-Karbid fest, so dass das Karbidgitter vom Martensitgitter abgeleitet werden kann. Die Übereinstimmung kann durch die Hirotsu-NagakuraOrientierungsbeziehung formuliert werden, wobei die (011)-Martensitebene parallel zur
(010)-Ebene der Karbide ist und gleichzeitig die beiden Richtungen [111] und [101] von
Martensit bzw. Karbiden parallel zueinander sind. Daraus folgerten Meng et al., dass die
Bildung von η-Karbiden keine Keimstellen benötigt, sondern über eine Gitterverformung
des Martensits abläuft. Die Gitterverformung ist dabei eine Ursache der Cryobehandlung und führt dazu, dass sich die C-Atome geringfügig bewegen können [134]. Diese geringfügige Bewegung reicht aus, um das tetragonal verzerrte Martensitgitter in das orthorhombische Gitter der η-Karbide zu überführen. Die alleinige Beschreibung der Vorgänge
während einer Cryobehandlung durch diesen Mechanismus der η-Karbidentstehung reicht
allerdings nicht aus, um die mikrostrukturellen Unterschiede zu erklären, die z.B. mittels
Mößbauerspektroskopie detektiert wurden.
194
6 Diskussion
6.4.3 Isotherme Martensitbildung
Die bisher beschriebenen Ergebnisse und Überlegungen haben gezeigt, dass während einer Cryobehandlung gleitende Versetzungen Karbide schneiden und C-Atome aus diesen transportieren können, wodurch sich schließlich ein geringer Karbidgehalt ergibt. Als
Triebkraft für die Versetzungsbewegung (auch bei tiefen Temperaturen) wurde die plastische Verformung des Werkstoffs angesehen. Diese resultiert aus den unterschiedlichen
thermischen Kontraktionen der einzelnen Gefügebestandteile sowie der mit der martensitischen Umwandlung verbundenen Volumenausdehnung. Dabei ist jedoch zu berücksichtigen,
dass insbesondere in Abhängigkeit der Haltezeit auf -196°C mikrostrukturelle Veränderungen detektiert wurden (vgl. Kap. 4 und 6.4.2). Da die Bewegung von Versetzungen eine
Voraussetzung der Theorie ist, stellt sich vor allem die Frage, durch welche Triebkraft
diese Bewegung bei -196°C beeinflusst wird.
Um diese Frage zu beantworten, wurden weitere Dämpfungsmessungen mittels mechanischer Spektroskopie durchgeführt. Diese erfolgten unter Variation der Temperatur bei
konstanter Oszillationsfrequenz, wobei Proben aus dem KAS X230PM nach dem Herunterkühlen bis -196°C mit zwei unterschiedlichen Aufheizraten und Oszillationsfrequenzen
wieder erwärmt wurden. In den Ergebnissen in Abbildung 6.25 sind zwei Maxima in den
Kurven zu erkennen. Da die beiden Maxima unabhängig von der Oszillationsfrequenz
immer bei derselben Temperatur auftreten, kann davon ausgegangen werden, dass beide
Maxima nicht in Verbindung mit Relaxationsprozessen auftreten. Das zweite Maximum
bei etwa -25°C hängt mit der bei steigender Temperatur ab etwa -100°C zunehmenden Mobilität von Versetzungen zusammen, wodurch die Amplitude der Dämpfung erhöht wird.
Die in Kapitel 6.4.1 beschriebenen und ab etwa -23°C verstärkt einsetzenden Alterungsprozesse des virgin martensite verringern die Schwingungsamplitude der Versetzungen und
gleichzeitig die Amplitude der Dämpfung. Da in diesem Kapitel die Vorgänge bei tieferen Temperaturen im Bereich von -196°C im Vordergrund stehen, sollen die Hintergründe
dieser Peaks hier nicht näher betrachtet werden.
Interessanter sind die metallkundlichen Vorgänge, die zum ersten Dämpfungspeak führen.
Dabei steigt die Dämpfung bereits direkt nach Beginn des Aufheizprozesses von -196°C
deutlich an und erreicht bei -150°C ein Maximum. Weil Diffusionsprozesse bei diesen tiefen
Temperaturen ausgeschlossen werden können, besteht lediglich die Möglichkeit einer diffusionslosen Umwandlung im Werkstoff. Aus diesem Grund wird der Peak, der bereits bei
einigen anderen Untersuchungen nachgewiesen worden ist, der isothermen martensitischen
Umwandlung zugeschrieben [135, 136]. Diese Umwandlung läuft während der Haltezeit
auf Cryotemperatur wegen der niedrigen Temperatur verlangsamt ab und erreicht mit der
195
Abb. 6.25: Änderung der inneren Reibung mit steigender Temperatur für den KAS X230PM nach
vorheriger Kühlung bis -196°C. Die Messungen wurden bei zwei unterschiedlichen Oszillationsfrequenzen von 0,8 und 4,9 Hz durchgeführt.
thermischen Aktivierung beim Aufheizen eine maximale Rate bei etwa -150°C. Dies würde
auch erklären, warum bei einer Haltezeit von 24 h auf -150°C mehr Restaustenit umgewandelt wird und das Ausmaß der Karbidauflösung größer ist als bei derselben Haltezeit auf
-196°C. Üblicherweise ist die Menge des isotherm im Verhältnis zum kontinuierlich beim
Abkühlen gebildeten Martensit gering, kann sich aber in Abhängigkeit von Temperatur
und Legierungszusammensetzung auf 3-5 Vol.-% belaufen [137]. Zudem haben Gupta et al.
herausgefunden, dass die isotherme Umwandlung auch bei Temperaturen <196°C nicht
vollständig unterdrückt wird [138]. Da insbesondere bei hohen Abkühlraten die kontinuierliche Martensitbildung je nach Legierungssystem teilweise oder sogar vollständig unterdrückt werden kann [139], liegt auch nach dem Herunterkühlen zu Temperaturen <Mf
noch Austenit im Gefüge vor, der isotherm umwandeln kann. Auf diese Weise entsteht
die für die Versetzungsbewegung bei niedrigen Temperaturen benötigte plastische Verformung durch die Volumenzunahme während der isothermen Umwandlung von Restaustenit
in Martensit. Aufgrund der bei -196°C langsam ablaufenden Umwandlung, kann auch der
mit der Haltezeit auf dieser Temperatur steigende Gehalt an virgin martensite erklärt
werden.
