Zwischenstufengefüge

Bainit (benannt nach dem US-amerikanischen Metallurgen Edgar C. Bain) ist ein Gefüge, das bei der Wärmebehandlung von kohlenstoffhaltigem Stahl durch isotherme Umwandlung oder kontinuierliche Abkühlung entstehen kann.

Synonym zu Bainit wird im deutschen Sprachraum auch der Begriff Zwischenstufengefüge verwendet. Es bildet sich bei Temperaturen und Abkühlgeschwindigkeiten, die zwischen denen für die Perlit- bzw. Martensitbildung liegen. Anders als bei der Bildung von Martensit sind hier Umklappvorgänge im Kristallgitter und Diffusionsvorgänge gekoppelt, dadurch werden verschiedene Umwandlungsmechanismen möglich. Aufgrund der Abhängigkeit von Abkühlungsgeschwindigkeit, Kohlenstoffgehalt, Legierungselementen und der daraus resultierenden Bildungstemperatur, besitzt der Bainit kein charakteristisches Gefüge. Bainit besteht, ebenso wie Perlit, aus den Phasen Ferrit und Zementit (Fe₃C), unterscheidet sich aber vom Perlit in Form, Größe und Verteilung. Grundsätzlich wird in zwei Hauptgefügeformen unterschieden, dem oberen Bainit (auch körniger Bainit) und dem unteren Bainit.

Bainitisieren oder auch isothermisches Umwandeln in der Bainitstufe ist ein Austenitisieren mit anschließendem Abschrecken auf Temperaturen oberhalb der Martensitstarttemperatur M_s. Die Abkühlgeschwindigkeit muss dabei so gewählt werden, dass keine Umwandlung in der Perlitstufe stattfinden kann. Beim Halten auf der Temperatur oberhalb M_s wandelt sich der Austenit so vollständig wie möglich zu Bainit um.

Durch eine langsame Umklappung des Austenits entstehen, von den Korngrenzen oder Störstellen ausgehend, stark an Kohlenstoff übersättigte Ferrit-Kristalle mit kubisch-raumzentriertem Kristallgitter (krz-Gitter). Der Kohlenstoff scheidet sich aufgrund der höheren Diffusionsgeschwindigkeit im krz-Gitter in Form kugeliger oder ellipsoider Zementitkristalle innerhalb des Ferritkorns aus. Ebenso kann der Kohlenstoff in den Austenitbereich eindiffundieren und Carbide bilden.

Der obere Bainit entsteht im oberen Temperaturbereich der Bainitbildung, er hat ein nadelförmiges Gefüge, das sehr stark an Martensit erinnert. Durch die günstigen Bedingungen für die Diffusion diffundiert der Kohlenstoff an die Korngrenzen der Ferritnadeln. Es entstehen hier unregelmäßige und unterbrochene Zementitkristalle. Wegen der regellosen Verteilung hat das Gefüge oft ein körniges Aussehen. Bei nicht ausreichender metallografischer Analyse kann das Gefüge leicht mit Perlit oder auch dem Widmanstätten-Gefüge verwechselt werden.

Der untere Bainit entsteht bei isothermer und kontinuierlicher Abkühlung im unteren Temperaturbereich der Bainitbildung. Durch die Ferritbildung reichert sich der Austenit an Kohlenstoff an, bei weiterer Abkühlung wandeln sich die Austenitbereiche in Ferrit, Zementit, nadeligen Bainit und Martensit um. Durch das Bainitisieren werden Eigenspannungen vermindert und die Zähigkeit erhöht, so dass sich dieses Verfahren für rissempfindliche Stähle und kompliziert geformte Bauteile anbietet.

Die schematische Darstellung der temperatur- und zeitabhängigen Umwandlungsbereiche (hier für die Herstellung von Bainitischem Gusseisen mit Kugelgraphit) zeigt auch den Bereich der Bainitbildung:

(1)   Abschrecken auf Martensit
(2)   Zwischenstufenvergüten
(3)   Abkühlen auf Bainit
(4)   Perlitbereich
(5)   Bainitbereich

Bainitmorphologien

Bild 1: Bainitmorphologien

Bainit ist ein Gefüge, das aus Austenit bei Temperaturen unterhalb der Perlitbil­dung bis hin zur Martensitbildung sowohl isotherm als auch bei kontinuierlicher Abkühlung entsteht. Man unter­scheidet oberen und unteren Bainit.^[1] Oberer Bainit besteht aus nadel­för­migem Ferrit, der in Paketen angeord­net ist. Zwi­schen den einzel­nen Ferritnadeln liegen mehr oder weniger kon­tinuierliche Filme aus Carbiden parallel zur Nadel­achse vor.^[2][3] Unterer Bainit be­steht da­gegen aus Ferritplatten, in­nerhalb derer sich die Carbide unter einem Winkel von 60° zur Nadelachse bilden. Unter bestimm­ten Um­wand­lungs­bedin­gungen können auch andere Bainitmor­phologien wie inverser, granularer oder langnadeli­ger Bainit ent­stehen,^[4] wie es Bild 1 (Bainitmorphologien) verdeutlicht.^[5]

Definitionen des Bainit

Zur Zeit finden sich in der Literatur drei verschiedene Definitionen für Bainit, die zu erheblichen Missver­ständnissen führen. Man unterscheidet

• die mikrostrukturelle Definition,
• die kinetische Definition und
• die Oberflächenreliefdefinition,

die an spezielle Phänomene der Phasen­umwand­lung anknüpfen, so dass über ihre generelle Gültigkeit oder Nichtgültigkeit nicht ohne weiteres entschieden werden kann.

Die mikrostrukturelle Definition

Danach wird bei Eisenbasiswerkstoffen Bainit als nicht­lamellares Produkt des eutektoiden Zerfalls aus Ferrit und Carbid beste­hend angesehen.^[6] Die beiden Produktphasen bilden sich diffu­sionskon­trolliert zeitlich nachein­ander,^[7] wobei die Carbide sich entweder im zuerst gebilde­ten Ferrit oder an dessen Grenzfläche ausscheiden.^[8] Fehlt die Aus­schei­dung der zwei­ten Phase aus thermodynamischen oder kineti­schen Gründen, wie es bei der Um­wandlung siliziumhaltiger Stähle möglich ist, so dürfte man nach dieser Defini­tion eigentlich nicht mehr von Bainit sprechen. Die getroffenen Festlegungen erlauben dagegen, auch bei Nichteisen­metallen von bainitischen Umwandlungen zu sprechen.

Die kinetische Definition

Diese Definition geht davon aus, dass im isothermen und im kon­tinuierli­chen ZTU-Dia­gramm für Beginn und Ende der Bainitumwandlung von denen der Perlitumwandlung unterscheidbare Kurven auftreten und somit eine eigene Bil­dungskinetik des Bainits existiert. Die Bainitumwandlung soll durch einen umwand­lungs­trägen Bereich, dessen Ausdehnung stark von Legierungselementen beeinflusst wird, von der Perlitumwandlung getrennt sein. Da bei ei­nigen Stählen sich trotz des Fehlens des um­wandlungs­trägen Bereiches Bainit nachwei­sen lässt,^[9] erweist sich diese Definition als unge­eignet.

Die Oberflächenreliefdefinition

Die Verwandtschaft der bainitischen Umwandlung mit der marten­sitischen zeigt sich im Auftreten eines Oberflächenreliefs.^[10] Das ist damit verträglich, Bainit als plattenför­mi­ge Phase anzusehen, die oberhalb der Martensitstarttemperatur M_s durch Scherung aus dem Austenitgitter entsteht. Die Um­wandlung geschieht durch einen koordinierten, nicht thermisch aktivierten Atomtrans­fer über die sich bewegende Phasengrenzfläche.^[11] Die Kinetik der Um­wandlung wird durch die Diffusion von Interstitionsatomen im Austenit bestimmt, die sowohl vor als auch nach der Scherung erfol­gen kann. Diese Oberflächenreliefdefi­ni­tion ist die zur Zeit gebräuchlichste Bainitfestlegung.

