Entwicklungsstand der ausscheidungshärtenden ferritisch ...

Entwicklungsstand der ausscheidungshärtenden ferritisch- 

perlitischen (AFP-)Stähle mit Vanadinzusatz für eine geregelte 

Abkühlung von der Warmformgebungstemperatur 

von Dr.-Ing. Bernd Huchtemann und Dipl.-Ing. Volker Schüler, Krefeld 

Entwicklungsstufen bei AFP-Stählen mit Vanadin zur Verbesserung des Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnisses, 

mechanische Eigenschaften, Gebrauchs- und Verarbeitungseigenschaften. 

1. Einleitung 

Eine moderne Werkstofftechnik gehört zu den Schlüs- 

seltechnologien führender Industriegesellschaften. 

,,Modern” meint hier nicht allein die Entwicklung und 

Anwendung ,,Neuer Werkstoffe“ wie zum Beispiel 

Kunststoffe, Keramiken und Leichtmetalle, sondern 

auch die richtige Wahl des günstigsten Werkstoffes. 

Wenn man die für eine Werkstoffwahl notwendigen Kri- 

terien wie Stoffpreis, Verarbeitungs- und Verwendungs- 

eigenschaften (Bild 1) in ein günstiges Verhältnis brin- 

gen kann, so wird für viele Bauteile auch in absehbarer 

Zukunft die Lösung Stahl heißen. Stahl ist und bleibt ein 

. “srfugbarkeit 

der Rohstoffe 

. Gestehungskosten 

Bild 1 Kriterien zur Auswahl eines Werkstoffes 

Verarbeitbar- 

. Gle,chmd”,gke,t 

innovativer Werkstoff, der sich durch eine beispiellose 

Anpassungsfähigkeit an Verarbeitungs- und Verwen- 

dungseigenschaften auszeichnet. Dies soll am Beispiel 

der Entwicklung von ausscheidungshärtenden ferri- 

tisch-perlitischen (AFP-)Stählen gezeigt werden. 

2. Zielsetzung der Entwicklung von AFP-Stählen 

Weiterentwicklungen von Werkstoffen werden häufig 

durch drohende Substitutionen ausgelöst oder be- 

schleunigt. So standen Anfang der 70er Jahre für Ge- 

senkschmiedeteile, insbesondere für Kurbelwellen, 

Substitutionen durch Gußwerkstoffe zu befürchten. 

Dies zwang die Gesenkschmieden und Stahlwerke zu 

Reaktionen. Die durch E. Just, Wolfsburg, angestoße- 

nen Überlegungen, eine Kostenreduzierung von ver- 

güteten Kurbelwellen durch eine vereinfachte Wärme- 

behandlung aus der Schmiedewärme zu erzielen, führ- 

ten zunächst zu Versuchen, die aufwendige Vergütung 

durch gesteuerte Abkühlung der Stähle Ck 45 und 

Ck 53 aus der Schmiedewärme zu ersetzen’). Die hier- 

bei erzielten mechanischen Eigenschaften, insbeson- 

dere die 0,2%-Dehngrenzen, entsprachen jedoch noch 

nicht den Vorstellungen der Konstrukteure. So entstand 

die Zielsetzung für eine Entwicklung von Stählen und 

Schmiedeverfahren, die bei geringstem Legierungsauf- 

wand durch eine möglichst einfache und gleichmäßige 

Abkühlung von Warmformgebungstemperatur bei zu- 

mindest gleichbleibenden Verarbeitungseigenschaften 

ausreichende Bauteileigenschaften aufweisen sollten. 

3

3. Ausscheidungshärtung durch Vanadin oder Niob? 

In Zusammenarbeit der deutschen Automobilindustrie, 

Gesenkschmieden und Stahlwerke entsann man sich, 

daß bei den perlitarmen, hochfesten, schweißgeeigne- 

ten Stählen mit niedrigen Kohlenstoffgehalten geringe 

Zusatze von zum Beispiel Vanadin, Niob oder Titan über 

eine Ausscheidungshärtung die Festigkeitseigenschaf- 

ten, insbesondere die 0,2%-Dehngrenze, steigerten*). 