Die isotherme Martensitumwandlung wurde bei einigen Legierungssystemen nachgewie-
196
6 Diskussion
sen. Bereits Mitte der 40er Jahre entdeckte Kurdyumov den Effekt der isothermen Umwandlung für den Wälzlagerstahl 100Cr6 [139]. Seitdem konnten immer mehr Kenntnisse
über diesen speziellen Typ der Martensitumwandlung gewonnen werden. Untersuchungen von Borgenstam und Hillert zur Keimbildung und Aktivierungsenergie zeigten, dass
nur eine vergleichsweise geringe Aktivierungsenergie notwendig ist und führten zu einer
Unterteilung in drei Gruppen von Fe-Legierungen, die zu einer isothermen Martensitumwandlung neigen [140, 141]. Dazu zählen hochlegierte Stähle mit einer niedrigen Ms
Temperatur, allgemein Stähle mit einem hohen Kohlenstoffgehalt und Fe-Ni-Legierungen
mit Ni-Gehalten bis zu 25 Ma.-%. Darüber hinaus zeigten Pati und Cohen für Fe-NiMn-Legierungen, dass die Keimbildungsrate für die isotherme Martensitumwandlung unabhängig von der Austenitkorngröße ist [142, 143].
6.4.4 Zusammenfassung der metallkundlichen Vorgänge
Zusammenfassend kann die aktuelle Theorie zu den ablaufenden Mechanismen während
einer Cryobehandlung (Abb. 6.20, S. 178) auf Basis der in dieser Arbeit erzielten Ergebnisse und der zur Verfügung stehenden Daten entscheidend modifiziert und erweitert werden.
Dieses erweiterte Modell der mikrostrukturellen Vorgänge ist schematisch in Abbildung
6.26 dargestellt.
Während der Abkühlung von Raum- auf Cryotemperatur entstehen Versetzungen durch
innere Spannungen, die aus der Volumenvergrößerung durch die Umwandlung von Restaustenit in Martensit und den unterschiedlichen thermischen Kontraktionen der einzelnen
Gefügebestandteile resultieren. Darüber hinaus können bei den tiefen Temperaturen im
Gegensatz zur Bildung des konventionellen Martensits keine Versetzungen durch gleichzeitig ablaufenden Erholungsmechanismen abgebaut werden. Bei der Bewegung durch die
Mikrostruktur können Versetzungen kleinere Karbide vollständig bzw. größere Karbide
an der Oberfläche schneiden. Dies ist möglich, da die Bindungsenthalpie zwischen Versetzungen und C-Atomen größer ist als die Bindungsenergie von C-Atomen im Karbid.
Triebkraft für die Versetzungsbewegung ist die plastische Verformung der Mikrostruktur durch die martensitische Umwandlung, die während der Haltezeit auf -196°C durch
die isotherme Martensitbildung aufrecht erhalten wird. Durch die hohe Bindungsenthalpie
zwischen Versetzungen und C-Atomen können C-Atome durch Versetzungen beim Schneiden der Karbide mittransportiert werden, so dass makroskopisch eine Karbidauflösung
detektiert wird. Gleichzeitig kann auch der im Martensitgitter zwangsgelöste Kohlenstoff
durch Versetzungen aufgenommen und mittransportiert werden. Diese Vorgänge laufen
sowohl im konventionellen Martensit, als auch im virgin martensite gleichzeitig ab. Das
197
Ausmaß der plastischen Verformung sowie der Versetzungsbewegung und der damit verbunden Karbidauflösung ist im virgin martensite aufgrund der höheren Verformbarkeit
jedoch ausgeprägter. Die auf diese Weise entstandenen Wolken von C-Atomen im Bereich
der Versetzungen fungieren beim Anlassen nach einer Cryobehandlung als Keimstellen
für die Ausscheidung von Karbiden. Durch die somit entstandene höhere Keimstellenanzahl im Gefüge kann auch die Verschiebung des Sekundärhärtemaximums zu niedrigeren
Temperaturen erklärt werden.
198
6 Diskussion
Abb. 6.26: Mikrostrukturelle Vorgänge während einer Cryobehandlung auf Basis der in dieser Arbeit erzielten Ergebnisse: a) plastische Verformung der Mikrostruktur während der
Abkühlung und der Haltezeit auf Cryotemperatur; b) Hauptmechanismus: Entstehung
und Gleitung von Versetzungen und dadurch Transport von C-Atomen durch Versetzungsbewegung und Enstehung von C-Atom-Clustern, welche die Versetzungen in ihrer
Bewegung hindern; c) Diffusion von karbidbildenden Elementen zu Clustern und Bildung
von Karbiden beim Anlassen; d) Diagramm zur Veranschaulichung des Temperatur-ZeitBereichs der ablaufenden Vorgänge
199
7 Industrieversuche
Da die realen Einsatzbedingungen von Werkzeugen in Laborversuchen nicht ausreichend
abgebildet werden können, wurden in Industrieversuchen die aus den Grundlagenuntersuchungen gewonnenen Erkenntnisse direkt auf industriell eingesetzte Werkzeuge angewendet. Die Industrieversuche wurden im Rahmen des vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie geförderten InnoNet Projektes CryoDuran - Ein innovatives Behandlungsverfahren für Werkzeuge durchgeführt. An diesem Verbundprojekt waren neben
dem Lehrstuhl für Werkstofftechnik noch das Labor Werkstofftechnik der Fachhochschule
Münster und die Forschungseinrichtung für Kaltumformung von Metallen, Lüdenscheidt,
sowie elf Industrieunternehmen beteiligt.
7.1 Pressstempel für Kleinstschrauben
Die Firma Tweer & Lösenbeck, Lüdenscheid, stellte Pressstempel aus dem Schnellarbeitsstahl HS6-5-2 für Kleinstschrauben für verschiedene Cryobehandlungen bereit, mit dem
Ziel die Standzeit dieser schnell verschleißenden Werkzeuge zu erhöhen. Mit diesen in
Abbildung 7.1 dargestellten Pressstempeln wird der Kraftantrieb der Schraube in Form
eines Kreuzschlitzes angepresst. Bei der Firma Tweer & Lösenbeck kommen die Stempel
auf so genannten Doppeldruckpressen zum Einsatz, wobei eine Fertigungsgeschwindigkeit
zwischen 250 und 350 Stück pro Minute erreicht wird. Der eingesetzte Kaltstauchdraht
besitzt in der Regel eine Festigkeit von 440 - 520 N/mm2 . Das allgemeine Kriterium für
einen Werkzeugwechsel ist das Erreichen einer unteren Eindringtiefetolereranz, die zum
einen durch Werkzeugverschleiß und zum anderen durch einen Bruch des Kreuzes verursacht werden kann.