Keimbildung

Bild 2: Unterteilung einer Bainitnadel in Untereinheiten

Bainitnadeln (Sheaves) sind langge­streckte Platten, deren dickere Enden an Korn­grenzen beginnen. Sie umfassen ferritische Untereinheiten (Subunits), die mehr oder weniger komplett, wie in Bild 2 angedeutet, durch Carbide oder Restaustenit voneinander getrennt sind. Die anein­anderstoßenden Unterein­heiten sind durch Klein­winkel­korn­grenzen vonein­ander getrennt und zeigen ihrerseits eine längliche Latten- oder Platten­form,^[12] wie sie nach Nabarro für in einem Spannungs­feld gebildete Phasen am günstigsten ist (siehe auch die elektronenmikroskopische Darstellung in Bild 3).^[13] Man ist sich zur Zeit darüber einig, dass in unlegierten unter­eutektoiden und siliziumhaltigen über­eutektoi­den Stählen die Bildung des unteren und des oberen Bainits mit einem kohlen­stoff­über­sättigtem Ferritkeim be­ginnt. Lediglich in siliziumfreien unlegierten über­eutektoi­den Stählen kann bei höheren Umwand­lungstemperaturen auch Zementit die zuerst gebildete Phase sein. Man spricht dann von inversem Bainit.

Die Ferritkeimbildung des Bainits erfolgt meist an den Auste­nitkorngren­zen aufgrund thermi­scher Gitterschwingungen durch eine koopera­tive Gitter­sche­rung und seltener an anderen Gitterstörungen. Nach Überschreiten eines kritischen Radius wird der Keim wachs­tumsfähig und bildet eine Untereinheit (Subunit). An den Grenzflächen des ersten Bainitkeims bilden sich neue Keimstellen (sym­patheti­sche Keimbildung). Eine Keimbil­dung im Austenit ist trotz des dort erhöhten Kohlen­stoff­gehaltes möglich, da eine hochenergetische α-γ-Grenzfläche durch eine nieder­energe­tische α-α-Grenzfläche ersetzt wird,^[14] so dass damit die notwendige Energie zur Keimbildung zur Verfügung steht. Die Keimbil­dungs­geschwin­digkeit wächst mit steigender Unter­kühlung unter die Gleichge­wichtstempera­tur. Dafür werden die Untereinheiten kleiner und zahlreicher, weil das Wachstum der Unter­ein­heiten stoppt, sobald neue an ihren Phasengrenzen keimen. Die Größe der Unter­ein­heiten ist unabhängig von der Austenitkorngröße und der Bainitnadelgröße. Letztere wird von den Austenitkorngrenzen und schon vorhandenen Nadeln begrenzt. Dem gegenüber gehen Olson, Bhadeshia und Cohen in einer neu­eren Arbeit da­von aus, dass die Keimbil­dung des Bainits wie die des Martensits auf dem Vorhandensein von präfor­mier­ten Keimen beruht.^[15] Es werden wachs­tumsfähige Embryonen kriti­scher Größe angenommen, so dass das Problem der Keimbildung auf den Beginn des Keimwachstums reduziert wird. Die sympathetische Keimbildung wird damit erklärt, dass es durch die wachsen­den Bainitna­deln zu Anpassungsver­formungen im Austenit mit Verset­zungsanord­nungen in der Nähe der wachsenden Nadel kommt, die präformierten Keimen entsprechen.

Keimwachstum

Bild 3: Gefüge von 80 Si 13 nach 2h Umwandlung bei T_u=350 °C (21000x)

Im Temperaturbereich der bainitischen Umwandlung findet praktisch keine Diffusion der Matrixatome statt, während gleichzeitig eine hohe Diffusionsfähigkeit der Kohlenstoff- und Stickstoffatome gegeben ist. Die Phasengrenzfläche zwischen Austenit und Ferrit ist teilkohä­rent und kann als aus Grenzflächenversetzungen aufgebaut angesehen werden. Die Um­wandlung geschieht durch thermisch aktiviertes Gleiten dieser Grenz­fläche durch das Atom­gitter, wobei größere Bewegungen der Matrixatome ohne Platzwechsel­vorgänge erfolgen.^[16] Diese scherungsbedingte, martensitähnliche Umwandlung ist durch die Diffu­sion der Interstitionsatome kontrolliert, die im Vergleich zur Geschwindigkeit einer gleiten­den Grenzfläche langsam abläuft.

Bhadeshia betrachtet die gekoppelten Vor­gänge der Kohlenstoffdif­fu­sion und der Gitter­scherung im Zu­sammenhang mit der thermisch aktivierten Bewegung der Um­wand­lungsfront.^[17] Während der War­tezeit der Umwandlungs­front vor einem Hindernis bis zum nächsten akti­vierenden Ereignis können Diffusionsvorgänge ablaufen, die die freie Enthalpie der Pro­duktphasen absenken und damit die treibende Kraft für die Grenz­flächenbewe­gung erhöhen. Nach Über­windung des Hindernisses läuft die Umwandlungsfront dann wieder frei, ohne Behinderung durch Diffu­sionsprozesse, bis sie auf das nächste Hindernis trifft.

Dieser Vorstellung steht ein Diffusionsmodell gegenüber, in dem das Wachsen des bainitischen Ferrits der diffusionskontrollierten Bewegung von Stufen (Ledges)in der α-γ-Grenzfläche zugeschrieben wird, also dem gleichen Mechanismus, der auch im Zusammen­hang mit der Bildung des voreutektoiden Ferrits mit Widmannstätten-Struktur diskutiert wird.^[18] Sandvik stellt jedoch fest, dass die im verformten Austenit auftretenden Verformungszwillinge von wachsenden Bainitnadeln überlaufen werden und sich als Gitterstörungen im Ferrit wieder­finden.^[19] Eine Umwandlung durch diffusionskon­trollierte Bewegung von Stufen müsste aber an Zwillings­grenzen stoppen, da dort die notwen­dige Gitterko­härenz gestört ist. Auch die Übernahme des Gitter­fehlers in den Ferrit widerspricht einer diffusionskontrollierten Umwandlung. Wichtig ist nach dem von Dahmen geführten Nachweis, dass ein Oberflächenrelief auch durch eine diffu­sions­kontrol­lier­te Um­wandlung ent­stehen kann und damit kein ein­deutiges Anzeichen einer scherungskon­trollierten Umwandlung ist.^[20]

Thermodynamik

Die treibende Kraft einer Umwandlung ist durch die Differenz der freien Enthalpien der Ausgangsphasen und der Produktphasen gegeben. Dabei müssen sich nicht unbedingt die Gleichgewichtsphasen einstellen, die die größte Differenz der freien Enthalpie zu den Ausgangsphasen besitzen. Sowohl die martensitische als auch die bainitische Umwandlung führen zu einem metastabilen Zustand. Diese Zustände liegen mit ihrem Energie­inhalt über dem Gleichgewichtszustand in einem relativen Minimum und können sich unter be­stimm­ten Voraussetzungen unter Energieabgabe in Richtung Gleichgewicht verschieben.^[21] Solche metastabilen Zustände können bei der bainitischen Umwandlung zum Beispiel durch kohlenstoff­reichen Ferrit im Gleichge­wicht mit ε-Carbid erreicht werden. Auch das Auf­treten von Konzentrationsgradienten, durch die die Unterschiede der freien Enthaltpie innerhalb der Phasen sehr verschieden sein können, führen zu metastabilen Zuständen.

Bild 4: Freie Enthalpie der Alpha-Gamma-Umwandlung im Gleichgewicht

Bild 4 zeigt die Abhängigkeit der freien Enthalpie der Phasen α und γ von ihrem Kohlen­stoffgehalt. Eine Gleichgewichtsreaktion von γ mit der Kohlenstoffkon­zen­tration X_γ erfolgt zu α mit der Kohlenstoffkonzen­tration X^γα und γ mit der Kohlenstoff­kon­zen­tration X^αγ. Die beiden Gleichgewichtskonzentrationen liegen auf einer Tangente mit der Gleichung

$\Delta G (X) = G^{\gamma \alpha} + (X-X^{\gamma \alpha}) \frac {G^{\alpha \gamma} - G^{\gamma \alpha}} {X^{\alpha \gamma} - X^{\gamma \alpha}},$

die sowohl an der α- als auch an der γ-Parabel anliegt.^[22]

Um die Gleichgewichtskonzentration von X^γα in α bzw. X^αγ in γ zu erreichen ist eine starke Kohlen­stoff­diffusion notwendig. Dabei sinkt die freie Enthalpie der γ-Phase etwas von G_γ auf G^αγ, während die freie Enthalpie eines in α umgewandelten Volumenelements stark auf G^γα erniedrigt wird. Das Gesamtsystem senkt dabei seine freie Enthalpie um den Betrag ΔG ab. Die Triebkraft für die Umwandlung ist durch ΔG_α gegeben.