Diese Erkenntnisse versuchte man dann auch bei Stäh- 

len mit höheren Kohlenstoffgehalten, zunächst bei 

Stählen des Typs Ck 45/Ck 53, zu nutzen3r415). Der hö- 

here Kohlenstoffgehalt war hierbei wegen der notwendi- 

gen Induktionshartung der Kurbelwellenlager zwingend 

vorgegeben. Gleichzeitig wurde ein höherer Schwefel- 

gehalt von rd. 0,060% vorgesehen, um eine gute Span- 

barkeit der Kurbelwellen in den Transferstraßen der Se- 

rienbearbeitung sicherzustellen. Die Legierung von Va- 

nadin oder Niob sollte über die Verbindung von Kohlen- 

stoff und Stickstoff feine und gleichmäßig verteilte Car- 

bide, Nitride oder Carbonitride bilden, die über eine 

Ausscheidungshärtung zur Festigkeitssteigerung, ins- 

besondere zur Erhöhung der 0,2%-Dehngrenzen, füh- 

ren sollte. Die für eine Ausscheidungshättung notwen- 

dige Lösungsbehandlung mußte durch das Erwärmen 

und Halten auf Schmiedetemperatur, die notwendige 

Auslagerung während der Abkühlung des Schmiede- 

teils erfolgen. Zunächst stellte sich die Frage, welches 

Legierungselement sich bei der gegebenen Zielsetzung 

am besten für die Aushättung eignete. Man erkannte, 

daß aufgrund des unterschiedlichen Bildungs- und Auf- 

lösungsverhaltensvon Vanadin- und Niobausscheidun- 

gen die Auswirkung auf die 0,2 %-Dehngrenze und Zug- 

festigkeit je nach Wärme- und Abkühlungsverlauf unter- 

schiedlich ist3). Bild 2 zeigt den Einfluß derAustenitisie- 

rungstemperatur von 800 bis 1300°C auf die Zugfestig- 

keit, die 0,2%-Dehngrenze und die im Stahl gelösten 

Anteile von Niob oder Vanadin von drei Stählen gleicher 

Grundzusammensetzung, die einmal ohne Zusatz von 

Vanadin und Niob und je einmal nur mit 0,08% Nb bzw 

nur mit 0,ll % V legiert wurden4). Nach einer Haltedauer 

von je 0,5 h erfolgte die Abkühlung der20 mm Dms-Pro- 

bestäbean ruhender Luft. Die unterschiedliche Wirkung 

ö E 700 

"c> t Abmessung: 

800 900 1000 ,100 ,200 ,300 

Austenitisiertemperatur in ‘C (Haltedauer: 0,5 h) 

Bild 2 Zugfestigkeit, 0,2%-Dehngrenze und gelöste Anteile an Ele- 

menten zur Aushärtung in Abhangigkeit von der Austenitisierungs- 

temperatur 

4 

der Legierungszusätze zeigt sich am deutlichsten in 

den unterschiedlichen Kurvenverläufen der 0,2%- 

Dehngrenzen. Während der Stahl ohne Zusatz von Va- 

nadin und Niob mit steigender Austenitisierungstempe- 

ratur nur eine geringfügige Erhöhung der 0,2%-Dehn- 

grenze aufweist, zeigt der niobhaltige Stahl eine deutli- 

che und stetige Steigerung oberhalb von 1150°C und 

der vanadinhaltige Stahl schon bei 1OOO’X den höch- 

sten Wert, der sich auch bei höheren Temperaturen 

nicht mehr verändert. Die Kurvenverläufe der Mengen- 

anteile an gelöstem Niob und Vanadin im unteren Teil- 

bild zeigen ähnliche Charakteristika wie die Kutvenver- 

Iäufe der 0,2%-Dehngrenzen. Hieraus ist zu schließen, 

daß diese als chemisch gelöst bestimmten Anteile von 

Niob und Vanadin in Form von einphasigen Entmischun- 

gen bzw ,,Clustern“ vorliegen, die licht- und elektronen- 

optisch nicht sichtbar sind. Sie liegen zur Matrix kohä- 

rent vor und verursachen bekanntlich eine starke Erhö- 

hung der 0,2%-Dehngrenze4). 

Stahl mit 0.52% c “nd 0.11% v 

b) Cl 

Fetrit/Periit-MisChsefuge Ausscheid”ngen des “anadiums 

im Ferrit im Ferrit de* Per,its 

Abmessung: 50 mm “ierkant (Kern) 

zustand: geschmiedet bei 1250°c, Luftabkuhiung 

Präparation: LangsschIiffe, gektzt mit 3%-iger HNO3 

Bilder b und c : Extraktlonsabdrticke 

Bild 3 Licht- und elektronenoptische Gefügeaufnahmen 

Obwohl Niob stärker als Vanadin die 0,2%-Dehngrenze 

steigert, haben sich bisher niobhaltige AFP-Stähle nicht 

durchgesetzt. Die Gründe liegen im Ausscheidungshär- 

tungs- und Umwandlungsverhalten dieser Stähle. Bei 

Wärmtemperaturen oberhalb 11 50°C führen bereits 

geringe Streuungen der Wärmtemperatur zu starken 

Streuungen der Festigkeitseigenschaften. Außerdem 

neigen niobhaltige AFP-Stähle bei beschleunigter Ab- 

kühlung von hohen Temperaturen eher zur teilweisen 

bainitischen oder martensitischen Umwandlung als die 

vanadinhaltigen Stähle. Bei der Weiterentwicklung die- 

ser Stähle konzentrierte man sich deshalb im wesentli- 

chen auf Vanadin6, 7). Bei den vanadinhaltigen AFP- 

Stählen lassen sich mit dem Elektronenmikroskop im 

Ferrit/Perlit-Mischgefüge feinere und gröbere Vanadin- 

carbide sowohl im voreutektoidischen Ferrit als auch im 

Ferrit des Perlits zwischen den Zementitlamellen nach- 

weisen (Bild 3)4). Für die Steigerung der Festigkeitsei- 

genschaften sind nach allgemeiner Auffassung aller- 

dings nurdie sehrfeinen Teilchen bis zu einerGrößevon 

rd. 5 nm verantwortlich, da nur sie die Versetzungsbe- 

wegung wirkungsvoll behindern.