7.1.1 Beurteilung des Ausgangszustandes
Im Anlieferungszustand wies die Stempeloberfläche, insbesondere die Spitze, starke Rauhigkeiten in Form von Bearbeitungsschuppen auf (Abb. 7.2). Auch am Kreuzgrund (Über-
200
7 Industrieversuche
Abb. 7.1: Kreuzschlitzstempel
gang Kreuz / Steg) waren zahlreiche Oberflächenfehler zu beobachten. Diese Oberflächenbeschaffenheit ergibt für den Einsatz ungünstige Bedingungen, da die Schuppen Kerben
darstellen und somit die mechanischen und Ermüdungseigenschaften negativ beeinflussen
können.
7.1.2 Wärme- und Cryobehandlung
Die verschiedenen Wärme- und Cryobehandlungen erfolgten gemäß Tabelle 7.1. Üblicherweise werden diese Stempel von 1140 °C gehärtet und mehrfach sekundär bei einer Temperatur von 560 °C auf eine Härte von 60 - 63 HRC angelassen. Die konventionelle Wärmebehandlung der Referenzwerkzeuge wurde bei der Firma Deutsche Edelstahlwerke Härterei
Technik GmbH in Lüdenscheid in Auftrag gegeben. Die Wärme- und Cryobehandlung der
übrigen Stempel erfolgte vollständig am Institut für Werkstoffe, wie im Kapitel 2.3 beschrieben, unter Anwendung des Vakuumofens und der Kühlkammer. Die Stempel wurden
zum einen in Anlehnung an die konventionelle Behandlung bei 1140 °C und zum anderen,
um einen höheren Restaustenitgehalt zu erhalten, bei 1230 °C austenitisiert. Die anschließenden Cryo- und Anlassbehandlungen erfolgten gemäß Tabelle 7.1. Die fertig behandelten Stempel wurden in der Fertigung eingesetzt, wobei durch die Probenbezeichnung
nicht auf die jeweilige Behandlung geschlossen werden konnte. Abschließend erfolgte die
Werkzeuganalyse bezüglich des Verschleißverhaltens der unterschiedlichen Wärme- und
Cryobehandlungen.
(a)
201
(b)
Abb. 7.2: REM-Aufnahme der Stempeloberfläche im Anlieferungszustand. a) An der Stempelspitze und den Stegen sind nach der Herstellung grobe Bearbeitungsschuppen zu erkennen,
welche die Werkzeugstandzeit negativ beeinflussen können. b) höhere Vergrößerung
In Anlehnung an die industrielle Praxis wurden zusätzlich einige beschichtete Stempel
eingesetzt und untersucht. Die Cryobehandlung erfolgte hierbei am fertig beschichteten
Bauteil, d.h. nach der vollständigen Wärmebehandlung und dem Beschichten. Ein Teil der
Stempel diente als unbehandelter Referenzzustand. Der andere Teil der Stempel wurde
direkt in flüssigen Stickstoff getaucht und für 24 h aufbewahrt. Die Erwärmung auf RT
erfolgte an Luft.
7.1.3 Härte und Standzeiten der Stempel
Abbildung 7.3 sind die Ergebnisse der Kaltstauchversuche zu entnehmen. Bei den unbeschichteten Stempeln lagen die konventionell Wärmebehandelten bei einer mittleren
Standzeit von etwa 10.400 produzierten Schrauben. Eine im Mittel etwas höhere Standzeit konnte mit etwa 12.500 Stück durch Cryobehandlung 8 erzielt werden. Die übrigen
Cryobehandlungen zeigten generell niedrigere Standzeiten. Dabei erzielten die hoch angelassenen Zustände Cryo 2, 4, 6 und 8 jedoch bessere Ergebnisse als die niedrig angelassenen
Stempel Cryo 1, 3, 5 und 7. Bezüglich der beiden Austenitisierungstemperaturen konnten
keine Unterschiede in der Werkzeuglebensdauer detektiert werden. Allerdings muss bei allen Versuchen die große Streuung der Messergebnisse berücksichtigt werden, wodurch die
Mittelwerte eine geringere Signifikanz besitzen (Abb. 7.3). So belief sich z.B. die Differenz
in der Anzahl produzierter Schrauben bei zwei identisch, konventionell wärmebehandelten
Stempeln auf 12.000 Stück.
202
7 Industrieversuche
Tab. 7.1: Wärme- und Cryobehandlungen der Kreuzschlitzstempel der Firma Tweer & Lösenbeck.
Bezeichnung
TA / °C
∆TAb / K/min
tc / h
∆TAuf
TAnl / °C
Konv1
1140
-
-
-
3x 560
Cryo1
1140
5
24
schnell
1x 180
Cryo2
1140
5
24
schnell
1x 570
Cryo3
1140
LN2
30
schnell
1x 180
Cryo4
1140
LN2
30
schnell
1x 570
Cryo5
1230
5
24
schnell
1x 180
Cryo6
1230
5
24
schnell
1x 590
Cryo7
1230
LN2
30
schnell
1x 180
Cryo8
1230
LN2
30
schnell
1x 590
B-Konv
konventionell wärmebehandelt und beschichtet
B-Cryo
Cryobehandlung nach Wärmebehandlung und Beschichten
An der geringen Streubreite in Abbildung 7.3 ist zu erkennen, dass alle Stempel einer
Behandlung etwa dieselbe Härte aufwiesen. Die Härten der unbeschichteten Stempel nach
den unterschiedlichen Behandlungen lagen zwischen 820 (Konv, Cryo 4) und 960 HV30
(Cryo 7). Dabei wiesen die hoch angelassenen Stempel Cryo 2, 4, 6 und 8 eine niedrigere
Härte als die hoch angelassenen auf.
Die beschichteten Stempel wiesen, wie zu erwarten war, eine höhere Standzeit auf als die
unbeschichteten. Zusätzlich ergab sich durch eine Cryobehandlung nach der vollständigen
Wärmebehandlung und dem Beschichten eine Erhöhung der Standzeit von etwa 30 %.