Bei veränderten Umwandlungsbedingungen kann unter der Voraussetzung einer hinreichenden Triebkraft eine Nichtgleichgewichtsreaktion ablaufen, bei der in den Produktphasen von X^γα bzw. X^αγ verschiedene Kohlenstoffkonzentrationen eingestellt werden. In Bild 5 ist angenommen, dass Austenit mit Konzentration X_γ in Ferrit mit der Konzentration X_α > X^γα umwandelt. Erfolgte die Umwandlung rein diffusionskontrolliert, so würde die Trieb­kraft ΔG_α allein durch die Bewegung des Diffusionsfeldes vor der Umwandlungsfront dissipiert werden (ΔG = ΔG_α), an der sich dann die Konzentration X_m < X^αγ einstellen würde.^[23] Wird aber ein Anteil ΔG_s für die Bewegung der Phasengrenzfläche und den sche­rungs­bedingten, kooperativen Atomtransfer über die sich bewegende Grenzfläche benötigt,^[24] so stellt sich dort die Konzentration X_i < X_m ein.

Bild 5: Aufteilung der freien Enthalpie in scherungs- und diffusionsbedingten Anteil

Die Aufteilung von ΔG_α in ΔG_d und ΔG_s ergibt sich aus der Bedingung, dass die Diffusion mit der gleichen Geschwindig­keit wie die Scherung ablaufen muss. Durch diese Koppelung von Diffusion und Scherung bilden sich die Kohlenstoff­konzen­trationen dyna­misch vor der sich bewegenden Grenzfläche aus, wie Bild 14 zeigt. Die höchste Kohlen­stoffkon­zentration des Austenits X_i stellt sich in der Grenz­fläche ein. Der Kohlenstoff diffundiert von dort in den Austenit ab, wodurch der Kohlen­stoffgehalt des Austenits X_γ steigt (gestri­chelte Kurve in Bild 14). Nähert sich X_γ an den Wert X_m, so wird eine weitere Reaktion un­mög­lich, da keine Enthalpieabsenkung des Gesamtsystems ΔG mehr auftritt. Die bainiti­sche Um­wandlung kommt zum Erliegen und kann nur durch Absenken von X_γ z.B. durch Carbid­bil­dung oder durch Absenken der Temperatur fortgesetzt werden.

Restaustenit

Voraussetzung für eine vollständig ablaufende bainitische Umwandlung ist die Carbidbildung aus dem Austenit. Da Carbide große Mengen an Kohlen­stoff aufnehmen, stellen sie Kohlen­stoffsenken dar, die Kohlenstoff aus dem Austenit absaugen. Kohlen­stoffanreiche­rungen im Austenit, die – wie oben gezeigt – die Umwandlung zum Erliegen bringen würden, sind dann nicht mehr möglich. Wird die Carbidbildung, beispielsweise durch Silizium als Legierungs­element verhindert oder verzögert, so werden größere Austenitmengen nicht umgewandelt. Sie liegen dann nach dem Abschrecken auf Raumtempera­tur ganz oder teilweise als Restaustenit vor. Die Restaustenitmenge ist davon abhängig, wie weit sich die Martensitstarttem­peratur im ver­bliebenen Austenit abge­senkt hat.

Unterer Bainit

Bild 6: Gefüge von 80Si10 nach 4h Umwandlung bei T_u=250 °C (1200x)

Der untere Bainit entsteht bei relativ niedrigen Umwandlungs­temperatu­ren von unterhalb der Übergangstemperatur zum oberen Bainit bis unterhalb der Martensitstarttemperatur. Theore­tisch kann sich unterer Bainit bis zur Martensitfinishtempe­ratur bilden. Bild 6 zeigt das Gefüge von unterem Bainit im Siliziumstahl 80Si10.

Bildungskinetik

Vasudevan, Graham und Axon stellen für die Bainitbildung eine Änderung der Umwandlungskinetik bei Unter­schreiten einer Temperatur von 350 °C fest und identifiziert das Umwandlungsprodukt als unteren Bainit.^[25] Dieser wächst mit einer Aktivierungsenergie von 14 000 cal/mol (0,61 eV), die im Zusammenhang mit der Kohlenstoffdiffusion im über­sättigten Ferrit als geschwin­digkeits­bestimmender Prozess diskutiert wird. Wegen des steigenden Kohlen­stoff­gehaltes nimmt bei sinkenden Umwand­lungstemperaturen der Volumen­sprung bei der α→γ Umwand­lung zu.

Radcliffe und Rollason geben als Aktivierungs­energie für die Bildung des unteren Bainits Werte von 7 500 bis 13 000 cal/mol (0,33 bis 0,56 eV), J. Barford solche von 14 500 bis 16 500 cal/mol (0,63 bis 0,72 eV) an.^[26][27] Dabei wird von einem eigenen Um­wandlungs­mechanismus für den unteren Bainit ausgegangen.

Kohlenstoffaufteilung an der Umwandlungsfront

Bild 7: Kohlenstoffgradient in der Nähe der Grenzfläche im unteren Bainit

Bei den niedrigen Umwandlungstemperaturen kann wegen der geringen Diffusionsfähigkeit des Kohlenstoffs im Austenit und den gemessenen hohen Umwandlungsgeschwindigkeiten kein nen­nens­werter An­teil des Kohlen­stoffs vom Ferrit in den Austenit abdiffundie­ren. Es findet also zunächst eine martensitische Umwandlung des Austenits bei nahezu voller Kohlenstoff­übersätti­gung statt, so dass der Kohlen­stoffgehalt des gebildeten Ferrits fast gleich dem des Austenits bleibt. Bild 7 verdeutlicht diesen Sach­verhalt. Der hohe Kohlenstoff­gehalt im Ferrit kann sich nach der Umwandlung entweder durch Carbidbildung im Ferrit, oder durch Abdiffusion in den Restaustenit vermindern.^[28]

Carbidbildung

Bild 8: Schematische Darstellung der Carbidanordnung im unteren Bainit

Bild 9: Schematische Darstellung des Bildungsmechanismus des unteren Bainits

Zunächst dachte man daran, dass bei der Bildung des unteren Bainits die Carbide unmittelbar an der Grenzfläche aus dem Austenit so ausgeschieden werden, dass sich die Grenzflächenenergie minimiert.^[29] Bhadeshia konnte jedoch nachweisen, dass sich die Carbi­de während der Umwandlung aus dem Ferrit aus­schei­den.^[30]

Ähnlich wie beim angelassenen Martensit bilden sich die Carbide im Inneren der Ferritna­deln in gleichen kristallogra­phi­schen Richtungen mit Winkeln zur Nadelachse von etwa 60° (vgl. Bild 8). Dabei handelt es sich meist zunächst um ε-Carbid ( Fe_2,4C ), das nach längeren Um­wand­lungs­zeiten in Zemen­tit über­geht. Die Ausscheidung der Carbide hinter der Um­wand­lungs­front senkt die Kohlen­stoff­über­sättigung des Ferrits und damit die freie Enthal­pie des Gefüges. Die Carbidform entspricht dem Zustand minimaler Ver­zerrungsenergie. Die Zahl und die feine Verteilung der Carbide sind für die guten mechanischen Eigenschaften des unteren Bainits verantwort­lich.

Im Zusammenhang mit der Lage der ausgeschiedenen ε-Carbide in einem Winkel von 60° zur Ferrit­nadel­achse wurde vermutet, dass sich die Ausschei­dungen an Verformungszwillin­gen ausbilden. Es konnte aber keine Korrespondenz zwischen der Orientierung der Carbid­aus­schei­dungen und den Zwillings­ebenen im Ferrit festgestellt werden. Daher nahm man an, dass die Carbid­ausschei­dung aus energetischen Gründen orientiert erfolgt.

Man wies aber nach, dass durch den wach­sen­den Ferrit bei der Verformung des Austenits Zwillinge entstehen. Die­se Zwillinge im Auste­nit wer­den von der Umwandlungs­front ge­schert und in das krz Gitter „übergeführt“. An diesen Gitterstö­rungen bilden sich im weiteren Verlauf der Umwand­lung Carbide. So ist es zu erklären, dass die Habitus­ebene der Carbid­aus­scheidung keiner Zwillingsebene im Ferrit entspricht.