4. 49 MnVS 3, der erste klassische AFP-Stahl Vergütungsstähle AFP-Stähle 

Die erste große Serienanwendung fanden AFP-Stähle 

durch den Stahl 49 MnVS 3 mit etwa 0,49%C, 0,80% Mn 

und O,l% Vfür Kurbelwellen. Bild 4 zeigt den Werkstoff- 

vergleich von Stählen und Gußeisen mit Kugelgraphit 

anhand von typischen Werten der Zugfestigkeit, 0,2%- 

Dehngrenze und Kerbschlagarbeit sowie von typischen 

lichtoptischen Gefügeaufnahmen. Dieser Vergleich be- 

legt im mittleren Teilbild nochmals sehr deutlich die 

Festigkeits- und vor allen Dingen die 0,2%-Dehngren- 

zensteigerung durch den Vanadinzusatz des Stahles 

49 MnVS 3 um rund 150 N/mm2 gegenüber dem unle- 

gierten Stahl Ck 45 nach kontrollierter Abkühlung aus 

der Umformwarme (Zustand BY; ursprüngliche Bedeu- 

tung: Behandlung auf bestimmte Streckgrenze, Yield- 

Strength). Die Festigkeitseigenschaften des vergüteten 

Stahles Ck 45 werden nahezu erreicht im Gegensatz zu 

den Kerbschlagarbeitswerten. Diese sind jedoch immer 

noch deutlich hoher als die des konkurrierenden Werk- 

stoffes Gußeisen mit Kugelgraphit. Für viele nicht 

schlagartig belastete Bauteile wie zum Beispiel Kurbel- 

wellen, Pleuel und Radnaben sind diese Werte jedoch 

ausreichend. 

Vergleicht man die Kostenanteile bei der Herstellung 

von Bauteilen aus Vergütungs- und AFP-Stählen, so 

werden dievorteile derAFP-Stähledurch die möglichen 

Kostenreduzierungen offensichtlich (Bild 5). Neben 

dem Wegfall der Kosten für das aufwendige Härten und 

Anlassen, dem nach dem Härten notwendigen Richten 

und dem danach zum Teil notwendigen Spannungs- 

armglühen lassen sich zusätzliche Kosten durch verrin- 

gerten Härteausschuß, geringeren Kontrollaufwand, ge- 

ringeren Investitionsaufwand für Wärmebehandlungs- 

anlagen und geringere Handlingskosten beim Einsatz 

Bild 4 Vergleich von Gefüge, Zugfestigkeit, 0,2%-Dehngrenze und 

der Kerbschlagarbeit verschiedener Werkstoffe 

Bild 5 Kostenanteile bei der Herstellung von Bauteilen aus Vergü- 

tungs- und AFP-Stählen (schematisch) 

der AFP-Stähle erreichen. Durch die verbesserten Zer- 

spanungseigenschaften, auf die später noch näherein- 

gegangen wird, lassen sich die Fertigungskosten noch- 

mals weiter senken. Bei den Materialkosten sind Vortei- 

le dann zu erwarten, wenn die Legierungskosten bei 

substituierbaren Vergütungsstählen höher sind als bei- 

spielsweise die Kosten für O,l% V 

insgesamt ergeben sich durch den Einsatz von AFP- 

Stählen erhebliche Einsparungsmöglichkeiten, die eine 

Vielzahl von spezifischen Bauteiluntersuchungen und 

-umstellungen, aber auch die werkstofftechnische Wei- 

terentwicklung dieser Stahlgruppe vorangetrieben ha- 

ben. 

5. Verbesserung des Festigkeits-Eähigkeitsver- 

hältnisses von AFP-Stählen 

5.1 Legierungstechnische Beeinflussung 

der Ferrit-Perlit-Ausbildung 

Ein Nachteil des sehr erfolgreichen für nicht schlag: 

beanspruchte Bauteile eingesetzten ersten AFP-Stah- 

les 49 MnVS 3 ist die im Zustand BYvorliegende geringe 

Zähigkeit, die zwar oberhalb der von Guß liegt, aber die 

des Vergütungszustandes nicht erreicht (siehe Bild 4). 

Zur Erweiterung der Anwendungsmöglichkeiten dieser 

Stahlgruppe und der Fertigungstechnik mußten des- 

halb AFP-Stähle mit unterschiedlichen Festigkeitsklas- 

sen und vorallen Dingen mit verbessertem Festigkeits-/ 

Zähigkeitsverhältnis entwickelt werden. Da bei ferri- 

tisch-perlitischen Gefügen die Zähigkeitseigenschaf- 

ten neben der Korngröße von den Ferrit-Perlit-Anteilen, 

dem Perlitlamellenabstand und der Perlitlamellendicke 

abhängen, wurde zunächst durch Variation der wichtig- 

sten Legierungselemente versucht, das Festigkeits-/ 

Zähigkeitsverhältnis durch Optimierung der Ferrit-Per- 

lit-Struktur günstig zu beeinflussen. Im Bild 6 ist das Er- 

gebnis dieser Entwicklung durch Vergleich von Zugfe- 

stigkeits- und Kerbschlagarbeitswerten am Beispiel der 

Stähle 49 MnVS 3 und 38 MnSiVS 5 dargestellt. Die 

Werte stammen aus der laufenden Produktion von ge- 

senkgeschmiedeten Kurbelwellen mit vergleichbaren 

Abmessungen und Probenlagen, die nach Wärmtempe- 

5

geschmiedete Bauteile mit rd. 100 mm Durchmesser 

I I I I I I I , , 

10 20 30 40 so 

Kerbschlagarbeit (DVM-Proben) in Joule 

Bild 6 Zusammenhang zwischen Zugfestigkeit, Kerbschlagarbeit 

und Gefüge beim Ubergang von Stahl 49 MnVS 3 auf Stahl 36 

MnSiVS 5 

raturen von etwa 1 300°C und Endumformtemperaturen 

von etwa 1200°C an ruhender Luft einzeln abgekühlt 

wurdet-+). Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes 

von Stahl 49 MnVS 3 um rd. O,l% und die gleichzeitige 

Erhohung des Silicium- und Mangangehaltes um je rd. 

