Originalarbeit

194 Eggbauer et al. © Springer-Verlag Wien BHM, 159. Jg. (2014), Heft 5

BHM (2014) Vol. 159 (5): 194–200DOI 10.1007/s00501-014-0244-2© Springer-Verlag Wien 2014

Charakterisierung bainitischer Gefügezustände in Schmiedestählen

Gernot Eggbauer1, Andreas Weber2, Julia Lechleitner2 und Bruno Buchmayr1

1Lehrstuhl für Umformtechnik, Montanuniversität Leoben, Leoben, Österreich2Material Center Leoben Forschung GmbH, Leoben, Österreich

three MnB-steel grades with different silicon contents. In order to estimate the thermodynamic data and trans-formation diagrams and to define reasonable test pa-rameters, the software JMatPro is used. The isothermal transformation behavior at different temperature levels in the bainitic region is dilatometric determined using a Gleeble 3800 testing machine. The results provide a first overview on the formation of a fine microstructure and the expected mechanical properties. At transformation temperatures just above the Ms-temperature, strength values of almost 1000 MPa could be achieved, i.e. signifi-cant improved fatigue endurance can be expected. Due to the fine microstructure, excellent Charpy-V-toughness values are found.

Keywords: Bainitic steel structure, MnB steel, Upper/low-er/carbidefree bainite, Toughness, Isothermal heat treat-ment

1. Einleitung

Hochbelastete Komponenten und Sicherheitsbauteile erfordern hohe statische oder dynamische Festigkeit und ausreichende Zähigkeit. Dieses Eigenschaftsprofil kann nur durch geschmiedete Stähle erreicht werden, wofür die Gefügehomogenität und -feinheit und ein optimaler Faserverlauf verantwortlich sind. Meist werden Vergü-tungsstähle verwendet, die nach dem Schmiedeprozess einer mehrstufigen Wärmebehandlung unterzogen wer-den müssen. Durch diese Vergütungsbehandlung erhö-hen sich die Fertigungskosten des Schmiedeteils um bis zu 10 %. Durch direkte Abschreckung aus der Schmiede-hitze und ein anschließendes Anlassen können die Kos-ten aber reduziert werden. Eine Alternative stellen auch die ausscheidungshärtenden, ferritisch-perlitischen (AFP-) Stähle dar. Dabei wird durch eine kontrollierte, direkte BY-Glühung der Prozessschritt des Anlassens eingespart.

Zusammenfassung: Aktuelle Stahlentwicklungen für dy-namisch hochbelastete Gesenkschmiedeteile zeigen einen Trend zu feinkörnigen Gefügeausbildungen, die direkt aus der Schmiedehitze entstehen und keine zusätzliche Wärmebehandlung erfordern. Ausgehend vom Stand der Technik wird das Umwandlungsverhalten dreier MnB-Stähle mit unterschiedlichen Si-Gehalten im Bainitbereich untersucht. Zur Abschätzung der thermodynamischen Daten und der ZTU-Diagramme, sowie zur Festlegung der Versuchsparameter wird die Software JMatPro verwendet. Die isothermen Versuche wurden an der Gleeble 3800– Prüfmaschine durchgeführt, und die Umwandlungskine-tik wurde durch Messung der Dilatation bestimmt. Die Ergebnisse geben einen ersten Überblick über die Fein-heit der Gefügeausbildung und die erwartenden mecha-nischen Eigenschaften. Bei Umwandlungstemperaturen knapp über der Ms-Temperatur wurden Festigkeitswerte um 1000 MPa erreicht, was auf eine deutliche Steigerung der Dauerfestigkeit schließen lässt. Aufgrund der Gefüge-feinheit liegen auch gute Kerbschlagzähigkeitswerte vor.

Schlüsselwörter: Bainitische Stahlgefüge, MnB-Stahl, Oberer/unterer/karbidfreier Bainit, Zähigkeit, Isotherme Wärmebehandlung

Characterization of Bainitic Microstructures for Closed-die Forgings

Abstract: Recent steel developments for highly dynamic loaded closed die-forgings illustrate a trend towards fine grained microstructures, which are formed directly by the forging temperature and which do not need any fur-ther heat treatment. Experiments are performed using

Dipl.-Ing. G. Eggbauer ()Lehrstuhl für Umformtechnik, Montanuniversität Leoben,Franz Josef Straße 18, 8700 Leoben, ÖsterreichE-Mail: gernot.eggbauer@unileoben.ac.at

Eingegangen am 28. Februar 2014; angenommen am 5. März 2014; online publiziert am 25. März 2014

195BHM, 159. Jg. (2014), Heft 5 © Springer-Verlag Wien Eggbauer et al.