Bei dem von Spanos, Fang und Aaronson entwickelten Mechanismus der Carbidbildung wird, wie in Bild 9 skizziert, von langen Ferritkeimen (1) ausgegangen, an denen im zweiten Schritt durch sym­patheti­sche Keimbildung weitere Ferriteinheiten entstehen (2).^[31] Der zwi­schen den Ferrit­einheiten eingeschlossene Austenit reichert sich durch Diffusion aus dem Ferrit stark an Kohlen­stoff an, bis es zur Carbidbildung aus dem Austenit kommt (3). Im letzten Schritt schließen sich die Lücken um die Carbide, da nunmehr weitere Ferritbildung in den – jetzt an Kohlenstoff verarmten – Austenitbereichen erfolgen kann. Wandernde Kleinwinkel­korn­grenzen gleichen vorhandene Orientierungsunterschiede zwischen den Ferriteinheiten aus, so dass ihre ehemaligen Begrenzungen nahezu verschwinden (4).

Orientierungsbeziehung

Nach Bhadeshia tritt zwischen Austenit und Ferrit des unteren Bainits überwiegend die Kurdjumov-Sachs-Orientierungsbeziehung auf.^[32]

(2.6)

$(0\overline 11)_\alpha \| (111)_\gamma$

$[1\overline 1\overline 1]_\alpha \| [\overline 110]_\gamma$

Gleichzeitig bestehen Orientierungsbeziehungen nach Nishiama-Wasser­mann.

(2.7)

$(011)_\alpha \| (111)_\gamma$

$[0 \overline 11]_\alpha \| [\overline 1\overline 12]_\gamma$

Die beiden Orientierungsbeziehungen unterscheiden sich nur um etwa 5°. Als Orientie­rungs­beziehung zwischen Ferrit und Zementit gilt für den unteren Bainit

(2.8)

$(00\overline 1)_{Fe_3C} \| (112)_\alpha$

$[100]_{Fe_3C} \| [1\overline 10]_\alpha$

$[010]_{Fe_3C} \| [111]_\alpha$

In einer neueren Untersuchung findet man dagegen die Orientierungs­beziehung nach Bagaryatski

(2.9)

$[100]_{Fe_3C} \| [1\overline 10]_\alpha$

$[010]_{Fe_3C} \| [1\overline 1\overline 1]_\alpha$

$[001]_{Fe_3C} \| [211]_\alpha$

erfüllt. Schließlich gelingt es Shackleton und Kelly nicht, für den unteren Bainit eine Orientierungs­bezie­hung zwischen Zementit und Austenit nachzuweisen.^[33] Daraus schließt man, dass der Zemen­tit beim unteren Bainit innerhalb des Ferrits ausgeschieden wird und nicht aus dem Austenit.

Die ε-Carbide weisen nach Dorazil, Podrabsky und Svejcar Orientierungsbeziehungen zum Austenit als auch zum Ferrit auf, die sich durch

$(0001)_\epsilon \| (11\overline 1)_\gamma$

$(01\overline 10)_\epsilon \| (2\overline 11)_\gamma$

$(0001)_\epsilon \| (\overline 101)_\alpha$

$(0\overline 110)_\epsilon \| (1\overline 21)_\alpha$

beschreiben lassen.^[34] Danach kann für das ε-Carbid nicht entschieden werden, ob es aus dem bainitischen Ferrit, oder aus dem Austenit ausge­schieden wird.

Restaustenitstabilisierung

Da bei den Temperaturen im unteren Bainitbereich kaum Kohlenstoff­partitio­nierung statt­findet, kann die bainitische Reaktion meist vollständig ab­laufen, so dass kein oder nur wenig Restaustenit zurück­bleibt. Wird die Reaktion jedoch vorzei­tig durch Abschrecken abgebro­chen, so wandelt sich der noch nicht bainitisch umgewandel­te Austenit martensitisch um und es kann je nach Kohlenstoffgehalt und Legierungs­zusammensetzung Restaustenit zurückblei­ben.

Durch Zulegieren von Silizium wird die Carbidbildung im C-übersättigten Ferrit unterdrückt. Der Kohlenstoff diffundiert daher in den noch nicht umgewandelten Austenit und erhöht dort den Kohlenstoffgehalt, bis die bainitische Umwandlung zum Erliegen kommt. Der dann noch nicht umgewan­delte Austenit ist so stark mit Kohlenstoff angereichert, dass er auch nach Abschrecken auf Raumtempera­tur als Restaustenit vorliegt.

Übergangstemperatur vom unteren zum oberen Bainit

Bild 10: Einfluss des Kohlenstoffgehaltes auf die Übergangstemperatur vom unteren zum oberen Bainit

Ein weiterer umstrittener Aspekt der Bainitbildung ist die Übergangs­temperatur vom unteren zum oberen Bainit. Man geht davon aus, dass diese – wie in Bild 10 gezeigt – mit steigenden Kohlenstoffgehalten von 400 °C auf etwa 550 °C bei 0.5 Masse% C ansteigt. Bei weiter steigen­den Kohlenstoff­gehalten stellt sich bei gleich­bleibender Umwandlungsge­schwindig­keit eine höhere Übersättigung des gebildeten Ferrits ein, so dass der Kohlenstoff immer langsa­mer in den Austenit abdiffundiert. Entsprechend werden immer höhere Um­wandlungs­tempera­turen für eine hinreichende Kohlenstoffdiffusion in den Austenit benötigt, damit sich dort Carbid­ausscheidungen bilden können. Über­schreitet der Zustand der Legierung die extrapo­lierte Acm-Linie des Fe-Fe₃C-Diagramms, so wird die Legierung quasi über­eutek­toid und es kommt zur Carbidausscheidung aus dem Austenit, was der Bildung des oberen Bainits entspricht. Deshalb sinkt die Übergangstemperatur oberhalb 0.7 Mas­se% C auf 350 °C ab. Unterhalb dieser Tem­pera­tur verläuft die Carbid­aus­scheidung aus dem Austenit langsa­mer als die aus dem Ferrit und es bildet sich unterer Bainit.

Bild 11: Schematisches Fe-Fe₃C-Diagramm mit eingezeichnetem metastabilen Fe-ε-Carbid-Diagramm

Das An­steigen der Übergangstemperatur für kleine Kohlenstoff­gehalte, wie man es be­obachtet hat, rührt jedoch von der Defi­ni­tion her, dass die Über­gangstemperatur die höchste Temperatur ist, bei der sich noch Carbid aus dem Ferrit ausscheidet. Da sich im Zuge der Bil­dung des oberen Bainits, beson­ders nach langen Um­wandlungszeiten, wegen der Kohlenstoff­anreicherung im Austenit und damit steigenden Übersättigung des Ferrits, durchaus auch Carbid im Fer­rit ausscheiden kann, repräsentiert die gefunde­ne Kurve nicht den Über­gang der Bil­dungs­mecha­nismen. Man führt vielmehr den Übergang vom oberen zum unteren Bainit auf das hypothetische Fe-ε-Carbid-Zu­stands­dia­gramm zurück. Bild 11 zeigt, dass sich unter 350 °C Umwandlungs­temperatur ε-Carbid aus dem Ferrit ausscheidet. Dementsprechend legt man die Über­gangstempe­ratur konstant bei 350 °C unabhängig vom Kohlenstoff­gehalt fest. Die Ausscheidung von ε-Carbid ist nach dieser Theorie der wichtigste Mechanismus der Bildung des unteren Bainits. Das metastabile ε-Carbid wandelt sich dann nach längeren Umwandlungszeiten in stabilen Zementit um.

Bild 12: Die Starttemperatur des unteren Bainits in Relation zu Bainit- und Martensitstarttemperatur

Eine weitere Betrachtungsweise der Übergangs­tempera­tur wird wie folgt vorgeschlagen: Man geht davon aus, dass bei Unterschreiten der Übergangstempera­tur ein Wechsel des Umwandlungs­mecha­nismus stattfindet, der eine eigene Kinetik und eine eigene Einsatztemperatur besitzt, die sich zwischen der Bainit- und der Martensitstarttemperatur einordnet (vgl. Bild 12). Die Über­gangstemperatur steigt, wie die beiden anderen Kurven mit sinken­dem Kohlenstoff­gehalt an, da auch für die Bildung unteren Bainits die erforderliche Triebkraft und damit die Unter­kühlung mit dem Kohlenstoffgehalt abnimmt. Das experimentell beobachtete Absinken der Über­gangs­temperatur bei niedrigen Kohlenstoff­gehalten wird hier als Härtbar­keitspro­blem bewertet. Der Austenitzerfall beginnt schon nach kürzester Zeit, so dass sich schon beim Abkühlen auf Umwandlungs­temperatur oberer Bainit bildet. Erst bei tieferen Umwandlungs­temperaturen kühlen die Pro­ben schnell genug ab. Die Ausscheidung von ε-Carbid aus dem übersättigten Ferrit wird als Wettlauf der Ausscheidung gegen die Ab­diffusion des Kohlen­stoffs in den Austenit dargestellt. Entsprechend reicht nur bei höher kohlenstoffhaltigen Stählen der im Ferrit vorhandene Kohlenstoff zur ε-Carbidbil­dung aus, was experimentell bestätigt wurde.