7.1.4 Analyse verschlissener Werkzeuge
Wie in Abbildung 7.4 zu erkennen ist, war sowohl bei unbeschichteten als auch bei beschichteten Stempeln nicht Verschleiß die Hauptursache für einen Werkzeugwechsel, sondern ausschließlich der Bruch eines der beiden Stege. An den Stempelspitzen der unbeschichteten Stempeln zeigte sich bei den unterschiedlichen Wärme- und Cryobehandlungen kaum Materialabtrag (Abb. 7.5). Lediglich vereinzelt war adhäsiver Verschleiß
in Form von Kaltverschweißungen zu erkennen. Die Kaltverschweißungen entstehen aufgrund der im Allgemeinen vorhandenen Oberflächenrauheiten, wodurch lediglich lokale
Berührungsflächen zwischen Stempel und Kaltstauchdraht auftreten. Aufgrund der dadurch entstehenden hohen lokalen Pressungen kommt es an den Berührungsflächen zur
Bildung von Grenzflächenbindungen in Form von Kaltverschweißungen. Zusätzlich gibt
203
Abb. 7.3: Standzeiten der unterschiedlich behandelten Stempel beim Kaltstauchen von Draht.
Zusätzlich ist die Härte nach jeder Behandlung aufgetragen.
Abbildung 7.6 Aufschlüsse über die Ursachen für die Ausbrüche der Stege. Die Stempel unterliegen im Betrieb einer Wechselbelastung. Das Eindringen in den Kaltstauchdraht führt zu einer Druckbeanspruchung der Stempel. Beim anschließenden Entfernen
des Stempels kommt es infolge der Adhäsion und den damit verbundenen lokalen Verschweißungen zu einem Anhaften des Stempels am Drahtwerkstoff, was zu einer Zugbeanspruchung führt. Durch diese Wechselbelastung haben sich von der Oberfläche im
Kreuzgrund Ermüdungsrisse ausgebildet und unterhalb des Steges weiter ausgebreitet
(Abb. 7.6a, b). Beim weiteren Fortschreiten der Ermüdungsrisse nimmt die Fläche des
verbleibenden Restquerschnitt immer weiter ab. Kann der Restquerschnitt den Belastungen nicht mehr standhalten, kommt es zum vollständigen Versagen des Stegs durch Bruch
(Abb. 7.6c).
Bei den noch bestehenden Stegen waren im unbeschichteten Zustand trotz unterschiedlicher Standzeiten keine Unterschiede auf den Verschleißflächen zu erkennen (Abb. 7.7a,
b). Lediglich an den Kanten zeigten sich bei den Stempeln unterschiedlich ausgeprägte
Verrundungen. Die Stege der beschichteten Stempel wiesen nach den höheren Standzeiten hingegen deutliche Verschleißmerkmale auf, wobei die Schicht teilweise abgeplatzt war
(Abb. 7.7c, d). Auch unter der geschädigten Schicht waren Risse zu beobachten, die sich
204
7 Industrieversuche
(a)
(b)
Abb. 7.4: Stegbruch bei eingesetzten Stempeln; a) unbeschichteter Stempel b) beschichteter Stempel
Abb. 7.5: Verschleißspuren in Form von Kaltverschweißungen an der Stempelspitze.
infolge der Wechselbelastung im Werkstoff ausgebreitet haben (Abb. 7.8). Abbildung 7.9
verdeutlicht zudem, dass der Verschleiß an der Stempelspitze sowohl bei allen unbeschichteten als auch bei den beschichteten Stempeln unabhängig von der Standzeit und der
Behandlung ähnlich stark ausgeprägt war.
205
(a)
(b)
(c)
Abb. 7.6: REM-Aufnahmen von Rissen in einem eingesetzten Stempel. a) Riss im Kreuzgrund b) Gefügeaufnahme eines Risses unterhalb eines nicht abgebrochenen Stegs c)
Gefügeaufnahme eines Rissnetzwerks unterhalb eines abgebrochenen Stegs
206
7 Industrieversuche
(a) Konventionell, Standzeit: 11.000 Stück
(b) Cryo6, Standzeit: 11.000 Stück
(c) B-Konv, Standzeit: 50.000 Stück
(d) B-Cryo, Standzeit: 55.000 Stück
Abb. 7.7: Verschleißmerkmale auf den Stegen eingesetzter Stempel.
Abb. 7.8: Ausbildung von Rissen im Gefüge eines verschlissenen, beschichteten Stempels.
207
(a) Cryo4, Standzeit: 17.000 Stück
(b) Cryo4, Standzeit: 8.000 Stück
(c) B-Konv, Standzeit: 50.000 Stück
(d) B-Cryo, Standzeit: 55.000 Stück
Abb. 7.9: Verschleißmerkmale auf den Spitzen eingesetzter Stempel.
208
7 Industrieversuche
7.2 Werkzeuge für Kaltmassiv- und Blechumformung
Die Versuche mit unterschiedlich wärme- und cryobehandelten Werkzeugen für die Kaltmassiv- und Blechumformung wurden in Kooperation mit dem Institut für Umformtechnik (IFU), Lüdenscheid insbesondere mit den Herren Prof. Dr.-Ing. Franz Wendl und
Dipl.-Wirtsch.-Ing. Ekkehard Groll durchgeführt. Im Vordergrund der Versuche standen
Stempel für die Herstellung von Schraubenrohlingen und zum Einprägen eines Schriftzuges sowie Lochstempel für das Scherschneiden von dickeren Blechen. Dabei wurden die
Wärme- und Cryobehandlungen sowie die mikrostrukturellen Untersuchungen der Stempel am Institut für Werkstoffe durchgeführt. Der Einsatz der Stempel und die Beurteilung
des Verschleißes erfolgten am IFU.
7.2.1 Werkstoffe und Stempelformen
Die unterschiedlichen Stempelformen für die Kaltmassiv- und Blechumformung sind Abbildung 7.10 zu entnehmen. Für die Herstellung von Schraubenrohlingen wurden handelsübliche Innensechskantstempel der Firma Sieber, Hamburg, aus dem Schnellarbeitsstahl HS6-5-2 (1.3343, HS6) verwendet. Die Innensechskantkontur und der Schriftzug
wurde in Rohlingen aus dem Drahtwerkstoff 20MnB4 mit einer mittleren Zugfestigkeit
von 496 MPa eingestanzt. Sowohl Loch- als auch Schriftstempel wurden aus Stabmaterial
des schmelzmetallurgisch hergestellten Kaltarbeitsstahles X153SM gefertigt. Der Schriftzug IFU“ und die zugehörigen drei Querstriche“ auf den Schriftstempeln mussten aus
”
”
organisatorischen Gründen bei konventionell und cryogenbehandelten Proben durch zwei
unterschiedliche Verfahren eingebracht werden. Bei den konventionellen Stempeln erfolgte
dies durch Erodieren, bei den tiefgekühlten Stempel durch Gravieren. Das Lochstanzen
erfolgte an Blechen aus dem hochfesten Stahl RAW 700 mit einer mittleren Zugfestigkeit von 768 MPa und einer Dicke von 1,8 mm. Die chemischen Zusammensetzungen aller
eingesetzten Werkstoffe sind in Tabelle 7.2 zusammengefasst.