Originalarbeit

Die Festigkeits- und Zähigkeitswerte erreichen aber nur annähernd die Werte der Vergütungsstähle. Neuerdings findet vermehrt das bainitische Gefüge für Schmiedeteile Beachtung [1]. Durch die gegebene Gefügefeinheit, die direkte Wärmebehandlung und die Gefügehomogenität über den gesamten Querschnitt ergeben sich deutliche Vorteile gegenüber anderen Varianten. Klassisch wird zwi-schen unterer und oberer Zwischenstufe mit unterschiedli-chen Ausbildungsformen des Zementits unterschieden [2]. In jüngster Zeit werden auch karbidfreie bainitische Gefü-gezustände und die Wärmebehandlungsroute Quenching und Partitioning (Q&P) [3–5] verstärkt betrachtet.

Mit den neuentwickelten bainitischen Stahlgruppen erschließen sich neue kostengünstige Lösungen mit sehr guten mechanischen Eigenschaften. Abbildung  1 aus [6] zeigt eine übersichtliche Gegenüberstellung neuerer Stahlentwicklungen bezüglich Streckgrenze und Kerb-schlagzähigkeit. Eine Charakterisierung der Eigenschaften unterschiedlicher Bainitmorphologien und die Quantifizie-rung des Si-Einflusses auf das mechanisch-technologische Verhalten bilden den Kern dieser Arbeit. Durch Variation der Wärmebehandlungsbedingungen konnte eine opti-male Prozedur zur Erzielung hoher mechanischer Güte-werte gefunden werden.

2. Grundlagen der Bainitbildung

Bainit wurde erstmals von Davenport Ende 1920 bei Unter-suchungen zur isothermen Umwandlung von Austenit beobachtet. Erst Jahrzehnte später wurde der untere und der obere Bainit unterschieden und die zugehörigen Ent-stehungsmechanismen und Morphologien erklärt. Laut Bhadeshia [7–10] entsteht der Bainit vergleichbar dem Martensit. Eine bainitische Ferritplatte oder –latte (bainiti-scher Ferrit) entsteht diffusionslos mittels Umklappprozess an einer Austenitkorngrenze. Der überschüssige Kohlen-stoff wird jedoch nicht wie beim Martensit zwangsgelöst, sondern kann aufgrund der höheren Temperaturen in den verbleibenden Austenit diffundieren. Dieser sogenannte baintische Ferrit wächst in Form von Clustern als dünne lin-senförmigen Plättchen, welche als „Sub-Unit“ bezeichnet werden [10, 11]. Diese Units sind in einem gewissen Aus-

maß durch Restphasen aus Austenit oder Zementit vonein-ander getrennt, sodass die Formänderung der Cluster viel leichter erfolgt als die der einzelnen „Sub-Units“, die eine ausgeprägte Orientierung annehmen. Die Umwandlung beginnt im Inneren des Austenitkorns von der Korngrenze oder von Gitterstörstellen ausgehend und führt aufgrund plastischer Relaxationen zu einer sehr hohen Versetzungs-dichte. Durch diese wird die Bewegung entlang der Gleit-flächen unterdrückt, weshalb sich viele neue „Sub-Units“ neben den bereits existierenden bilden. Es scheidet sich der Kohlenstoff entweder in Form von kugeligen bzw. ellipsoidförmigen Zementitkristallen im Ferrit aus (= unte-rer Bainit), oder er diffundiert in die angrenzenden Auste-nitbereiche und bildet dort Karbide (= oberer Bainit), was durch die höhere Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlen-stoffs im krz α-Gitter als im kfz γ-Gitter ermöglicht wird [10–12]. Der Umklappmechanismus für die Entstehung des bainitischen Ferrits verläuft martensitisch, d. h. ohne Dif-fusion, was an der Orientierungsrelation [− 101]γ||[− 1 − 11]α (111)γ||(011)α und am Oberflächenrelief zu erkennen ist [10]. Die Karbidausscheidung im Ferrit und die Migration des Kohlenstoffs erfolgen diffusionsgesteuert [8, 9]. Je mehr Kohlenstoff aus dem Austenit herausdiffundiert, umso leichter erfolgt der Umklappprozess. Verschiedene Legie-rungselemente führen zu einer Anreicherung des Aus-tenits mit Kohlenstoff, was zur Folge hat, dass die freie Energie des Austenits gleich groß wie die freie Energie des bainitischen Ferrits ist. Dadurch ist eine weitere Umwand-lung des Austenits in Bainit thermodynamisch nicht mehr möglich („incomplete reaction phenomenon“).