Oberer Bainit

Bild 13: Gefüge von 80Si10 nach 4h Umwandlung bei T_u=450 °C (1200x)

Bei Umwandlungstemperaturen unterhalb des Bereichs der Perlitbildung und oberhalb des Bereichs der Bildung des unteren Bainits entsteht oberer Bai­nit. Die Kohlenstoff­diffusion im Austenit ist für diese Phasen­umwandlung von entscheiden­der Bedeu­tung. Bild 13 zeigt das Gefüge von oberem Bainit im Siliziumstahl 80Si10.

Bildungskinetik

Im Temperaturbereich zwischen 350 °C und 400 °C findet man für die Um­wandlung eine Aktivierungsenergie von 34 000 cal/mol (1,48 eV), die etwa der für die Kohlenstoff­diffusion in γ-Eisen (1,34 eV) entspricht. Oberhalb 350 °C wird im Ferrit ein konstanter Kohlenstoff­gehalt von 0,03 % beobachtet, der der Gleichgewichtskonzentration nahe kommt. Gleichzeitig wird eine linear mit steigender Umwandlungs­temperatur sinkende Längen­änderung der Probe beobachtet.

Alternativ findet man für die Aktivierungsenergie der Bildung von oberem Bainit Werte von 18 000 bis 32 000 cal/mol (0,78 bis 1,39 eV), oder solche von 22 000 bis 30 000 cal/mol (0,95 bis 1,30 eV).

Kohlenstoffaufteilung an der Umwandlungsfront

Bild 14: Kohlenstoffgradient in der Nähe der sich bewegenden Phasengrenzfläche bei der Bainitischen Umwandlung

Der Ferrit des oberen Bainits enthält einen geringeren Kohlenstoffgehalt als der Austenit, aus dem er ent­stand, ist aber dennoch übersättigt.^[35] Diese Übersättigung vermindert sich mit steigender Umwandlungstemperatur durch die steigende Abdiffusion in den Austenit, der sich durch diesen Mechanismus stark an Kohlenstoff anreichert.^[36] Bei tiefen Umwand­lungs­temperatu­ren wird in der Nähe der Grenzfläche schnell ein Kohlen­stoffgehalt von Xm erreicht (vgl. Bild 14), da die Kohlenstoff­diffusion in den Austenit verzögert ab­läuft. Die bainiti­sche Reaktion kommt dadurch rasch zum Erliegen und kann nur durch erneute sym­patheti­sche Keimbildung weiterlaufen. Damit lässt sich die mit sinkender Umwandlungs­temperatur abnehmende Breite und wachsende Anzahl der Bainitaggregate erklären. Die hohe Anreicherung von Kohlenstoff im Austenit wird durch Carbidbil­dung vermindert. Ist Carbid­bildung unmöglich, z.B. durch hohe Si-Gehalte, so verbleiben große Mengen Restaustenit im Gefüge.

Carbidbildung

Bild 15: Schematische Darstellung der Carbidausscheidung im oberen Bainit

Wird der Austenit von wachsenden Ferritnadeln einge­schlossen, so rei­chert er sich so stark an, dass sich Carbide aus dem Austenit ausscheiden können. Es handelt sich dabei immer um Zementit, der direkt aus dem angereicherten Austenit ausgeschieden wird. Die Carbide des oberen Bainits liegen stets in Form mehr oder weniger kontinuier­licher Carbidfil­me zwi­schen den Ferritnadeln vor (vgl. Bild 15). Bei steigendem Koh­lenstoffgehalt der Legie­rung wer­den die Ferritnadeln dünner, die Carbidfilme diskontinu­ier­lich und treten häufiger auf. Man stellt fest, dass die Keimbildung der Carbide durch die Spannungen, die durch das Einformen der wachsenden Ferritnadeln in den umgebenden Austenit entstehen, erleichtert wird. Aus den Untersuchungen der Orientierungs­beziehung von Carbid, Austenit und Ferrit schließt man, dass die Carbide im oberen Bainit ebenfalls durch eine Gitter­sche­rung entstehen. Dieser Theorie widerspricht Aaronson und zeigt, dass sowohl die Bildung des bainiti­schen Ferrits als auch der Carbide mit einer diffusionskon­trollierten Umwandlung zu erklären sind.^[37]

Orientierungsbeziehung

Man beobachtet zwischen Austenit und Ferrit des oberen Bai­nits die Orientie­rungsbezie­hung nach Nishiyama-Wassermann, die auch beim unteren Bainit gültig ist. Im Rahmen der Genauigkeit der erzeugten Beu­gungsbilder kann ebenfalls die Kurdjumov-Sachs-Beziehung gültig sein. Für die Orientierung zwischen Zementit und Austenit schlägt Pitsch die Bezie­hung

$(010)_{Fe_3C} \| (110)_\gamma$

$[001]_{Fe_3C} \| [\overline 225]_\gamma$

$[100]_{Fe_3C} \| [5\overline 54]_\gamma$

Pickering dagegen

$(010)_{Fe_3C} \| (110)_\gamma$

$[001]_{Fe_3C} \| [\overline 112]_\gamma$

$[100]_{Fe_3C} \| [1\overline 11]_\gamma$

vor.^[38]

Nach Pickering werden keine Orientierungsbeziehungen zwi­schen Fer­rit und Zementit beobachtet, woraus er schließt, dass sich der Zementit nicht aus dem Ferrit, sondern aus dem Auste­nit ausscheidet.

Restaustenitstabilisierung

Reichert sich der Austenit stark mit Kohlenstoff an, so kann, falls die Anreicherung nicht durch Bildung von Carbiden verringert wird, die Bainit­bildung zum Erliegen kommen. Dieses Phä­nomen wird im Rahmen der kineti­schen Definition des Bainits als „Phänomen der unvoll­stän­di­gen Umwand­lung“ bezeichnet. Im Temperaturbereich dieser unvollständigen Umwand­lung ist die Keimbildung des Zementits behindert. Das kann durch Zugabe von Chrom oder Silizium erreicht werden. In beiden Fällen erweist sich der angerei­cherte Austenit als sehr stabil gegen Abschrecken auf Raumtem­peratur, so dass erhebliche Mengen an Restau­ste­nit zurückblei­ben können, die die mechanischen Ei­genschaften der Legie­rung wesentlich beeinflussen.

Einfluss der Legierungselemente auf die Bainitbildung

Die Abschätzung des Einflusses der Legierungselemente auf die Bainitbil­dung ist relativ komplex, da sich die Kinetik der auftretenden Reaktionen oft nicht proportional zu den Anteilen an Legierungszusätzen ändert. Erschwe­rend kommt hinzu, dass sich die Elemente in ihrer Wirkung gegen­seitig beeinflussen. Legierungskomponenten, die mit den Eisenphasen einen Substitutionsmischkristall bilden, beeinflussen die bainitische Umwandlung nur indirekt, da in diesem Temperaturbereich der Bainitbil­dung keine Substitutionsatomdiffusion auftritt.^[39][40] So kann die Wachstumskinetik des Bai­nits durch eine Beeinflussung der Diffusionsrate des Kohlenstoffs durch das Legierungs­element verändert werden. Qualita­tiv betrachtet senken die Elemente Mangan, Nickel, Chrom und Silizium die Bainit­starttemperatur ab und ver­längern die Umwand­lungs­zeit. Die Elemente Chrom, Molybdän, Vanadium und Wolfram führen im ZTU-Diagramm zu einer Trennung des Perlitbereichs vom Bainitbereich und zur Bildung eines umwand­lungs­trägen Bereichs.

• Kohlenstoff ist der wesentliche Einflussfaktor bezüglich der Morphologie des Bainits. Bei steigendem Kohlenstoffgehalt kommt das Breitenwachstum der Bainitnadeln wegen der er­schwerten Kohlenstoffdiffusion früher zum Erliegen. Entsprechend werden die Bainitnadeln dünner und zahlreicher. Ein steigender Kohlenstoffgehalt fördert außerdem die Carbidbildung sowohl aus dem Ferrit (beim unteren Bainit), als auch aus dem Austenit (beim oberen Bainit). Mit steigendem Kohlenstoffgehalt wird die Inkubationszeit verlängert und die Bainit­starttem­pera­tur ( B_s ) abge­senkt.