7.2.2 Wärme-/Cryobehandlung und Stanzversuche
Neben einer konventionellen Wärmebehandlung mit dreifachem Anlassen wurden die
Stempel einer Cryobehandlung mit nachfolgendem Anlassschritt unterzogen. Das Ziel
dabei war, mit beiden Behandlungen das selbe Härteniveau einzustellen. Die Cryobehandlungen sowie die zugehörigen Härte- und Anlassschritte wurden am Institut für Werkstoffe
wie in Kapitel 2.3 im Vakuumofen durchgeführt. Eine Zusammenfassung aller Parameter
ist in Tabelle 7.3 aufgelistet.
209
(a) Übersicht
(b) Detailansicht Schriftstempel
(c) Detailansicht Sechskantstempel
Abb. 7.10: Unterschiedliche Formen der eingesetzten Stempel
Versuche zur Kaltmassivumformung mit Innensechskant- und Schriftstempel wurden auf
einer Mehrstufenpresse HBR 212 der Firma Nedschroef durchgeführt. Wie in Abbildung
7.11a zu erkennen, sind die beiden Stempeltypen in der zweiten und dritten Stufe der
Presse eingebaut (der Innensechskantstempel ist in 7.11a durch den Abstreifer verdeckt).
Für das Lochstanzen 1,8 mm dicker Bleche kam ein fabrikneuer Hochleistungsstanzautomat BSTA 500-110 B der Firma Bruderer zu Anwendung (Abb. 7.11b). In Abbildung
7.11c ist der Werkzeugaufbau im Einbauraum der Maschine zu erkennen. Für die Versuche wurde eigens eine neue Schnittplatte angefertigt. Das Versuchswerkzeug ist ein
Säulenführungswerkzeug mit gefederter Führungsplatte, wie es zur Produktion von Unterlegscheiben benutzt wird. Um die Schockwirkung durch das Abbremsen des Stempels
210
7 Industrieversuche
Tab. 7.2: Chemische Zusammensetzung des Drahtwerkstoffes in Ma.-%
Werkstoff
C
Si
Mn
P
S
Cr
Al
20MnB4
0,219
0,06
0,95
0,013
0,004
0,09
0,031
RAW 700
0,185
0,68
1,62
0,001
0,002
0,05
-
X153SM
1,47
0,28
0,39
0,013
0,002
11,08
-
HS6
0,90
0,37
0,29
0,03
0,009
4,05
-
Werkstoff
B
Cu
Ni
Ti
Mo
V
W
20MnB4
0,003
0,01
0,01
0,027
-
-
-
RAW 700
-
-
0,004
-
0,04
-
-
X153SM
-
-
0,69
-
0,14
0,93
-
HS6
-
-
-
-
4,71
6,17
1,96
Tab. 7.3: Wärme- und Cryobehandlungsparameter für die Werkstoffe X153SM, X100 und X50; *Bei
Behandlung C5 wurden zwischen Härten und Anlassen zwei Cryobehandlungszyklen mit
identischen Parametern durchgeführt.
Werkstoff
Härten
Cryobehandlung
Anlassen
∆TAb / K/min
tc / h
∆TAuf
X153SM
1080°C
N2
5
24
hoch
1x 520°C
HS6-5-2
1140°C
N2
5
24
hoch
1x 520°C
beim Eindringen in den Blechwerkstoff zu minimieren, wurde gezielt auf den Einsatz einer gehärteten Stempelhalteplatten verzichtet und stattdessen eine vergleichsweise weiche
Platte eingesetzt. Das Werkzeugoberteil mit Kopf-, Druck- und Stempelführungsplatte
wird mit vier Säulen (Gleitführungen) zum Unterteil geführt. Die Grundplatte ist 80 mm
dick und besonders steif.
7.2.3 Gefügeentwicklung
Loch- und Schriftstempel aus dem KAS X153SM wiesen Gefüge analog zu den in Kapitel
5.2 beschriebenen auf, wobei keine Unterschiede zwischen cryobehandelten und konventionell wärmebehandelten Zuständen detektiert werden konnten. Hierbei ist lediglich davon
auszugehen, dass das Gefüge der Stempel nach einer Cryobehandlung und einfachem Anlassen homogen aus angelassenem Martensit mit eingelagerten Karbiden besteht, während
im Gefüge nach konventioneller Wärmebehandlung mit dreifachem Anlassen Martensit
vorliegt, der unterschiedlich oft angelassen wurde.
Das Gefüge der Schnellarbeitsstahlstempel besteht sowohl nach konventioneller Wärme-
211
(a)
(b)
(c)
Abb. 7.11: Für die Stanzversuche verwendete Maschinen: a)Mehrstufenpresse HBR 212 (Nedschroef) b) Hochleistungsstanzautomat BSTA 500-110 B (Bruderer) c) Werkzeugaufbau des
Hochleistungsstanzautomats
212
7 Industrieversuche
behandlung mit dreifachem Anlassen als auch nach einer Cryobehandlung mit einem
Anlassschritt aus einer martensitischen Matrix in der kleine, rundliche Karbide in den
Größenordnungen <3 µm und <1 µm eingelagert sind (Abb. 7.12). Unterschiede in der
Martensimorpholige nach den unterschiedlichen Behandlungen sind den REM-Aufnahmen
nicht zu entnehmen. Allerdings ist nach der Cryobehandlung im Vergleich zur konventionellen Behandlung eine höhere Anzahl an Karbiden der Größenordnung <1 µm und eine
geringe Anzahl an Karbiden <3 µm im Gefüge zu erkennen. Dies kann aber auch darauf zurückgeführt werden, dass die konventionelle Behandlung ein dreifaches, sekundäres
Anlassen beinhaltet und die Karbide dabei stärker wachsen können, als während einem
Anlassschritt nach der Cryobehandlung.
(a)
(b)
(c)
(d)
Abb. 7.12: REM-Gefügeaufnahmen der Innensechskantstempel (HS6-5-2) nach a, b) konventioneller
Wärmebehandlung und c, d)Cryobehandlung.