05% führten zum Stahl 38 MnSiVS 5 mit einem gleich- 

zeitig erhöhten Festigkeits- und Zähigkeitsniveaug,lo). 

Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes bewirkt eine 

Erhohung des Ferritgehaltes und eine leichte Vergröbe- 

rung der Perlitstruktur Der hierdurch bedingte Festig- 

keitsabfall wird durch die Erhöhung des Silicium- und 

Mangangehaltes mehr als kompensiert. Die höheren 

Siliciumgehalteführen einerseits zu einem höheren An- 

teil und zu einer gleichmäßigeren Ausbildung des vor- 

eutektoidischen Ferrits auch innerhalb der ehemaligen 

Austenitkörner, andererseits aber auch zu einer Steige- 

rung der Ferritfestigkeit. Mangan wirkt gleichzeitig auf 

die Erhöhung der Ferritfestigkeit und des Perlitanteils 

bei Verfeinerung der Perlitstruktur Dieauf Festigkeit und 

Zahigkeit zum Teil unterschiedlich wirkenden Legie- 

rungselemente zeigen erst in vorliegender Kombination 

den gewünschten positiven Effekt auf beide Eigen- 

schaften. 

5.2 Legierungstechnische Beeinflussung 

der Austenitkorngröße 

Die im vorangegangenen Abschnitt beschriebenen Ver- 

besserungen im Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis er- 

möglichten zwar eine Ausweitung der Anwendungs- 

möglichkeiten von AFP-Stählen, waren aber anderer- 

seits noch nicht so durchgreifend, daß an einen Einsatz 

für schlagbeanspruchte Bauteile im Automobilbau wie 

zum Beispiel Lenkungs- und Fahrwerksteile gedacht 

werden konnte. Für derartige Anwendungen mußten 

weitere Entwicklungen insbesondere zur Verbesserung 

der Zähigkeit erfolgen. Das Ziel der notwendigen Wei- 

terentwicklung ist ein AFP-Stahl mit einerähnlich hohen 

Festigkeit (von > 800 N/mmg) wie der des Stahles 

49 MnVS 3, jedoch mit deutlich höherer Zähigkeit, die 

auch noch oberhalb der des AFP-Stahles 38 MnSiVS 5 

liegt. In gewisser Weise vorgezeichnet war die Entwick- 

6 

lungsrichtung dadurch, daß ein Absenken des Kohlen- 

stoffgehaltes den Anteil an Ferrit im Gefüge erhöht und 

bei verringerter Festigkeit die Zähigkeit verbessetY1). 

Die Verringerung der Festigkeit kann durch geeignete 

Erhöhung der Silicium- und Mangangehalte ausgegli- 

chen werden. Eine notwendige gleichmäßige Feinvertei- 

lung des Ferrits im Mischgefüge wird jedoch nur er- 

reicht, wenn nahezu unabhängig von den Umformbe- 

dingungen auch eine feinkörnige Gefügeausbildung er- 

reicht werden kann. 

Da die Austenitkorngröße von Stählen im wesentlichen 

die Korngröße des Umwandlungsgefüges bestimmt, 

wird bei den AFP-Stählen ein feinkörniger Austenit auch 

bei hohen Warmumformtemperaturen angestrebt. 

Es wurden daher zahlreiche Untersuchungen zur Fein- 

kornbeständigkeit des Austenits bis in den Temperatur- 

bereich 1300% durchgeführt, wobei insbesondere der 

Einfluß der Elemente Vanadin, Niob und Titan als aus- 

scheidungshärtende Elemente auf das Kornwachstum- 

verhalten untersucht wurde’*). Wie die Ergebnisse in 

Bild 7 zeigen, wird bei den nur mit Niobzusatz legierten 

Stählen ein stärkeres Kornwachstum ähnlich wie bei mit 

Vanadin und Niob legierten Stählen ermittelt. Wirksam 

hinsichtlich Beständigkeit gegen Kornwachstum waren 

nur die mit Titan und Vanadin legierten Stähle, wobei 

sich ein mittlerer Gehalt von rund 0,02% Ti als optimal 

herausgestellt hat. Erwähnt werden sollte, daß bereits 

beim Abgießen der Stähle bestimmte Erstarrungsbe- 

dingungen für derartige Effekte einzuhalten sind. 

0 

AFP-Stähle mit rd. 0,25%C 

I I I I I I 

2 Abm.: SOmm Dmr. 

Proben aus D/6- 

4 Bereich 

i 

6 

R t 

Nb : 404% 

Austenitisiertemperatur in “C 

1 Haltedauer : 0.5 h ; Abk.: Wasser 1 

Bild 7 Austenitkorn- 

große als Funktion 

der Austenitisierungs- 

temperatur 

Die große Feinkornbeständigkeit der titanhaltigen AFP- 

Stähle führt dazu, daß das Umwandlungsverhalten na- 

hezu unbeeinflußt von den Austenitisierbedingungen 

immer ein feinkörniges Ferrit-Perlit-Gefüge zur Folge 

hat. In Bild 8 sind die Ferrit-Perlit-Gefüge gegenüberge- 

stellt, wie sie an einem mit Niob und Vanadin legierten 

Stahl (links) und an einem mit Titan und Vanadin legier- 

ten Stahl bei gleicher Grundzusammensetzung nach 

dem Austenitisieren bei 1200% erhalten wurden. Der 

niobhaltige Stahl (links) ist bedeutend grobkörniger. Bei 

geringfügig niedrigerer Festigkeit aufgrund des höheren 

Ferritgehaltes wird mit dem feinkörnigen titanhaltigen 

Stahl (rechts) eine bedeutend höhere Zähigkeit erzielt. 