2.1 Oberer Bainit

Beim oberen Bainit, welcher bei höheren Bildungstempe-raturen entsteht, scheiden sich die Zementitteilchen an der Grenze zwischen den Phasen Ferrit und Austenit aus. An den Grenzen kommt es zum Anstieg des Kohlenstoffgehal-tes infolge unterschiedlicher Löslichkeit in beiden Phasen. Der Ferrit entsteht durch die Scherumwandlung im selben Ausmaß, wie die Kohlenstoffdiffusion in den Austenit vor-rückt. Durch die Keimbildung weiterer Zementitteilchen an der Grenze zwischen Ferrit und Zementit wiederholt sich der Vorgang und somit wächst das Bainitgefüge. Beim Gefüge des oberen Bainits sind die Ferritbereiche latten- oder lanzettenförmig ausgebildet [4].

2.2 Unterer Bainit

Der untere Bainit entsteht bei tieferen Bildungstemperatu-ren und besitzt plattenförmigen Ferrit und Zementit bzw. hexagonale ε-Karbide (Fe2,4C), welche im Latteninneren sit-zen [9]. Ob sich ε-Karbide bilden, ist von der Versetzungs-dichte abhängig. Für die Kohlenstoffatome ist es bei hohen Versetzungsdichten im Vergleich zur ε-Karbidbildung ener-getisch günstiger, wenn sie an den Versetzungen segregiert verbleiben. In diesem Fall erfolgt die Zementitausschei-dung direkt und nicht indirekt über die ε-Karbide. Bei

Abb. 1: Übersicht der Stahlgruppen für hochfeste Konstruktionen ge-ordnet nach Streckgrenze und Kerbschlagzähigkeit [6]

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Eggbauer et al. © Springer-Verlag Wien BHM, 159. Jg. (2014), Heft 5

0,22 % C und einen Mn-Gehalt von ca. 1,5 % gewählt. Zur Untersuchung des Si-Einflusses auf die Karbidausschei-dung wird der Si-Gehalt innerhalb der Grenzen von 0,04 bis 0,48 % variiert. Die chemische Zusammensetzung der drei untersuchten Stähle vom Typ 22MnB5 sind in den Tab. 1, 2 und 3 dargestellt.

3.2 JMatPro – Berechnungen

Das Softwaresystem JMatPro ermöglicht die Berechnung thermodynamischer Daten, thermophysikalischer Eigen-schaften sowie der Phasenumwandlung von Stählen direkt aus der aktuellen chemischen Zusammensetzung [16]. Diese Berechungsmethodik basiert auf der Pionierarbeit von Kirkaldy et. al. [11, 17]. Abbildung 2 zeigt das berech-nete kontinuierliche ZTU-Diagramm für den Stahl 22MnB5. Als wichtige Informationen werden die Ms-Temperatur, die kritische Abkühlgeschwindigkeit und die Bs-Temperatur entnommen. Weitere Simulationen zur Abschätzungen des Einflusses des Si-Gehaltes zeigen, dass sich die Bs-Tempe-ratur beim höheren Si-Gehalt (0,48 %) um ca. 50 °C nach unten verschiebt.

3.3 Variation der Wärmebehandlungen und deren Auswirkungen auf die Bainitkinetik und auf die mechanischen Eigenschaften

Mit dem Stahl 22MnB5 mit einem Si-Gehalt von 0,106 % wurden Untersuchungen zur Ausbildung des Bainits anhand der typischen Wärmebehandlungen Quenching and Partitioning (Q&P), Quenching and Tempering (Q&T) sowie direktes isothermes Behandeln aus der Austenitisie-

einem Stahl mit 0,2 % Kohlenstoff wird die ε-Karbidbildung ab einer Versetzungsdichte von 2 × 1012 cm− 2 unterdrückt.