213
7.2.4 Härte und Verschleißergebnisse
Für die Schrift- und Lochstempel (X153SM) ergaben sich nach den beiden unterschiedlichen Behandlungen nahezu gleiche Härtewerte (konventionell: 60,3 HRC; cryo: 58,5 HRC).
Im Gegensatz dazu ist die Härte der Sechskantstempel (HS6-5-2) nach cryogener Behandlung mit 782 HV30 deutlich niedriger als nach konventioneller Wärmebehandlung mit
911 HV30. Die Ursache dafür könnte die Verschiebung des Sekundärhärtemaximums beim
Anlassen nach der Cryobehandlung sein, welche nicht berücksichtigt wurde.
Schriftstempel Zur Beurteilung des Verschleißes der Schriftstempel diente die gemessene Profiltiefe des aufgebrachten Schriftzuges. Dazu ist in den Abbildungen 7.13 und 7.14
die Verschleißentwicklung der Schriftstempel mit steigender Hubzahl nach den beiden unterschiedlichen Behandlungen repräsentativ anhand des mittleren Querstrichs aufgezeigt.
Es ist zu erkennen, dass bei konventionell behandelten Stempeln bis zu einer Anzahl von
etwa 125.000 Hüben keine eindeutigen Verschleißerscheinungen auftreten. Erst nach etwa 225.000 Hüben war ein zunehmender Verschleiß in Form von Kantenverrundungen
zu detektieren. Eine ähnliche Verschleißentwicklung konnte für cryobehandelte Schriftstempel beobachtet werden. Allerdings war die Verrundung der Kanten im Vergleich zu
konventionell behandelten Stempeln weniger ausgeprägt.
Sechskantstempel Um den Verschleiß der Sechkantstempel zu beurteilen, wurden alle
sechs Kanten, die den Innensechskant formen, für jeden Stempel vermessen. In Abbildung 7.15 ist die Verschleißentwicklung der sechs Kanten für je zwei konventionell und
cryogen behandelte Stempel dargestellt. Der Verschleiß nimmt hier nicht an allen Kanten
gleichmäßig zu, stattdessen weisen einzelne Kanten einen stärkeren Verschleiß auf. Für die
beiden cryobehandelten Stempel ergaben sich unterschiedliche Verschleißentwicklungen.
Während Cryo-Stempel 1 einen um etwa die Hälfte reduzierten und vor allem deutlich
gleichmäßigeren Katenverschleiß gegenüber konventionell behandelen Stempel aufwies,
war die Entwicklung der Kantenverrundung bei Cryo-Stempel 2 mit der nach konventioneller Behandlung vergleichbar. Dabei muss allerdings berücksichtigt werden, dass die
Härte der cryobehandelten Stempel deutlich niedriger lag und trotzdem mindestens ein
im Vergleich zur konventionellen Behandlung ähnlicher Verschleißwiderstand eingestellt
werden konnte. Darüber hinaus ist durch die niedrigere Härte mit einer höheren Zähigkeit
zu rechnen.
214
7 Industrieversuche
0 Hub
10.000 Hub
50.000 Hub
125.000 Hub
175.000 Hub
225.000 Hub
Abb. 7.13: Mittlerer Querstrich eines konventionell behandelten Schriftstempels nach unterschiedlichen Hubzahlen
0 Hub
10.000 Hub
50.000 Hub
100.000 Hub
150.000 Hub
200.000 Hub
Abb. 7.14: Mittlerer Querstrich eines Schriftstempels nach cryogener Behandlung und unterschiedlichen Hubzahlen
215
(a) konventionell Stempel 1
(b) konventionell Stempel 2
(c) Cryo-Stempel 1
(d) Cryo-Stempel 2
Abb. 7.15: Verschleißentwicklung an den Ecken unterschiedlich behandelter Sechskantstempel in
Abhängigkeit der Hubzahl
216
7 Industrieversuche
Lochstempel Zur Ermittlung des auftretenden Verschleißes der zylindrischen Lochstempel wurde die Schneidkante mit einem Tastschnittgerät Hommel Taster PM 2000 vermessen. Die Stempel waren an einer Stelle mit einer Markierung versehen, damit die Messung
jeweils vom selben Ausgangspunkt gestartet werden konnte. In Abbildung 7.16 ist der
vermessene Kantenabschnitt eines konventionell behandelten Stempels nach unterschiedlichen Standzeiten zu erkennen. Dabei zeigt sich eine mit steigender Hubzahl zunehmende
Kantenverrundung. Zusätzlich treten bereits ab etwa 1.000 Hüben vereinzelt Ausbrüche
auf. Nach einer Standzeit von 50.000 Hüben ist die Kante durch zahlreiche Ausbrüche
deutlich verschlissen. Im Vergleich dazu konnten bei den cryobehandelten Stempeln nach
den unterschiedlichen Standzeiten deutlich geringere Verschleißerscheinungen beobachtet
werden (Abb. 7.17). So lagen nach einer Standzeit von 1.000 Hüben noch keine Ausbrüche
an der Kante vor. Nach 50.000 Hüben zeigten sich zahlreiche Kantenausbrüche, die allerdings deutlich kleiner als bei den konventionell behandelten Stempeln waren. Diese
Ausbrüche vergrößern sich auch nach weiteren 50.000 Hüben nur gering.
Zusätzlich wurde die Masse der Stempel vor dem Stanzen sowie nach unterschiedlichen
Standzeiten bestimmt. Die Ergebnisse in Abbildung 7.18 bestätigen den Eindruck der
makroskopischen Beurteilung der Stempelkanten. So liegt der Verschleiß bei croybehandelten im Vergleich zu den konventionell behandelten Stempeln nach einer Standzeit von