Metallkundliehe Untersuchungen haben gezeigt, daß 

die Ursache der hohen Feinkornbeständigkeit des 

Austenits bei Titanzusatz eine relativ gleichmäßige Ver-

Abnl. : 50 mm Dm,. ; eehandlung : 1aoo~c0,5h,l”ft 

Gefirgezusammensetz”“~ : 

15%k?rr,t 35% Ferr,t 

85% Perlit 65% Perlit 

Bild 8 Gefüge von ausscheidungshärtenden ferritisch-perlitischen 

Stählen 

teilung feiner Teilchen ist, wie sie anhand der lichtopti- 

schen Gefügeaufnahme von Bild 9 wiedergegeben ist. 

Als Extrembeispiel zeigt der untere linke mit Rück- 

streuelektronen an der Mikrosonde aufgenommene Ge- 

fügeausschnitt eine perlschnurartige Anordnung derar- 

tiger rd. 1 ,um großer Teilchen. Der von diesen Teilchen 

umrandete Bereich entspricht der Austenitkorngröße 8 

nach ASTM-Richtreihe. Das rechte untere Teilbild zeigt, 

daß dieTeilchen nicht homogen aufgebaut sind. Quanti- 

tative Analysen haben ergeben, daß es sich um Misch- 

sulfide handelt, in denen auch bis zu rd. 0,5% Ti enthal- 

ten ist. Die Mischsulfide treten häufig in Begleitung von 

Titannitriden und von Oxiden auf den Korngrenzen auf. 

Zusätzlich zu den hier beschriebenen Teilchen werden 

auch noch 30 bis 50 nm große Titancarbonitride in na- 

hezu homogener Verteilung nachgewiesen, die insbe- 

sondere bei niedrigeren Austenitisierungstemperatu- 

ren das Kornwachstum behindern. 

RE-Abbi Idung 

-5ym 

lichtmikroskopische Abbildung 

(QuerschI iff , ungeätzt) 

- 100JJm 

RE-Abbildung 

Hl/.Jrn 

Bild 9 Teilchen im Stahl 27 MnSiVS 6 (+Ti), die das Kornwachstum 

hemmen (Zustand: 1300 Oc 0,5 h/Luft) 

+ igjf$$d 

65 bzu72mm,,Vkt. 

,000 Ltingsproben im Ubergang 

,. B,ld Eigenschaften 

1300 . 

des 

TA in “C lO,Sh/Luftl Stahles 27 MnSiVS 6 (+Ti) 

Auch bei dem titanhaltigen Stahl wird das Festigkeits-/ 

Zähigkeitsverhältnis durch die Höhe des Kohlenstoffge- 

haltes beeinflußt. 

In Bild 10 sind die Eigenschaften von zwei Schmelzen 

mit oberer (0,30%) und unterer (0,25%) Kohlenstofflage 

in Abhängigkeit von der Austenitisierungstemperatur 

dargestellt. 

Lediglich bei der Kerbschlagarbeit wird ein geringer Ab- 

fall von 46 auf 32 Joule bei oberer und von 66 auf 45 Jou- 

le bei unterer Analysenlage festgestellt13). Die 0,2%- 

Dehngrenzen liegen einheitlich im Bereich 510 bis 570 

N/mm*. Die Festigkeiten lauten 750 bis 800 N/mm2 bei 

unterer und 815 bis 860 Nimm* bei oberer Analysen- 

lage. 

In Bild 11 ist links ein Zähigkeitsvergleich anhand von 

ISO-V-Kerbschlagproben bei Raumtemperatur unter 

Einbeziehung des titanhaltigen Stahles 27 MnSiVS 6 

und rechts anhand von Bruchzähigkeitswerten bei 

-100°C vorgenommen worden. Beide Teilbilder ver- 

deutlichen die mit dem titanhaltigen AFP-Stahl 27 

MnSiVS 6 erzielten Vorteile bei vergleichbarer Festig- 

keitslage zum Stahl 49 MnVS 3 und gegenüber dem 

Gußwerkstoff. Die Bruchzähigkeit des titanhaltigen 

AFP-Stahles ist um den Faktor 3 höher als die des Stah- 

les 49 MnVS 3. Im Vergleich zum unlegierten Vergü- 

tungsstahl Ck 45 ergeben sich bei der Kerbschlagarbeit 

ähnlich hohe und bei der BruchzCihigkeit sogar bessere 

Werte. Es wird aber auch deutlich, daß die Werte des 

Bild 11 Zähigkeitsvergleich von Vergütungs-, Guß und AFP-Stählen 

7

chromlegierten Vergütungsstahles 37 Cr 4 nicht er- 

reicht werden. 

An dieserstelle kann erwähnt werden, daß die erfolgrei- 

che Erprobung des titanhaltigen AFP-Stahles 27 

MnSiVS 6 zum Beispiel für Achsschenkel und Pleuel bei 

einem namhaften Automobilhersteller nahezu abge- 

schlossen ist14). Erprobungen mit vielen anderen Bau- 

teilen, bei denen bisher Vergütungsstähle zum Einsatz 

kommen, werden bereits durchgeführt bzw sind einge- 

leitet. 