2.3 Karbidfreier Bainit

Die Betrachtung des karbidfreien Bainits unterliegt nach derzeitigem Stand der Forschung unterschiedlichen Merk-malen. Bhadeshia [9, 10] gibt an, dass die Bildung des kör-nigen Bainits, der ohne Ausbildung von Karbiden auftritt, industriell durch kontinuierliche Abkühlung und niedrigen Kohlenstoffgehalt im Material auftritt. Im Zusammenhang mit ADI (Austempered Ductile Iron) werden sogenannte Ausferriten durch isothermes Glühen hergestellt, welche die typischen Merkmale von karbidfreien Bainit aufweisen [13]. Die folgende Abkühlung verhindert die Ausbildung von Karbiden.

Der Bildungsmechanismus von karbidfreiem Bainit kann durch die Ausformung der typischen bainitischen Ferritna-deln beschrieben werden. Eine wesentliche Rolle zur Ausbil-dung des karbidfreien Bainits spielt das Legierungselement Silizium. Silizium ist im Zementit nahezu unlöslich. Eine Karbidbildung ist somit nur durch ein Abwandern des Sili-ziums möglich, das bei den Bainit-Bildungstemperaturen nur sehr träge abläuft. Durch die Ausbildung eines Silizium-gradienten rund um den Zementitkeim, wird die örtliche Kohlenstoffaktivität erhöht, was in weiterer Folge zu einer Abdiffusion des Kohlenstoffes aus der Ferritnadel in die noch nicht umgewandelten Austenitbereiche führt [14]. Der Keim kann sich nicht weiter mit Kohlenstoff anreichern, und damit wird die Karbidbildung behindert. Erst nach sehr lan-gen Glühzeiten kommt es zur Bildung von Karbiden [15].

Durch die stetige Anreicherung des Austenits mit Koh-lenstoff kommt die weitere Bildung von Ferritnadeln zum Erliegen und bleibt stabil, sodass auch nach dem Abschre-cken auf Raumtemperatur der Austenit zwischen den Fer-ritnadeln inselförmig als dünner Film vorliegt [10]. Da der gelöste Kohlenstoff die Ms-Temperatur beeinflusst, ist die Menge des Restaustenits durch die Anreicherung des Koh-lenstoffs bedingt.

Karbidfreier Bainit bildet sich typischer Weise nur im Bereich des oberen Bainit. Hier kommt es von Beginn an zu einer Zementit (Fe3C)-Bildung. Beim unteren Bainit bil-den sich zuerst ε-Karbide (Fe2,4C), deren Wachstum durch Silizium weitgehend unbeeinflusst bleibt. Es wird nur die Umwandlung des ε-Karbids in Zementit unterdrückt. Die Grenze des Siliziumgehaltes ist bei 1,5 % gegeben. Größere Mengen führen zu Versprödung und Rissbildung innerhalb des Materials. Die Kinetik der Perlit- und der Bainitbildung wird durch Silizium nur bedingt beeinflusst [15].

3. Versuchsplanung und Vorhersage der Umwandlungskinetik

3.1 Untersuchte Stahlgüten

Unter Betrachtung der üblichen Anforderungen an Bau-stählen wird die chemische Zusammensetzung mit ca.

TABELLE 1:

22MnB5–0,04 % Silizium (in Massen %):

C Si Mn P S Cr Ni

0,21 0,04 1,07 0,014 0,007 0,28 0,02

Cu Al Ti Mo V Nb B

0,028 0,033 0,029 0,007 0,004 0,001 0,005

TABELLE 2:

22MnB5–0,48 % Silizium (in Massen %):

C Si Mn P S Cr Ni

0,23 0,48 1,27 0,016 0,004 0,276 0,02

Cu Al Ti Mo V Nb B

0,027 0,046 0,035 0,008 0,004 0,006 0,004

TABELLE 3:

22MnB5–0,10 % Silizium (in Massen %):

C Si Mn P S Cr Ni

0,22 0,10 0,94 0,01 0,009 0,225 0,020

Cu Al Ti Mo V Nb B

0,028 0,036 0,036 0,011 0,003 0,001 0,004

197BHM, 159. Jg. (2014), Heft 5 © Springer-Verlag Wien Eggbauer et al.