100.000 Hüben um etwa 75 % niedriger.
0 Hub
1.000 Hübe
50.000 Hübe
100.000 Hübe
217
Abb. 7.16: Kantenverschleiß eines konventionell wärmebehandelten Stempels (HS6-5-2) in
Abhängigkeit der Hubzahl beim Stanzen des Stahles RAW 700
218
7 Industrieversuche
0 Hub
1.000 Hübe
50.000 Hübe
100.000 Hübe
Abb. 7.17: Kantenverschleiß eines cryobehandelten Stempels (HS6-5-2) in Abhängigkeit der Hubzahl beim Stanzen des Stahles RAW 700
219
Abb. 7.18: Verschleiß beim Stanzen von hochfesten Blechen (RAW 700) in Abhängigkeit des
Wärmebehandlungszustand
es
221
8 Zusammenfassende
Schlussfolgerungen und Ausblick
8.1 Zusammenfassung
In dieser Arbeit wurden die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die Werkstoffeigenschaften und die Mikrostruktur von Werkzeugstählen untersucht. Im Fokus standen
dabei die metallkundlichen Vorgänge während des gesamten Cryobehandlungszykluses
einschließlich Abkühl- und Aufheizphase. Dazu wurden zahlreiche Cryobehandlungen
durchgeführt und anschließend sowohl die mechanischen Eigenschaften als auch das Verschleißverhalten ermittelt. Zur Anwendung kamen die ledeburitischen Kaltarbeitsstähle
X153CrMoV12 (PM und SM) und X230CrVMo13-4PM sowie die beiden schmelzmetallurgisch hergestellten 8 %-igen Chromstähle X100CrMoV8-3 und X50CrMoV8-2. Die
Untersuchung mikrostruktureller Veränderungen erfolgte mittels Rasterelektronenmikroskopie, Transmissionselektronenmikroskopie und metallphysikalischer Methoden, wie z.B.
der Mößbauerspektroskopie. Durch diese Untersuchungen konnten Erkenntnisse gewonnen werden, welche die bisherige Theorie zu den ablaufenden Mechanismen während einer
Cryobehandlung grundlegend erweitern. Darüber hinaus wurden Standzeitversuche mit
Werkzeugen unter industriellen Bedingungen durchgeführt. Die wichtigsten Erkenntnisse
sind im Folgenden zusammengefasst:
Cryobehandlungsprozess
1. Für alle untersuchten Werkzeugstähle wurde das Sekundärhärtemaximum durch eine Cryobehandlung zu niedrigeren Temperaturen verschoben und teilweise sogar
unterdrückt. Nicht nur aus diesem Grund ist bei einer Cryobehandlung auch die
Anpassung der konventionellen Parameter, wie Austenitisierungs- und Anlasstemperatur, erforderlich.
2. Die Parameter Austenitisierungs- und Anlasstemperatur besitzen analog zur kon-
222
ventionellen Wärmebehandlung bei einer Cryobehandlung den größten Einfluss auf
die Werkstoffeigenschaften. Dagegen zeigten von den reinen Cryoparametern lediglich die Haltezeit auf Cryotemperatur und die Aufheizrate signifikante Auswirkungen
auf die mechanischen Eigenschaften. Zusammenfassend sind für optimale mechanische Eigenschaften, wie Biegefestigkeit, Bruchdehnung und Verformungsarbeit, eine
niedrige Austenitisierungs- und hohe Anlasstemperatur von Vorteil. Die umgekehrte Kombination, eine hohe Austenitisierungs- und eine niedrige Anlasstemperatur,
führen zu einer höheren Härte und Verschleißbeständigkeit.
Werkstofftechnische Aspekte
1. Bei den unterschiedlichen Cryobehandlungen konnten weder direkt nach dem Tiefkühlen, noch nach dem Anlassen η-Karbide detektiert werden. Vielmehr zeigt sich
u.a. durch die Verschiebung des Sekundärhärtemaximums, dass durch eine Cryobehandlung das Ausscheidungsverhalten der für den jeweiligen Stahl typischen Karbide
beeinflusst wird.
2. Nach einer Cryobehandlung liegen im Gefüge unterschiedliche Martensitarten im
Gefüge vor. Im Gegensatz zum konventionellen Martensit, der sich beim Härten bildet, weist der aus Restaustenit gebildete virgin martensite“ eine deutlich geringe”
re Tetragonalität, feinere Zwillingsstrukturen und eine geringere Versetzungsdichte
auf. Dies resultiert im Vergleich zum konventionellen Martensit in einer geringeren
Festigkeit und einer vergleichsweise hohen Duktilität.
3. Mittels Mößbauerspektroskopie, Rückstreuelektronenbeugung und Synchrotronstrahlung konnte nachgewiesen werden, dass Restaustenit beim Tiefkühlen zwar zu einem
großen Teil, aber nicht vollständig in Martensit umwandelt und insbesondere durch
längere Haltezeiten bei einer Temperatur von -196°C ein geringerer Restaustenitgehalt eingestellt werden kann.
Metallkundliche Vorgänge
1. Als Hauptmechanismus der ablaufenden mikrostrukturellen Vorgänge während einer
Cryobehandlung wurde die Auflösung von Karbiden durch gleitende Versetzungen
identifiziert. Triebkraft für die Versetzungsbewegung ist die plastische Verformung
der Mikrostruktur durch die martensitische Umwandlung, die bei der Haltezeit auf
-196°C durch die isotherme Martensitbildung aufrecht erhalten wird. Dieser Effekt
der Karbidauflösung wird durch eine Anhebung der Cryotemperatur auf -150°C
8.1 Zusammenfassung
223
verstärkt.
2. Die plastische Verformung erfolgt sowohl im virgin martensite als auch im konventionellen Martensit. Das Ausmaß der plastischen Verformung sowie der Versetzungsbewegung und der damit verbunden Karbidauflösung ist im virgin martensite
aufgrund der höheren Verformbarkeit jedoch wesentlich ausgeprägter.
3. Die Karbidauflösung kann bei kleineren Karbiden (voreutektoid ausgeschiedene,
Selbstanlasseffekte) vollständig oder bei größeren Karbiden (bevorzugt Cr-reiche
Karbide, da Cr die Bindungsenthalpie zwischen C-Atomen und Versetzungen erhöht)
teilweise (durch Schneiden der Oberfläche) erfolgen.
4. Durch die Karbidauflösung durch gleitende Versetzungen entstehen Anhäufungen
von Kohlenstoff an den Versetzungen, wobei weitere Elemente, wie z.B. Chrom, in
der Matrix gelöst bleiben. Auf diese Weise entsteht ein höheres Ausscheidungspotential für die Ausscheidung von Karbiden bei einem nachfolgenden Anlassschritt.
Werkstoff- und Werkzeugeigenschaften
1. Die Untersuchungen aller Werkstoffe haben gezeigt, dass sowohl die mechanischen
als auch die Verschleißeigenschaften durch eine Cryobehandlung signifikant beeinflusst werden können. So konnte z.B. der Verschleißwiderstand (Abrasion) im Vergleich zu einer praxisnahen konventionellen Wärmebehandlung um mehr als 30 % gesteigert werden. Dagegen wurden die mechanischen Eigenschaften durch eine Cryobehandlung in der Regel verschlechtert. Für einen höheren Verschleißwiderstand
erwiesen sich längere Haltezeiten auf Cryotemperatur als vorteilhaft, führten allerdings gleichzeitig zu einer geringeren Bruchdehnung.
