Einleitung

Am Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH (MPIE), Abteilung Werkstofftechnik, wurden in den letzten Jahren neuartige hochfeste und hervorragend umformbare Mn-Al-Si-C-Stähle für den stofflichen und konstruktiven Leichtbau von Fahrzeugen entwickelt [1-5]. Die Motivation für diese Entwicklung basiert auf der konsequenten Weiterführung des konstruktiven und stofflichen Leichtbaus und den daraus resultierenden ressourcenschonenden sowie ökologischen Aspekten. Auf der Basis thermodynamischer Berechnungen und Konstitutionsuntersuchungen wurden hochmanganhaltige Stähle konzipiert und charakterisiert unter Berücksichtigung metallphysikalischer Mechanismen der Kristallplastizität und Festigkeitssteigerung. Diese Mechanismen sind: m-TRIP (multiple Transformation Induced Plasticity), TWIP (Twinning Induced Plasticity) und SIP (Shear Band Induced Plasticity). Die ausgezeichnete Tief- und Streckziehfähigkeit dieser Leichtbaustähle gestattet die Umformung zu Karosseriekomponenten mit komplexen Geometrien in einem Arbeitsgang. Dadurch wird eine kostengünstige Fertigung von Bauteilen mit hoher Maßhaltigkeit erzielt.

Außer der chemischen Zusammensetzung spielen die Mikrostrukturen eine wichtige Rolle für die Stahleigenschaften. Diese weisen eine oder mehrere koexistierende Phasen auf. TWIP-Stähle sind einphasig und vollkommen austenitstabilisiert. Des Weiteren treten Multiphasengefüge bestehend aus Austenit und Ferrit bzw. Martensit auf. Kennzeichnend für die hochaluminiumhaltigen Stähle sind nanodisperse к-Karbide in der austenitischen Matrix.

Konstitution der Legierungssysteme

Grundlage der Legierungskonzeption für die Entwicklung hochmanganhaltiger Stähle sind das binäre Eisen-Mangan-System und das ternäre Eisen-Mangan-Aluminium-System, dargestellt in Abbildung 1a und 1b. Das Temperatur-Konzentration-Diagramm Fe-Mn [6] weist drei Mischkristallphasen auf, das kubisch raumzentrierte (krz) α-Fe(Mn), das kubisch flächenzentrierte (kfz) γ-Fe(Mn) und das hexagonale (hex) ε-Fe(Mn). Das Mangan weitet das Austenitgebiet des Eisenmischkristalls zu tieferen Temperaturen von T < 910 °C auf und stabilisiert das kfz-Kristallgitter.

Im ternären System erstreckt sich das einphasige Austenitgebiet bis zu einer maximalen Konzentration von etwa 10 Masse % Al bei hohen Mn-Gehalten von 45 Masse % (Abb. 1b). Das Legieren mit Kohlenstoff stabilisiert den austenitischen γ-Fe(Mn,Al,C)-Mischkristall zusätzlich. Bei hohen Al-Gehalten von c_Al > 10 Masse % tritt als stabile koexistierende Phase der ferritische α-(Fe,Mn,Al)-Mischkristall auf.

In Abhängigkeit des Al- und C-Gehaltes entmischt sich spinodal als weitere Phase das κ-Karbid vom Perovskit-Strukturtyp der Zusammensetzung (Fe,Mn)₃Al C.

In Abhängigkeit der chemischen Zusammensetzungen der hochmanganhaltigen Stähle variieren die Differenzen der Gibbs-Enthalpien ΔG^γ→ε der koexistierenden Phasen γ und ε sowie die Stapelfehlerenergien Γ_SFE der Austenitmatrix. In Tabelle 1 sind für repräsentative Legierungszusammensetzungen die entsprechenden Werte und die hieraus resultierenden charakteristischen Verformungs- und Verfestigungsmechanismen zusammengefasst.