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10002-1 festgelegt. Die Auswertung erfolgte mittels zuge-höriger Software. Die Ergebnisse der Zugversuche sind in Abb. 3 zusammengefasst. Aus dem Verlauf der individuel-len Kurven lassen sich Kategorien von Wärmebehandlun-gen zusammenfassen, die ähnliche Zugfestigkeiten und Dehnungen bedingen.

Es ist deutlich zu erkennen, dass ein rasches Abkühlen nach Austenitisierung auf die isotherme Haltetemperatur von 450 °C, unabhängig von der weiteren Anlassbehand-lung, zu den größten Bruchdehnungen führt. Die Zugfes-tigkeiten sind im Schnitt bei 575 MPa für Versuchsreihe 1, 562  MPa für Versuchsreihe  2 und 560  MPa für Versuchs-reihe 4. Alle drei Behandlungsformen ergeben eine Gleich-maßdehnung von rund 15 %. Das Einstellen des Bainits aus der Austenitisierung heraus und anschließendes Anlassen (Versuchsreihe 2) ermöglichen eine Gesamtdehnung von 26 %. Versuchsreihe 4 führt zu einer Gesamtdehnung von 25 % und mit Versuchsreihe 1 wird 24 % erreicht.

Um die Unterschiede zwischen Quenching and Tem-pering (Q&T) und Quenching and Partitioning (Q&P) darzustellen, wurden bei Versuchsreihen 6 und 7 direkte Vergleiche angestellt. Die Zugfestigkeiten und Dehnungen sind mit 1151 MPa und 9 % bei der Q&P-Route (Versuchs-reihe 6) nahezu ident zur Q&T-Route (Versuchsreihe 7) mit 1166 MPa und ebenfalls 9 %. Auch die Gleichmaßdehnung liegt bei beiden Wärmebehandlungsrouten bei 3 %.

Ein Vergleich der Wärmebehandlung Q&P und Q&T mit zusätzlichem Anlassen ist bei Versuchsreihen 3 und 5 gegeben. Versuchsreihe 3 zeigt eine durchschnittliche Zug-festigkeit von 857 MPa bei einer Dehnung von etwa 12 %, während die Q&T Behandlung bei 857 MPa eine Dehnung von 13 % aufweist.

Während der Zugversuche wurde das Einschnürverhal-ten der Proben mit dem optischen Messsystem Aramis der Fa. GOM aufgezeichnet. Die Einschnürungswerte sind in Abb. 4 dargestellt. Der Vergleich der Versuchsreihen 1 und 2 zeigt, dass ein Anlassen nach einer isothermen Behand-lung, also der gängigen Einstellung eines Bainits, in Bezug

rung, durchgeführt. Neben der Charakterisierung des bai-nitischen Gefüges, wurde auch das Anlassverhalten nach Einstellung der Zwischenstufe untersucht. Als Basis diente das mit JMatPro berechnete ZTU Diagramm. Eine Über-sicht der Wärmebehandlungsrouten ist in Tab. 4 dargestellt.

Für die Zugversuche wurden die Wärmebehandlung durch Umsetzen in drei Wärmebehandlungsöfen nachge-stellt. Die Kerbschlagbiegeproben wurden in der Gleeble 3800 wärmebehandelt.

3.3.1 Zugversuche

Die Zugversuche wurden an der Universalprüfmaschine Zwick/Roell Z 250 durchgeführt. Als Probengeomet-rie wurde eine Rundzugprobe mit Versuchsdurchmes-ser 6 mm und einer Versuchslänge 33 mm nach DIN EN

Abb. 2: Mit Software JMatPro berechnetes kontinuierliches ZTU-Diagramm des Stahles 22MnB5

TABELLE 4:

Übersicht der am Stahl 22MnB5 durchgeführten Wär-mebehandlungs-Prozeduren:

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liches Anlassen bei 600 °C im Anschluss an die isotherme Haltedauer angeschlossen wurde, weist um etwa 5 % höhere mittlere Einschnürung auf als die herkömmlichen Q&T Behandlung in Versuchsreihe 7. Die Zugfestigkeiten sind mit 857 MPa bei Versuchsreihe 5 und 1166 MPa bei Versuchsreihe 7 gleich hoch wie die vergleichbaren Q&P-Routen von Versuchsreihen 3 und 6.