• Durch Zugabe von Chrom wird ebenfalls die Inkubationszeit verlängert und B_s abge­senkt. Die Steigerung der Austenitbeständigkeit kann so weit führen, dass in bestimmten Tempera­tur­bereichen über lange Zeiten keine Umwandlung mehr stattfindet und ein umwandlungs­träger Bereich auftritt.

• Silizium hebt die A_C1- und die A_C3-Temperatur des metastabilen Fe-Fe₃C-Diagramms an und verschiebt die eutektoide Konzentration zu geringeren Kohlenstoffgehalten. Die Kinetik der Perlit- und der Bainitbildung wird durch Silizium nur unwesentlich beeinflusst.^[41] Silizi­um ist in Zementit praktisch unlöslich.

• Mangan erhöht stark die Austenitstabilität sowohl in der Perlit als auch in der Bainitstufe,^[42] was in Manganstählen zu hohen Restaustenitgehal­ten führen kann und die Um­wand­lungs­zeiten in der Bainitstufe relativ lang werden lässt. Dadurch wird, auch für die bainiti­sche Um­wandlung, die Durchvergütbarkeit verbessert. Mangan ist im Zementit löslich und bildet mit Kohlenstoff Mn₃C mit einer zum Zementit isomorphen Struktur.

• Ein Zusatz von Nickel führt wie Chrom oder Mangan zu einer Erniedrigung von B_S. Bei hohen Nickelgehal­ten schnürt sich der Bereich der vollständigen bainitischen Umwandlung stark ein, beispielsweise auf den Temperaturbe­reich bis 10 °C über der Martensitstarttemperatur bei Zug­abe von 4 % Nickel.^[43]

• Molybdän erhöht die A_C3-Temperatur ohne die A_C1-Temperatur zu beein­flussen. Es ver­zögert vor allem die voreutektoi­de Ferritausscheidung und die Perlitbildung.^[44] Das erleichtert bei großen Bauteilen das Abkühlen auf die Temperaturen der bainitischen Um­wandlung ohne Voraus­scheidung von Ferrit oder Perlit.

• Die Ferrit- und die Perlitbildung werden ebenfalls durch Bor stark verzögert. Der Perlitbe­reich verschiebt sich zu längeren Um­wandlungszeiten, während die Bainitbildung unbeein­flusst bleibt. Vor allem bei der kontinuierlichen Umwandlung können so rein bainiti­sche Gefüge erzeugt werden. Dabei ist es wichtig, dass vorhandener Stickstoff durch Aluminium oder Titan gebunden wird, da die sonst entstehenden Bornitride eine Versprödung ver­ursachen.

Die bainitische Umwandlung in Siliziumstählen

Bild 16: Verlauf der Si- und C-Konzentrationen X (linkes Teilbild) sowie der Si und C-Aktivitäten A (rechtes Teilbild) bei der Keimbildung von Zementit

Bei siliziumhaltigen Stählen ergeben sich, im Vergleich zu den schon beschriebenen Mecha­nismen der bainitischen Umwandlung in siliziumfreien Stählen, einige Besonderheiten, da Silizium die Bildung von Zementit unterdrückt. Da die Carbidbildung Voraus­setzung für eine voll­ständige bainitische Umwandlung ist, kommt es in Siliziumstählen zu unvoll­ständi­gen Umwandlungen mit hohen Restaustenitgehalten. Untersuchun­gen an Silizium­stählen kön­nen wichtige Hinweise für die Aufklärung der Bildung des bainitischen Ferrits liefern, da die Umwandlungsprodukte nicht durch eine nachfolgende Carbidbildung ver­ändert werden.

Silizium ist in Zementit praktisch unlöslich. Das Wachstum eines Zementit­keimes setzt also die Abdiffusion von Silizium voraus, die bei den Umwandlungs­temperaturen der Bainitbildung nur sehr langsam erfolgen kann. Um den Zementitkeim baut sich ein Silizium­gradient auf, der lokal die Aktivität des Kohlenstoffs stark erhöht (vgl. Bild 16).^[45] Da­durch wird der Kohlen­stoffzufluss zum Zementitkeim reduziert, so dass der Keim nicht weiter wachsen kann.

Die Umwandlung im Bereich des oberen Bainits läuft in Siliziumstählen wegen der er­schwerten Carbidbildung in zwei Phasen ab. In der ersten Phase entsteht bainitischer Ferrit mit relativ hoher Bildungsgeschwin­dig­keit, wobei der umgebende Austenit stark mit Kohlenstoff angereichert wird. In der zweiten Phase, die in Siliziumstählen erst nach sehr langen Zeiten einsetzt,^[46] bilden sich dann Carbide aus diesem angereicher­ten Au­ste­nit. Durch die Absenkung des Kohlenstoffgehaltes im Austenit kann die Ferritbil­dung weiter­laufen, und es bildet sich Sekundärferrit durch seitliches Wachsen der vorhandenen Ferritna­deln. Im Bereich des unteren Bainits scheiden sich schon nach kurzen Umwand­lungs­zeiten ε-Carbide innerhalb des Ferrits aus, da Silizium die ε-Carbidbildung wenig beeinflusst. Lediglich die Umwandlung des ε-Carbids in Zementit wird durch das vorhandene Silizium unterdrückt. Durch die vorhandene Carbidbildung weist der untere Bainit geringe­re Restaustenitmengen als der obere Bainit auf. Die gefundenen Carbide können nicht als Zementit identifiziert werden, da sie erhebliche Mengen an Silizium enthalten. Auch Röhrig und Dorazil berichten vom Auftreten von Silicocarbiden nach länge­rer Umwandlung im Temperaturbereich des oberen Bai­nits.^[47][48]

Bei höherem Siliziumgehalt und Umwandlungstemperaturen zwischen 350 °C und 400 °C können große Restaustenitbereiche entstehen, die nur wenig mit Kohlenstoff angereichert sind, und sich negativ auf die mechanischen Eigen­schaften der Legierung auswirken. Im Austenit, der zwischen wachsenden Ferritnadeln einge­schlos­sen ist, finden sich Verformungs­zwillinge, die auf den lokal hohen Kohlenstoff­gehalt des Austenits zwischen den Ferritnadeln deuten.

Phänomen der unvollständigen Umwandlung

man beobachtet, dass die bainitische Umwandlung bei Annäherung an B_S immer unvoll­ständiger verläuft, bis sie bei B_S zum Erliegen kommt. Nach einiger Zeit, in der nichts geschieht, setzt Perlitbildung ein. Wird nun durch Zugabe von Legierungselementen der Temperaturbereich der Perlit­bildung zu höheren oder der Bainitbildung zu tieferen Tempera­turen verschoben, so entsteht ein Temperaturbereich, in dem Umwandlungen, wenn über­haupt, erst nach sehr langen Zeiten ablaufen. Man erklärt dieses Phänomen mit der unter­drückten Carbidbildung bei höheren Temperatu­ren. Der Austenit reichert sich schnell mit Kohlen­stoff an, so dass die Umwandlung schon nach kurzer Zeit zum Stillstand kommt.

Auch an dem Phänomen der unvollständigen Umwandlung entzündet sich die Kontroverse um den Mechanismus der Bainitbildung. Bradley und Aaronson führen den umwandlungsträgen Bereich auf einen „Solute Drag Like Effect“ (SDLE) zurück.^[49] Dieses Modell geht davon aus, dass Substitu­tionsatome im Tempera­turbereich der Bainitbildung nicht frei durch das Atomgitter diffun­dieren können, sich aber in der bewegten Phasengrenzfläche anreichern. Handelt es sich dabei um Elemente, die die Kohlenstoffaktivität erniedri­gen, so sinkt die treibende Kraft für die Abdiffusion des Kohlenstoffs aus dem Ferrit in den Austenit. Dieser Effekt erniedrigt die Umwandlungs­geschwindigkeit und kann im Extremfall die sich während der Umwand­lung bewegende Phasengrenzfläche schon nach kurzer Zeit, durch Bildung von Carbiden innerhalb dieser Grenzfläche, zum Stillstand bringen. In einer direkten Stellungnahme widersprechen Bhadeshia und Edmonds, da es Beispiele für Legierungs­elemente gibt, die die Kohlen­stoff­aktivität erniedrigen, aber keinen um­wand­lungs­trägen Bereich verursachen.^[50] Ferner lässt sich mit dem SDLE nur der umwand­lungs­träge Bereich zwischen Bainit und Perlit erklären, nicht aber der zweite umwandlungsträge Bereich, der zwischen unterem Bainit und oberem Bainit gefunden wurde.