Verformungsmechanismen

Die plastische Verformbarkeit metallischer Werkstoffe resultiert allgemein aus der Erzeugung und Bewegung von Versetzungen. Die untersuchten Legierungen zeichnen sich dadurch aus, dass zusätzliche Verformungsmechanismen (Abb. 2) aktiviert werden. Die Gibbs’sche Freie Enthalpie für die γ→ε-Phasentransformation in TRIP-Stählen weist negative Werte von ΔG^γ→ε = -250 J/mol auf. Der metastabile Austenit transformiert durch aufgeprägte mechanische Spannungen in den hex ε-Martensit oder krz α'-Martensit. Zur übersichtlicheren Darstellung der martensitischen Transformation ist in Abbildung 2a die Bain-Transformation dargestellt. Für charakteristische Legierungszusammensetzungen kann die zweifache spannungsinduzierte martensitische γ_kfz→ε_hex→ α'_krz -Phasenumwandlung (vergl. Abb. 1a), der multiple TRIP-Effekt, realisiert werden.

Ausgeprägte Zwillingsbildung tritt im stabilen Austenit auf, wenn die Stapelfehlerenergie Werte von 20 < Γ_SFE < 25 mJ/m² annimmt. Durch eingeschobene Stapelfehler (hexagonale Gitterbereiche) und die 1/√2-[112]–Scherung werden infolge der Bewegung von a/6 [112]-Partialversetzungen, spiegelsymmetrische Kristallbereiche, die Verformungszwillinge gebildet.

In hochaluminium- und kohlenstoffhaltigen TRIPLEX-Stählen ist der austenitische Matrixmischkristall stark stabilisiert. Die Stapelfehlerenergien liegen im Bereich von Γ_SFE = 105 - 115 mJ/mol. Der wesentliche Verformungsmechanismus ist homogene Scherbandbildung auf {111}-Ebenen, der SIP-Effekt (Shear Band Induced Plasticity).

Mikrostrukturen

Die Mikrostruktur hochmanganhaltiger TRIP-Stähle (Abb. 3a) zeigt ein dreiphasiges Gefüge aus Austenit, bis zu 30 Vol.% α-Ferrit und geringen Volumengehalten von ε-Martensit. Bedingt durch die spannungsinduzierte martensitische Transformation nimmt der Austenitgehalt bei hohen Verformungsgraden auf etwa 10 Vol. % ab.

TWIP-Stähle mit hohen Mangangehalten weisen ein einphasiges austenitisches Gefüge auf, das nach der plastischen Verformung eine hohe Zwillingsdichte zeigt. Diese ist in der rasterelektronenmikroskopischen (REM) Aufnahme an der Reliefbildung deutlich erkennbar (Abb. 3b).

TRIPLEX-Stähle weisen eine austenitische Matrix, bzw. mit zunehmendem Aluminiumgehalt eine zweiphasig austenitisch/ferritische Struktur auf. Die Ferritphase ist zeilenförmig angeordnet und am helleren Bildkontrast in Abbildung 3c identifizierbar. Bei niedrigen Abkühlraten oder während der Auslagerung unterhalb 900 °C scheiden sich durch spinodale Entmischung nanodisperse κ-Karbide aus. Diese ordnen sich entlang der elastisch weichsten [100]-Kristallrichtung des Austenitgitters an und sind in transmissionselektronenmikroskopischen (TEM) Dunkelfeldaufnahmen (Abb. 3d) detektierbar.

Mechanische Eigenschaften

Die mechanischen Eigenschaften der hochmanganhaltigen Leichtbaustähle werden maßgeblich durch ihre spezifischen Verformungsmechanismen geprägt. Herausragendes Merkmal ist die hohe Duktilität dieser Legierungen. Als Beispiele sind in Abbildung 4a eine um 70 % gedehnte Rundzugprobe und in Abbildung 4b eine um 1080° verdrillte Flachzugprobe abgebildet. In hochmanganhaltigen TRIP-Stählen verursacht die spannungsinduzierte Bildung des ε- und/oder α'-Martensits eine hohe Verfestigung (Abb. 4c), da der neu gebildete Martensit die Bewegung von Versetzungen behindert. Ausgehend von einer Streckgrenze von R_p0,2 = 430 MPa werden maximale Zugfestigkeiten von R_m = 1100 MPa erreicht.