3.3.2 Kerbschlagzähigkeitsverhalten

In Ergänzung zu den Zugversuchen und zur Unterschei-dung des Gefügeeinflusses auf das Zähigkeitsverhalten wurden Kerbschlagbiegeversuche mit einem Pendel-schlagwerk Zwick RKP 450 durchgeführt. Dazu wurden Charpy-V-Proben nach DIN EN 10045 in der Gleeble 3800 Prüfmaschine entsprechend der WB-Konzepte aus Tab.  4 thermisch behandelt.

Aus den Kerbschlagarbeiten, die in Abb.  5 aufgezeigt sind, zeigt sich, dass insbesondere die klassische Bainit-

auf Einschnürung keine signifikanten Unterschiede bringt. Die Werte der Proben in Versuchsreihe 4 streuen jedoch zu sehr, um hier eine eindeutige Tendenz wie bei Versuchsrei-hen 1 und 2 zu erkennen.

Der direkte Vergleich zwischen den Wärmebehand-lungsreihen 4 und 5 zeigt, dass diese im selben Bereich der Einschnürung liegen. Ein besonderes Augenmerk ist auf die Behandlungen mit Quenching and Partitioning gelegt worden. Die Wärmebehandlungsreihe 3, bei der zusätzlich nach dem Einstellen des Bainits noch bei 600 °C angelas-sen wurde, ist die Einschnürung um etwa 5 % höher als ohne die Anlassbehandlung in Versuchsreihe 6. Die Zug-festigkeit der zusätzlich angelassenen Proben aus Ver-suchsreihe 3 liegt im Durchschnitt 857 MPa, im Gegensatz zu den rein Q&P hergestellten Qualitäten, die eine Zugfes-tigkeit im Bereich von 1150 MPa aufweisen.

Bei den klassischen Vergütungsbehandlungen (Quen-ching and Tempering) zeigt sich derselbe Trend wie bei den Q&P – Behandlungen. Versuchsreihe 5, bei der ein zusätz-

Abb. 4: Einschnürungswerte für die unterschiedlichen WB-Versuchs-reihen am Stahl 22MnB5, gemessen mit dem optischen Messsystem Aramis

Abb. 3: Spannungs-Dehnungs-kurven des Stahles 22MnB5 bei unterschiedlichen WB-Prozeduren

Abb. 5: Schlagarbeit bei Raumtemperatur je Wärmebehandlung des 22MnB5

199BHM, 159. Jg. (2014), Heft 5 © Springer-Verlag Wien Eggbauer et al.

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Zähigkeitsverhaltens ganz eindeutig eine optimale Halte-temperatur von 430 °C.

Die Übergangstemperatur T27 liegt bei knapp − 60 °C, während jene bei 450 und 470 °C bei ca. − 40 °C liegen. Die bei 430 °C isothermisierten Proben weisen eine Härte von etwa 320 HV auf. Das in Abb. 8 gezeigte Gefügebild weist auf ein unteres bainitisches Mischgefüge mit Anteilen Restaustenit und Martensit hin. Die Wärmebehandlung bei 450 °C zeigt Härtewerte im Bereich von 285 HV, bei 470 °C 260  HV. Die Gefüge bei 450 und 470 °C liegen im Über-gangsbereich bzw. im oberen Bainitbereich. Eine Abklä-rung und genauere submikroskopische Analyse soll durch ergänzende TEM-Untersuchungen erfolgen.

Eine zusammenfassende Darstellung der durchschnittli-chen Härteniveaus der unterschiedlichen WB-Versuchsrei-hen zeigt Abb. 9. Speziell die Versuchsreihe mit Q&T und Q&P zeigen die höchsten Härtewerte mit bis zu 360 HV.

3.4 Diskussion

Aus den unterschiedlichen Wärmebehandlungen kann gezeigt werden, dass zwischen der Q&T und der Q&P-

umwandlung die niedrigsten Zähigkeitswerte aufweist, was durch ein relativ grobes Mischgefüge aus Marten-sit und Bainit zu erklären ist. Wird dieser Bainitzustand jedoch angelassen (= Versuchsreihe 2), so wird eine deut-lich höhere Kerbschlagarbeit von etwa 145 J erreicht. Dies steht im Einklang mit einem deutlich feineren Gefüge im Vergleich zum nichtangelassenen Zustand.