5.3 Beeinflussung durch 

Warmumformbedingungen 

Warmumformbedingungen sowohl beim Walzen als 

auch beim Schmieden beeinflussen über Veränderun- 

gen des austenitischen Gefüges das Umwandlungsge- 

füge und damit die Eigenschaften von Stählen. Entspre- 

chende Schrifttumshinweise sind so zahlreich, daß sie 

hier nicht angeführt werden sollen. Auch hier wieder 

waren insbesondere die an schweißgeeigneten Fein- 

kornbaustahlen für Flacherzeugnisse durch thermome- 

chanisches Behandeln erzielten Erfolge Hinweis dafür, 

entsprechende Untersuchungen für die AFP-Stähle 

einzuleiten. 

Als zusammenfassendes erstes Ergebnis von bevor- 

zugt an dem Stahl 42 MnSiVS 3 3 durchgeführten La- 

boruntersuchungen15) sind in Bild 12 Werte aus Zug- 

versuchen bei Raumtemperatur in Abhängigkeit von der 

Warmumformtemperatur aufgetragen. Gleichzeitig 

kennzeichnen die Bilder in der oberen Zeile die entspre- 

chenden Umwandlungsgefüge, die sich nach dem Um- 

formen bei 1200, 900 und 700°C einstellen. Vor dem 

Umformen wurde einheitlich bei 1200°C austenitisiert 

N 

Gefügemengenanteile Ferrit (F) und Perlit (PI in % 

40F / 60P 40F / 6OP 8F / 92P 

L, 

F E 800 

:z _E 

‘- z 

.” 

-j .c 700 

lü 

I_ ,i_j 

Austenitisiertemp.: 12OO’C 

Umformbereich y = 0,2 bis 0,8 

Lu 700 800 900 1000 1100 ,200 

Umformtemwratur in OC 

Bild 12 Einfluß der Umformtemperatur auf Gefüge und Eigenschaf- 

ten des Stahles 42 MnSiVS 3 3 

8 

und anschließend mit konstanter Geschwindigkeit auf 

die Umformtemperatur abgekühlt. Auch die Abkühlge- 

schwindigkeit nach dem Umformen wurde konstant ge- 

halten. Die Umformgrade bewegten sich zwischen 0,2 

und 0,8, wobei ein Einfluß in diesem Bereich auf Gefüge 

und Eigenschaften nicht festgestellt wurde. 

Bei hoher Umformtemperatur (1200%) rekristallisiert 

der Austenit grobkörnig, so daß die Umwandlung vetzö- 

gert wird und ein überwiegend aus Perlit bestehendes 

grobes Umwandlungsgefüge entsteht. Entsprechend 

der geringen Keimzahl entsteht der Ferrit bevorzugt an 

den ehemaligen Austenitkorngrenzen. Ein derartiges 

Gefüge (oben rechts) mit rd. 92% Perlit und nur rd. 8% 

Ferrit weist eine relativ hohe Festigkeit und Elastizitäts- 

grenze - hieraus versuchstechnischen Gründen als Er- 

satz für die 0,2 %-Dehngrenze ermittelt - auf. Die als Zä- 

higkeitskennwert dienende Brucheinschnürung im un- 

teren Teilbild liegt relativ niedrig bei nur 12 bis 15%. 

Durch Absenken derumformtemperatur bis in denTem- 

persturbereich 800/900°C rekristallisiert der Austenit 

zunehmend feinkörnigec so daß die Umwandlung 

schneller abläuft und ein Ferrit/Perlit-Mischgefüge mit 

bis zu 40% Ferrit entsteht. Aufgrund der höheren Keim- 

zahl durch den feinkörnigen Austenit liegt der Ferrit in 

relativ gleichmäßiger Verteilung vor (mittleres Gefüge- 

bild, obere Bildreihe). Entsprechend der Zunahme des 

Ferritgehaltes nehmen Festigkeit und Elastizitätsgrenze 

bis zum Umformtemperaturbereich 800/9OO”C ab und 

die Brucheinschnürung zu. 

Bei weiterer Erniedrigung der Umformtemperatur auf 

unterhalb des Umwandlungspunktes Ara erfolgt im Be- 

reich des metastabilen Austenits keine Rekristallisation 

mehr. Die Bildung des voreutektoidischen Ferrits, des- 

sen Menge sich bei den genannten Umformgraden 

kaum mehr verändert, erfolgt an den Korngrenzen des 

gestreckten Austenits sowie an Gleitlinien innerhalb der 

Körner. Anschließend erfolgt die Perlitbildung. Die nie- 

drige Umformtemperatur führt aufgrund von Verfesti- 

gung zu einem Wiederanstieg von Festigkeit und Elasti- 

zitätsgrenze im Vergleich zum Minimum und zu einer 

Verringerung der Brucheinschnürung im Vergleich zum 

Maximum bei 800/9OO”C Umformtemperatur. 

6. Gebrauchs- und Verarbeitungseigenschaften von 

AFPStählen 

Als wesentliche Beurteilungskriterien für den Einsatz 

von Werkstoffen gelten neben den Kosten und den me- 

chanisch-technologischen Eigenschaften die Ge- 

brauchs- und Verarbeitungseigenschaften. Von beson- 

derer Bedeutung für dynamisch beanspruchte Bauteile 

wie Fahrwerksteile sind Kenntnissezum Wechselfestig- 

keitsverhalten der Stahle. Da bei Schmiedeteilen mit 

üblichen Formzahlen von ak = 3 und größer gerechnet 

werden muß, sind insbesondere Aussagen zum Einfluß 

von Kerben auf das Wechselfestigkeitsverhalten von 

Bedeutung. 