2. Weiterhin haben die Untersuchungen gezeigt, dass eine Anpassung der Parameter
einer konventionellen Wärmebehandlung ebenfalls zu einer deutlichen Verbesserung
der Werkstoffeigenschaften führen kann. So ist z.B. für Werkzeuge oder Bauteile,
bei denen Maßgenauigkeit nicht im Vordergrund steht, eine Wärmebehandlung von
Vorteil, bei der ein gewisser Anteil an Restaustenit im Gefüge verbleibt.
3. Die Versuche mit Werkzeugen unter industriellen Bedingungen haben aufgezeigt,
dass in Abhängigkeit der Verschleißbedingungen und der mechanischen Beanspruchung des jeweiligen Werkzeuges durch eine Cryobehandlung ein deutlich geringerer Verschleiß und damit eine erhöhte Standzeit erzielt werden kann. Eine einfache
Übertragung der labortechnischen Erkenntnisse ist allerdings nicht ohne Weiteres
möglich.
224
8.2 Ausblick
Weiterer Forschungsbedarf
Obwohl wichtige Erkenntnisse über die Auswirkungen einer Cryobehandlung auf die Werkstoffeigenschaften und die ablaufenden metallkundlichen Vorgänge während einer Cryobehandlung gewonnen werden konnten, besteht weiterer Forschungsbedarf, um eine standardisierte, industrielle Nutzung zu ermöglichen. So werden aktuell noch Untersuchungen durchgeführt, die Aufschlüsse über den Zusammenhang zwischen der Haltezeit auf
-196°C und dem Verschleißverhalten liefern sollen. Dadurch könnte die noch verbleibende Verständnislücke zwischen Werkstoffeigenschaften und metallkundlichen Vorgängen
geschlossen und ein weiterer, entscheidender Schritt zum vollständigen Verständnis beigetragen werden. Zusätzlich muss untersucht werden, welche Auswirkungen eine Haltezeit
auf -150°C und die damit verbundene, verstärkte Karbidauflösung auf die Werkstoffeigenschaften hat. Auf diese Weise könnte bestätigt werden, dass eine Temperatur von -150°C
für eine optimale Cryobehandlung ausreicht und Temperaturen <-150°C metallkundliche
Vorgänge während der Behandlung nur verlangsamen
Bedeutung für industrielle Praxis
Durch die in dieser Arbeit durchgeführten Versuche konnte das Potential, welches diese
Art der Behandlung bietet, veranschaulicht werden. Die in anderen Studien berichteten
Lebensdauersteigerungen um mehrere hundert Prozent wurden zwar nicht bestätigt, eine
deutliche Erhöhung der Standzeiten von Werkzeugen deutete sich aber insbesondere in
den Industrieversuchen an.
Auch bei nur geringen Verbesserungen bietet eine Cryobehandlung andere Vorteile. So
ist nach einer Cryobehandlung z.B. nur noch ein Anlassschritt erforderlich, in dem die
Zielhärte des Werkzeuges eingestellt werden kann. Weitere Schritte zur Beseitigung von
Restaustenit sind damit nicht erforderlich. Darüber hinaus wird auf diese Weise die inhomogene Gefügezusammensetzung bei einer konventionellen Wärmebehandlung mit mehrfachem Anlassen vermieden.
Neben den unterschiedlichen Cryobehandlungen konnte in der vorliegenden Arbeit ebenso gezeigt werden, dass alternative konventionelle Wärmebehandlungen zu ähnlichen Eigenschaftsverbesserungen führen können. So ist bei einer abrasiven Verschleißbeanspruchung und einer untergeordneter Maßgenauigkeit eine Wärmebehandlung zu empfehlen,
die einen gewissen Restaustenitanteil einstellt. Ist hingegen unter sonst gleichen Bedin-
8.2 Ausblick
225
gungen die Einhaltung der Abmessungen essentiell, so bietet eine Cryobehandlung eine
gute Alternative zur Erhöhung der Lebensdauer.
Die Ergebnisse dieser Arbeit haben zudem gezeigt, dass die durch eine Cryobehandlung erzielten Lebensdauererhöhungen nicht nur von der jeweiligen Legierungszusammensetzung,
sondern auch von den Einsatzbedingungen (Verschleißmechanismen, mech. Beanspruchungen) abhängen und deswegen die Prozessparameter einer Cryobehandlung, einschließlich
Härten und Anlassen, nicht trivial übertragbar sind. Aus diesem Grund ist für eine standardisierte, industrielle Nutzung z.B. die Erweiterung von Werkstoffdatenblättern bzgl.
der Auswirkungen einer Cryobehandlung erforderlich. Die Grundlagen dafür wurden in
der vorliegenden Arbeit geschaffen.
Des Weiteren könnte der Nachweis einer optimalen Cryotemperatur von -150°C entscheidend für eine großtechnische Anwendung der Cryobehandlung sein. Eine prozesstechnisch
aufwändige Kühlung bis -196°C wäre somit nicht mehr notwendig. Die Kühlung bis -150°C
ist dagegen schon für zahlreiche Anwendungen kommerziell erhältlich.
227
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André Oppenkowski
Persönliche Daten
08.08.1981
Geburtsort Gelsenkirchen
Staatangehörigkeit deutsch
Geburtsdatum
Berufstätigkeit
seit Mai 2007
wissenschaftlicher Mitarbeiter, Lehrstuhl Werkstofftechnik, Institut für Werkstoffe, Ruhr-Universität Bochum.
seit Juli 2009
Geschäftsführender Gesellschafter, Ingpuls GmbH, Bochum.
Hochschulstudium
Mai 2007
Abschluss: Diplom-Ingenieur Maschinenbau, Studienschwerpunkt Werkstoffe.
2002
Diplom-Studiengang Maschinenbau, Ruhr-Universität Bochum.
Wehrersatzdienst
08.2001 - 07.2002
St.-Elisabeth-Hospital, Herten, Recklinghausen.
Schulausbildung
Allgemeine Hochschulreife.
1992 - 2001 Max-Planck Gymnasium, Gelsenkirchen - Buer.
1988 - 1992 Katholische Grundschule, Gelsenkirchen - Resse.
Juni 2001
Lebenslauf André Oppenkowski

Cryobehandlung von Werkzeugstahl - Ruhr

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NCH03001 Nachrichten 03/2010, S.1-212

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