Ein isothermes Halten bei 450 °C gefolgt von einem Anlassen bei 600 °C (= Versuchsreihe 4) führt zu einer Schlagarbeit von 165 J. Im zugehörigen Gefüge findet man grobe Ferritbereiche mit gerichteter bainitischer Struktur.

Mit einer „Quenching und Partitioning“-Behandlung mit anschließendem Anlassen wird das feinste Gefüge, siehe Abb. 6, mit der höchsten Kerbschlagarbeit von 185 J erreicht. Ohne Anlassen stellt sich eine etwas geringe Schlagarbeit von 165 J ein. In diesem Fall beträgt die Härte 325 HV und die Einschnürung liegt bei 60 %.

Zur Optimierung der Q&P-Wärmebehandlung wur-den Proben nach dem Austenitisieren bei 950 auf 350 °C abgeschreckt und auf die Haltetemperaturen bei 430, 450 und 470 °C erwärmt und gehalten. Die Ergebnisse sind in Abb.  7 wiedergegeben. Daraus ergibt sich aus Sicht des

Abb. 8: Gefügeausbildung bei isothermer Umwandlung bei 430 °C

Abb. 7: Ergebnisse der Kerbschlagversuche des Stahles 22MnB5 nach Unterkühlung auf 350 °C und folgender Erwärmung auf 430, 450 und 470 °C für eine Dauer von 15 min

Abb. 6: Gefügeausbildung der Versuchsreihe 3 bei 450 °C

Abb. 9: Zusammenfassende Darstellung der durchschnittlichen Härte-werte der Versuchsreihen 1 bis 7

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Route auf den ersten Blick kein signifikanter Unterschied auftritt. Es dürfte also kaum einen Unterschied machen, ob der Werkstoff vor der Einstellung des Bainits auf Raum-temperatur abgekühlt wird oder nur knapp unter die Mar-tensitstarttemperatur und dann sofort wieder aufgewärmt wird. Bei den Betrachtungen mit Wärmebehandlungen die vor der Abkühlung unterhalb der Martensitstarttempera-tur die Zwischenstufe ausbilden, können charakteristische Merkmale identifiziert werden. Durch die vorgeschaltete Bildung von Martensit können Zugfestigkeiten um 50 % gesteigert (mit Anlassbehandlung) und zum Teil verdoppelt werden. Im Vergleich untereinander lässt sich feststellen, dass die Anlassbehandlung bei 600 °C die Zugfestigkeit um etwa 25 % senkt, gleichzeitig die Dehnung um bis zu 30 % erhöht. Das optimale Mehrphasengefüge besteht demnach auch Ferrit bzw. Bainit, angelassenem Martensit und geringen Anteilen an Restaustenit.

Ein Vergleich der Einschnürungswerte Z zeigt, dass die Q&P-Behandlung mit 65 % etwas höher liegt als die Q&T-Behandlung, die etwa 60 % aufweist. Genauere Betrach-tungen der Q&P-Route zeigen, dass im Bereich des unteren Bainits neben höherer Härte auch eine niedrigere Über-gangstemperatur erreicht werden kann.

4. Zusammenfassung und Fazit

Durch unterschiedliche Wärmebehandlungen im Bainitbe-reich konnten jene Bedingungen gefunden werden, die bei einer direkten Abkühlung aus der Schmiedehitze zu hohen Festigkeits- und Zähigkeitswerten führen. Isotherme Umwandlungen bei unterschiedlichen Temperaturniveaus mit und ohne Anlassen, sowie das Quenching und Partitio-ning wurden bezüglich Gefügeausbildung und mechani-scher Eigenschaften vergleichend dargestellt. Dabei wurde festgestellt, dass die WB-Prozedur Quenching and Partitio-ning zu den besten Ergebnissen hinsichtlich Zähigkeit Fes-tigkeit führt. Die Prozedur umfasst eine Unterkühlung des Stahles 22MnB5 auf ca. 350 °C, gefolgt von einem isother-men Halten bei 450 °C ohne vollständige Bainitumwand-lung, d. h. mit einem gewissen Anteil an Restaustenit.

Weitere kritische Betrachtungen werden nach geplanten Untersuchungen mit hochauflösenden Mikroskopen ange-stellt werden.