Mechanische Eigenschaften bainitischer Eisenbasislegie­rungen

Verfestigungsmechanismen

Die wichtigsten im bainitischen Gefüge auftretenden Verfestigungsmecha­nismen sind die Korn­grenzen­ver­festigung, die Versetzungsverfestigung, die Mischkristallverfestigung und die Dispersions­ver­festigung.

Bei der Korngrenzenverfestigung stellt sich die Frage, wie eine Korngröße im bainitischen Gefüge zu definieren ist. Eine Möglichkeit ist die ehemalige Austenitkorngröße, die indirekt die Länge der Bainitna­deln und die Größe der Pakete bestimmt, die sich aus mehreren Nadeln zusammen­setzen. Edmonds und Cochrane finden für die Austenitkorngröße keine Beziehung zu den Festig­keits­eigenschaften, während sie für die Paketgröße die Beziehung

$\sigma _{Latten} \propto l^{-1}$

finden.^[51]

Man definiert die Breite der einzelnen Bainitnadeln als Korngröße und bestimmt

$\sigma_{Kg} = \alpha_3 \cdot d^{- \frac 1 2}$

die der Hall-Petch-Beziehung entspricht. Da die Ferritnadeln mit sinkender Umwandlungs­temperatur kleiner und zahlreicher werden, kann der beobachtete Festigkeits­anstieg begründet werden.

Je nach Umwandlungstemperatur liegen im bainitischen Ferrit hohe Ver­setzungsdichten von 109 bis 1010 cm^–2 vor. Die Versetzungsdichte nimmt wegen der abnehmenden Einfor­mung des Ferrits bei steigenden Umwandlungs­temperatu­ren ab. Sie ist umso höher, je mehr Carbide vorhan­den sind.

Nur ein Teil dieser Versetzungen nehmen als Gleitversetzungen an der plastischen Ver­formung teil. Ihre Bewegung durch das Metallgitter wird durch die räumliche Struktur der nichtgleit­fähigen Versetzungen, die gelösten Fremdatome, die Carbide sowie durch Korn- und Phasengrenzen behindert.^[52] Der Anteil der Versetzungsverfestigung lässt sich quan­ti­ta­tiv durch

$\sigma_{vers} = \alpha_1 \cdot G \cdot b \cdot \sqrt{\rho}$

abschätzen. α₁ ist dabei eine Konstante, G der Schubmodul, b der Betrag des Burgersvektors und ρ die Gesamtversetzungsdichte.

Die Wechselwirkung zwischen Gleitversetzungen und in den je­weiligen Gleitebenen liegen­den Interstitions- oder Substituti­onsatomen führen zu einem Spannungsanteil

$\sigma_{MK} = \alpha_2 \cdot G \cdot C^M$

wobei α₂ und M Konstanten sind und C die Fremdatomkonzentration. Der im bainiti­schen Ferrit gelöste Kohlenstoff wächst mit sinkender Umwand­lungstemperatur an, was zu zuneh­mender Mischkristallverfestigung führt.

Die Carbide im oberen Bainit beeinflussen die Festigkeitseigenschaften nur dahingehend, dass sie die Rissbildung und -ausbreitung begünstigen. Mit den Gleitversetzungen treten sie nicht in Wechselwirkung, da sie an den Ferritnadelgrenzen liegen. Im unteren Bainit verursachen die im Ferrit gebildeten Carbide eine Ausscheidungsverfestigung, die den Spannungs­anteil

$\sigma_{K} = A \cdot n_e \ln \left( \frac B n_e \right)$

liefert. Dabei ist n_e die Anzahl an Carbidteilchen pro mm² und A, B Konstanten.

Zur Bestimmung der Festigkeitseigenschaften von Gemischen verschiedener Phasen wird die Mischungsregel

$\sigma = \sum_{i=1}^N {V_i \sigma_i}$

vorgeschlagen. Dabei stellt V_i den Volumenanteil des Gefüges i und σ_i den Festig­keitskennwert dar. Diese Abschätzung hat sich für die Mischung von oberem Bainit und Martensit als geeignet erwie­sen. Bei der Mischung von unterem Bainit mit Martensit treten jedoch größere Un­genau­igkeiten auf. Die Mischung von Bainit mit Restaustenit lässt sich nach dieser Formel beur­teilen, solange der Restaustenit nicht in Martensit umwandelt.

Einfluss des Restaustenits auf die mechanischen Eigenschaften

Man stellt fest, dass sich die Restaustenitmenge und -morphologie aufgrund der hohen Duktili­tät und Umwandlungsfähigkeit des Rest­austenits stark auf die Zähig­keits­eigen­schaften von unter­­schiedli­ch hoch siliziumhaltigen Stählen auswirkt. Bei der Ver­formung von Zuständen mit höherer Kohlenstoffkonzen­tration wandelt der Rest­austenit in Martensit um, während bei der Verformung von Zustän­den mit niedrige­rem Kohlen­stoffgehalt Zwil­lings­bildung im Austenit beobachtet wird. Die Rest­aus­tenit­men­ge, bei der die größte Bruch­dehnung auftritt, wird mit 33 bis 37 Vol% angegeben. Proben mit hö­herem Restaustenitge­halt (bis zu 50 Vol%) weisen wieder schlechte­re Zähigkeits­eigenschaften auf. Der Grund für dieses Verhalten liegt in der Mor­phologie des Restauste­nits. Bei ge­ringeren Restaustenit­gehal­ten liegt der Rest­austenit film­artig zwischen den Ferritnadeln und wirkt als Gleit­film zwischen den härteren Ferrit­aggregaten, wodurch die Ver­form­barkeit des Gefüges verbessert wird. Der Beitrag des Rest­austenits an der ge­samten Ver­formung ist wegen der dehnungs­induzierten Martensit­bildung sehr hoch, so dass eine Ver­größerung der Rest­austenit­menge ei­ner Ver­besserung der Bruch­dehnung gleichkommt. Bei höheren Restaustenit­mengen ordnet sich der Restaustenit blockför­mig an und sein Verfor­mungsmechanismus wechselt von der deh­nungsinduzier­ten Martensitbildung zur Verformung durch Zwil­lings­bildung. Da bei weiter steigendem Restaustenitge­halt der blockförmig angeordnete Anteil des Rest­austenits steigt, führt dies ab einer Restaustenit­menge von 37 Vol% wieder zu sinkenden Bruchdeh­nungen. Dieser Zusammenhang ist auch für den mit steigen­der Um­wandlungs­tempera­tur sinkenden K_IC-Wert verantwortlich.

Verformungs- und Festigkeitsverhalten

Die isotherme Bainitumwandlung bietet eine Reihe von Vorteilen. Im Gebiet des unteren Bainits werden neben hohen Festigkeiten sehr gute Zähigkeits­eigenschaften erreicht, wie es sich für Stähle mit einem Kohlen­stoff­gehalt von 0,1 bis 1 % zeigt. Dabei wurde der Chromge­halt von 0 bis 1 % und der Silizi­umge­halt von 0,1 bis 0,6 % variiert. Bei Um­wandlungs­temperatu­ren von 400 bis 600 °C wurde ein Streckgrenzenverhält­nis von 0,6 bis 0,8 ermittelt. Für Zugfestigkeiten über 850 N/mm² zeigten die in der Bainitstufe umgewandelten Stähle eine überlegene Duktilität gegen­über normal vergüteten Stählen. Diese sehr guten mechanischen Eigen­schaften des Bainits bleiben bis zu tiefsten Temperaturen erhalten. Ferner sind die Bruchdehnung, Brucheinschnürung und Kerb­schlagzähigkeit höher als bei ver­gleichbarer Festigkeit nach normaler Vergütung. Auch die Zeit­standfestigkeit, Dauerschwingfestigkeit und Zeitschwingfestigkeit werden durch dieses Wärmebehandlungsver­fahren günstig beein­flusst.

Der Übergang von unterem zu oberem Bainit bewirkt einen Sprung in der Übergangstemperatur der Schlagzähigkeit. Oberer Bainit zeigt dabei die höheren Übergangstempera­tu­ren, was auf die unterschiedliche Carbid­struktur zurückzuführen ist. Die Facetten­größe der Spaltbruchflächen stimmt mit der Größe der Bainitkolonien überein. Eventuell anwesender Martensit führt dabei zu einer Verkleinerung der Facetten­größe.