Als erster Anhalt für das Bauteilverhalten können dabei 

Ergebnisse von Laboruntersuchungen dienen. In Bild

a) glatte Proben 

b) gekerbte Proben ( UK -3) 

A 37 Cr 4,vergütet 

A 49 MnVS 3 

0 27 MnSiVS 6 

I I I 

105 106 107 

Lastspielzahl 

Bild 13 Umlaufbiegewechselfestigkeit von AFP-Stählen im Vergleich 

zu einem Vergütungsstahl (Beanspruchungsart: R - -1) 

13 sind Ergebnisse von Umlaufbiegeversuchen an glat- 

ten Proben (oberes Teilbild) und an gekerbten Proben 

mit einer Formzahl akvon rd. 3 (UnteresTeilbild) füreinen 

Vergütungsstahl und für drei AFP-Stähle dargestellt. Die 

Versuche wurden auf einem Hochfrequenzpulser mit ei- 

ner Umdrehungszahl von 4500 min-’ durchgeführt. Die 

Festigkeiten aller vier Werkstoffe liegen in einem engen 

Bereich zwischen 780 und 880 N/mm*. Werkstoffunab- 

hangig ergeben sich an glatten Proben für das Verhält- 

nis Umlaufbiege-Dauerwechselfestigkeit (Schwing- 

spielzahl 2 107) zu Zugfestigkeit Werte um 0,45 in guter 

Übereinstimmung zu anderen Stählen. Die Dauerwech- 

selfestigkeiten liegen für glatte Proben zwischen 340 

und 380 N/mm*. Bei gekerbten Proben wird die Dauer- 

wechselfestigkeit deutlich auf Werte zwischen 80 und 

135 N/mm* herabgesetzt. 

Ein weiteres wichtiges Beurteilungskriterium für den 

Einsatz von AFP-Stählen insbesondere für Bauteile in 

der Großserienfertigung ist ihr Spanbarkeitsverhalten. 

Die Bedeutung dieser Verarbeitungseigenschaft wird 

erkennbar, wenn man den großen Kostenfaktor dafür 

betrachtet (s. Bild 5). 

Das Spanbarkeitsverhalten der Stähle wird bestimmt 

durch die Festigkeit, die Zähigkeit und das Gefüge so- 

wie von den im Stahl vorhandenen nichtmetallischen 

sulfidischen und oxidischen Einschlüssen. Von großer 

Bedeutung ist dabei der Schwefelgehalt sowie der An- 

teil und die Ausbildungsform der Sulfide. Erhöhte 

Schwefelgehalte sowie metallurgische Maßnahmen zur 

Beeinflussung der Sulfidform und zur Verbesserung 

des oxidischen Reinheitsgrades sind heute gängige 

Maßnahmen zur Verbesserung der Spanbarkeit. 

Bei vergleichbarer Festigkeitslage weisen AFP-Stähle 

allein aufgrund ihres Ferrit-Perlit-Mischgefüges im Ver- 

gleich zu Vergütungsstählen günstigere Spanbarkeits- 

r*e- 

63 

m,” 

31 

2 

100 125 160 200 250 m min-1 

Bild14 Standzeit 

in AbhBngigkeit 

von der Schnitt- 

geschwindigkeit 

beim Stirnfräsen 

eigenschaften auf. Aber auch zwischen den AFP-Stäh- 

len bestehen aufgrund der unterschiedlichen Gefüge- 

mengenanteile noch deutliche Unterschiede. So konn- 

te in eigenen Laboruntersuchungen beim Drehen mit 

Hartmetall P 10 festgestellt werden, daß der titanhaltige 

Stahl 27 MnSiVS 6 zu deutlich niedrigerem Verschleiß 

am Werkzeug führt als der Stahl 49 MnVS 3. Bei einer 

Drehgeschwindigkeit von 150 m/min. werden erst nach 

30 min. Drehdauer die gleichen Verschleißkennwerte 

ermittelt wie bei dem Stahl 49 MnVS 3 bereits nach 

5 min. Drehdauer13). Auch bei anderen spanenden 

Bearbeitungsverfahren weist der Stahl 27 MnSiVS 6 

deutliche Vorteile auf. In Bild 14 sind Werkzeugstand- 

zeiten von Hartmetall P 25 beim Stirnfräsen verschiede- 

ner Werkstoffe in Abhängigkeit von der Schnittge- 

schwindigkeit aufgetragen. Diese Versuche wurden am 

Institut für Fertigungstechnik und Spanende Werkzeug- 

maschinen an der Universität in Hannover durchge- 

führt.16). In allen Fällen erreichte der Stahl 27 MnSiVS 6 

höhere Standzeiten als der Vergütungsstahl 42 CrMo 4 

oder der Einsatzstahl 16 MnCrS 5 im BG-geglühten Zu- 

stand. 

Ein weiterer Vorteil von AFP-Stählen gegenüber Vergü- 

tungsstählen hinsichtlich Verarbeitbarkeit stellen die 

gleichmäßigen Eigenschaften im Querschnitt von Bau- 

teilen dar. 