In TWIP-Stählen, die eine geringere Streckgrenze von R_p0,2 = 280 MPa aufweisen, bewirkt die intensive Bildung von Zwillingsgrenzen die Verformung und gleichzeitig eine lokale Verfestigung. Da diese Verfestigung insbesondere im Bereich höherer innerer Spannungen lokale Einschnürungen unterdrückt, tritt eine von ausgeprägten Einschnürungen freie homogene Verformung bis zu Bruchdehnungen von

ε > 90 % auf. Derart hohe plastische Dehnungen sind für metallische Werkstoffe, selbst für NiCr-Stähle und Nickelbasislegierungen, die ebenfalls eine austenitische Matrix aufweisen, außergewöhnlich.

Die homogene Scherbandbildung in TRIPLEX-Stählen führt bei einer geringeren Verfestigung ebenfalls zu hohen Dehnungen. Die feindispersen κ-Karbide in der austenitischen Matrix verhindern das Auftreten von Einschnürungen durch gleichförmige Verteilung der Scherbänder in noch nicht verformte Bereiche. Gleichzeitig behindern die feinen Teilchen die Versetzungsbewegung. Dadurch sind TRIPLEX-Stähle sowohl durch hohe Streckgrenzen von R_p0,2 > 700 MPa als auch durch plastische Dehnungen von

ε > 60 % gekennzeichnet: ideale Voraussetzungen zur Aufnahme hoher Mengen an Verformungsarbeit, wie z.B. im Crashfall. Neben diesen mechanischen Kennzeichen ergänzt die im Vergleich zu konventionellen Stählen um 15 % reduzierte Dichte das Leichtbaupotenzial der TRIPLEX-Stähle.

Tiefziehfähige Al-Legierungen weisen plastische Dehnungen von 20 < ε_pl < 30 % auf (Abb. 5). Diese Legierungsklasse zeichnet sich durch eine um den Faktor zwei niedrigere Dichte, aber auch ein deutlich reduziertes Festigkeitsniveau aus. Der Hyperbelast der ferritischen Stähle weist Fe PO6 als maximal duktile Tiefziehqualität mit einer Zugfestigkeit von R_m = 350 MPa aus. In Abhängigkeit von Legierungselementgehalten und Prozessparametern können tiefziehfähige ferritische Stähle Festigkeiten bis ca. 1100 MPa aufweisen bei entsprechend reduzierten Bruchdehnungen von dann ca. 10 %.

Eine deutlich verbesserte Plastizität infolge der unterschiedlichen Gitterstruktur weisen austenitische Rostfreistähle auf. Diese mit hohen Gehalten an Ni und Cr legierten Stähle werden üblicherweise nicht zu den Tiefziehqualitäten gezählt, da deren Einsatz in Massenprodukten wie Automobilen infolge der hohen Materialkosten auf spezielle Anwendungen beschränkt bleibt. Die neuentwickelten Mn-stabilisierten austenitischen Stähle zeichnen sich nicht nur durch geringere Materialkosten aus, sondern durch die ungewöhnliche Kombination von hoher Festigkeit und Plastizität, die die mechanischen Kennwerte von konventionellen austenitischen NiCr-Stählen deutlich übersteigt.

Ausblick

Mit der erfolgreichen Entwicklung innovativer Leichtbaustähle auf Basis des Legierungssystems Fe-Mn-Al-Si-C wird dem Fahrzeugbau eine Werkstoffklasse mit ausgezeichneten Gebrauchseigenschaften an die Hand gegeben. Das Eigenschaftspotenzial der hochmanganhaltigen Austenite scheint aber bei weitem noch nicht ausgeschöpft. Weltweit führende Stahlhersteller betreiben Entwicklungsprogramme zur großtechnischen Realisierung von Stählen der genannten Legierungskonzepte. Die Markteinführung dieser neuartigen Tiefziehqualitäten durch große europäische Flachprodukthersteller steht bevor [8-10].

Damit verfügt der Fahrzeugbau alternativ zu den Leichtmetallen Aluminium und Magnesium sowie Polymerwerkstoffen über eine weitere Klasse dichtereduzierter, hochfester und supraduktiler Stähle mit beachtlichem Einsatzpotential für fortgeschrittene und zukünftige Designkonzepte des werkstoffbezogenen und konstruktiven Leichtbaus straßen- und schienengebundener Verkehrssysteme.