Mitunter zeigen bainitische Stähle eine recht geringe Streckgrenze. Schaaber macht dafür eine nur unvollständig durchgeführte Umwandlung verantwortlich.^[53] Nach seinen Untersuchun­gen erreicht die Streckgrenze nur dann ihr Maximum, wenn ein möglichst hoher Umwand­lungs­grad erreicht wird. Neben der Streckgrenze reagiert die Dauerfestigkeit besonders empfind­lich auf eine unvollständige Umwandlung.

Werkstoffe mit bainitischen Gefügezuständen werden erfolgreich für Ventil- und Tellerfedern eingesetzt, da die bainitischen Gefüge Vorteile in der Dauerfestigkeit und Zeitfestigkeit dieser Bauteile bringen. Man kann zeigen, dass die Dauerfestigkeit bainitisch umgewandelter Proben über der von vergüteten Proben mit vergleichbarer Zugfestigkeit liegt. Es ist dabei auf eine möglichst vollständige bainitische Umwandlung zu achten. Dabei zeichnet sich das bainiti­sche Gefüge dadurch aus, dass es durch innere oder äußere Kerben sowie von Rissen erzeug­te Spannungs­spitzen wirksam abbauen kann.^[54]

Die Umwandlung in der Bainitstufe ist aber nicht nur aufgrund der guten mechanischen Eigen­schaften interessant, sondern auch unter dem Aspekt einer verzugsarmen und praktisch härterissfreien Wärmebehandlung. Infolge der relativ hohen Umwandlungstempera­turen sind sowohl die Abschreck- als auch die Umwandlungsspannungen sehr viel geringer als bei der üblichen Härtung. Zudem ist die Umwandlung in der Bainitstufe mit erheblich kleineren Volumenänderungen verbunden als die martensitische Umwandlung.

Zyklisches Verformungsverhalten bei Raumtemperatur

Bei der zyklischen Beanspruchung von Stählen kann man nach Macherauch vier Ermüdungs­stadien unter­scheiden:^[55] Das elastisch-plastische Wechselverformungsstadium, das Mikroriss­bildungs­stadium, das Stadium der stabilen Rissausbreitung und schließlich den Ermüdungsbruch. Bei gehärteten Stählen überwiegt das Wechselverformungs­stadium und Mikrorissbil­dung tritt erst kurz vor dem Ermüdungsbruch auf. Bei normali­sierten oder vergüteten und dabei hoch angelassenen Stählen kann die stabile Rissausbreitung je nach Beanspruchungshöhe einen erheblichen Teil der Lebens­dauer umfassen.

Bild 17: Nennspannungs- Totaldehnungs-Hysteresisschleife mit den Kenngrößen der Wechselverformung

Bei elastisch-plastischer Wechselverformung liefert der Spannungs-Totaldeh­nungs­-Zusam­men­hang Hysteresisschleifen,^[56] denen bei hinreichend stabilisiertem Werkstoff­verhalten nach Bild 17 verschiedene Kenn­größen entnommen werden können. Bei spannungskon­trol­lier­ter Versuchsführung lassen sich die Totaldeh­nungsamplitude ε_a,t und die plastischen Deh­nungs­amplituden ε_a,p als Funktion der Lastspielzahl N bestimmen. Zyklische Ver­festigung (Entfe­stigung) ist dabei mit einer Abnahme (Zunahme) von ε_a,p und damit auch von ε_a,t ver­bunden. Bei totaldeh­nungskontrollierter Ver­suchs­führung stellen sich dagegen die Span­nungsamplituden σ_a und die plastischen Dehnungsamplituden ε_a,p als abhängige Größen ein. Eine zyklische Ver­festigung (Entfestigung) ist dabei mit einer Zunahme (Abnahme) von σ_a und einer Abnahme (Zunahme) von ε_a,p verknüpft.^[57] Werden die abhängigen Größen bei gegebener Beanspruchungsamplitude als Funktion des Logarithmus der Lastspiel­zahl aufgetragen, so ergeben sich sogenannte Wechselverformungskurven. Entnimmt man diesen zuge­hörige Wertepaare von σ_a und ε_a,p bzw. ε_a,t und trägt diese gegeneinander auf, so erhält man die zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve. Dieser können wie einer Spannungs-Deh­nungs-Kurve des Zugversuchs, zyklische Streck- und Dehn­grenzwerte entnommen werden.

Die Wechselverformungskurven erlauben Rück­schlüsse auf das Werkstoffverhalten während der zyklischen Beanspru­chung. Normalisierte Stähle zeigen meist nach einer quasi-elastischen Inkuba­tionszeit ein Lastspielzahlintervall starker Wechselentfestigung, an das sich ein Lebens­dauerbereich mit Wechselverfestigung anschließt. Die beobachtete Wechsel­entfestigung ist auf das Auf­treten von Dehnungsinhomogenitäten zurückzuführen, die als Ermüdungs­lüders­bänder über die Messstrecke laufen.^[58]

Auch vergütete Stähle zeigen nach einer Inkubations­zeit eine starke Wechsel­entfestigung, die bis zur Anrissbildung anhält. Mit steigender Spannungsamplitude sinkt dabei sowohl die Inku­ba­tions­­zeit, als auch die Lebensdauer ab. Da wegen der vorhandenen sehr hohen Verset­zungs­dichte eine Neubildung von Versetzungen unwahrscheinlich ist, müssen die auftretenden plasti­schen Verformungen durch Umordnung der vorhandenen Versetzungs­struktur erzeugt werden. Bei gehärteten Werkstoffzuständen bieten sich für die Ver­setzungen verstärkt Möglichkeiten zur elastischen Wechselwirkung mit den in erhöhter Nicht­gleichgewichtskon­zentration gelösten Kohlenstoff­atomen, was zu einer Wechselver­festigung führt. Da durch Anlassen der Anteil des gelösten Kohlenstoffs geringer wird, reduzieren sich die Wechselwir­kungsmöglichkeiten der Ver­setzungen mit den Kohlenstoffatomen und Umbildungen der Verset­zungs­struktur führen zu Wechselentfestigungen.

Für die stabile Rissausbreitung sind die zyklischen plastischen Deformationen an der Rissspitze maßgeblich. Die Rissaus­breitung wird durch die Schwingbreite der Span­nungsintensität ΔK bestimmt. Der Risslän­genzuwachs pro Lastwechsel wird durch

$\frac {da} {dN} = c ( \Delta K )^n$

beschrieben, wobei c und n Konstanten sind. Bei doppelt logarithmischer Auftragung von da/dN über ΔK ergibt sich ein linearer Zu­sammenhang. Unterhalb eines Schwellwertes von ΔK tritt kein Risswachs­tum mehr auf. Bei sehr hohen ΔK-Werten führt instabile Rissaus­breitung zum Bruch.

Literatur

• Axel Lünenbürger: Zum Umwandlungs- und Verformungsverhalten bainitisch-austenitischer Siliziumstähle. Hochschulschrift, Universität Karlsruhe (TH), Karlsruhe 1991. (Dissertation)
• Kay Meggers: Echtzeit Neutronen-Transmissionsuntersuchung der Austenit-Bainit Phasenumwandlungskinetik in Gusseisen. Hochschulschrift, Christian-Albrechts-Universität zu Kiel, Kiel 1995. (Dissertation)
• Hans-Jürgen Bargel (Hrsg.): Werkstoffkunde. Mit 204 Tabellen. 7., überarb. Aufl., Springer, Berlin u.a. 2000 (= Springer-Lehrbuch), ISBN 3-540-66855-1, S. 166 ff.
• Harshad K. D. H. Bhadeshia: Bainite in steels. Transformations, microstructure and properties. 2. rev. ed., IOM Communications, London 2001, ISBN 1-86125-112-2. (englisch) (Digitalisat, englisch, PDF-Datei)
• Jürgen Ruge, Helmut Wohlfahrt: Technologie der Werkstoffe. Herstellung, Verarbeitung, Einsatz. Mit 68 Tabellen. 8., überarb. und erw. Aufl., Vieweg, Wiesbaden 2007 (= Studium Technik), ISBN 3-8348-0286-7, S. 67 ff. (Medienkombination; mit DVD-ROM)
• Dieter Liedtke: Wärmebehandlung von Eisenwerkstoffen. 1. Grundlagen und Anwendungen. 7., völlig neu bearb. Aufl., expert-Verl., Renningen 2007, ISBN 3-8169-2735-1, S. 20, 30, 63 ff.

Einzelnachweise