In Bild 15 sind Härteverläufe an 60 mm-Rundmaterial für 

den Vergütungsstahl Ck 45 und den AFP-Stahl 49 

MnVS 3 gegenübergestellt. Zusätzliche Gefügebilder 

jeweils aus Oberflächen- und Kernbereich verdeutli- 

chen, daß beim Vergütungsstahl aufgrund verschiede- 

ner Härtungsgefüge im Querschnitt starke Unterschie- 

de vorliegen, die zu einem entsprechenden Härteverlauf 

von hohen Randwerten (260 HB) zu niedrigen Kernwer- 

ten (195 HB) führen. Der AFP-Stahl dagegen weist in 

dem gesamten Querschnitt ein nahezu gleichmäßiges 

Ferrit-Perlit-Gefüge auf mit nahezu einheitlichen Härte- 

werten, die zwischen rund 245 (Rand) und 230 HB 

(Kern) liegen. Die große Gleichmäßigkeit des Gefüges 

und der Eigenschaften von AFP-Stählen im gesamten 

Bauteilquerschnitt führt zum Beispiel hinsichtlich Ver- 

zugsverhalten zu deutlichen Vorteilen gegenüber Ver- 

gütungsstählen, bei denen insbesondere nach dem 

Härten häufig Richtoperationen durchgeführt werden 

müssen. 

9

Oberf Iäche 

Gefüge 

vergütungs- 

stahl 

(Ck 45) 

AFP-Stahl 

(49 MnVS 3) 

/ 

I , 

’ I I 

Abmessung: 60 mm Dmr. 

AFP-Stahl (49 MnVS 3) 

\/ 

190 I I I I I I 

Oberf lache Kern Oberf Iäche 

Abstand von der Oberfläche 

Bild 15 Harte- und Gefugevergleich Vergütungs-/AFP-Stahl in Ab- 

hangigkeit vom Oberflächenabstand 

7. Normung 

Obwohl die Entwicklung ist 

eine Normung des bisher erreichten Entwicklungsstan- 

des zur allgemeinen Information und zur Vereinheitli- 

chung der gebräuchlichsten Stähle sinnvoll. In der Bun- 

desrepublik Deutschland hat der Werkstoffausschuß 

des Vereins Deutscher Eisenhüttenleute hierzu das 

Stahl-Eisen-Werkstoffblatt (SEW) 101 erarbeitet17), in 

dem die zur Zeit gebräuchlichsten AFP-Stähle be- 

schrieben sind. Tafel 1 und 2 zeigen die Festlegungen 

der chemischen Zusammensetzung und der mechani- 

schen Eigenschaften des SEW 101. 

Die inzwischen weltweite Anwendung und die steigen- 

de Bedeutung dieser Stahlgruppe begründet auch ak- 

tuelle Bestrebungen zur Normung der AFP-Stähle auf 

internationaler und/oder europäischer Ebene. 

8. Zukünftige Entwicklungen 

Die bisherigen Erfahrungen haben gezeigt, daß durch 

gezielte Maßnahmen unterschiedlichster Art die An- 

wendungsmöglichkeiten für AFP-Stähle ausgeweitet 

werden können von wenig auf Zähigkeit beanspruchte 

Bauteile (Beispiel Kurbelwelle) auf schlagbeanspruchte 

Bauteile (Beispiel Achsschenkel). Bei statischer und 

schwingender Beanspruchung ergeben sich vergleich- 

bare Eigenschaften wie bei Vergütungsstählen.Auf dem 

Wege nach vergleichbaren Zähigkeitseigenschaften 

sind entscheidende Fortschritte erzielt worden, wobei 

durch weitere Optimierung zum Beispiel derumformbe- 

dingungen noch Verbesserungen möglich erscheinen. 

Für eine breitere Anwendung der AFP-Stähle auch aus- 

serhalb der Gesenkschmiedeindustrie sprechen erste 

erfolgreiche Serieneinsätze von gewalztem oder ge- 

schmiedetem Stabstahl für zum Beispiel Kolbenstan- 

gen und eingeleitete Erprobungen mit Draht für zum 

Beispiel Befestigungselemente. Auch bei diesen An- 

wendungen werden die bisher üblichen Vergütungs- 

stähle ersetzt und die Vergütungsbehandlungen einge- 

spart. 

Weitere Schwerpunkte für zukünftige Entwicklungen 

bei den AFP-Stählen sind Untersuchungen zum ther- 

momechanischen Behandeln und zum Verhalten bei 

Tafel 1 Chemische Zusammensetzung (Schmelzenanalyse) der AFP-Stähle nach Stahl-Eisen-Werkstoffblatt 101 

Stahlsorte 

Kurzname Werkstoff C 

Nr 

Si Mn P 

Massenanteil in % 

S V 

49 MnVS 3 1.1199 0,44 / 0,50 5 050 0,70/ 1 ,oo 5 0,035 0,030 f 0,065 0,08/0,13 

38 MnSiVS 5 1.5231 0,35/ 0,40 0,50/0,80 1,20/1,50 5 0,035 0,030/ 0,065 0,08/0,13 

27 MnSiVS 6 1.5232 0,25/0,30 0,50/0,80 1,30/ 1,60 s 0,035 0,030/0,050 0,08/0,13 

44 MnSiVS 6 1.5233 0,42 f 0,47 0,50/0,80 1,30/1,60 5 0,035 0,020f 0,035 0,10/0,15 

Tafel 2 Mechanische Eigenschaften der AFP-Stähle nach Stahl-Eisen-Werkstoffblatt 101 (Anhaltsangaben) 

Kurzname 

Stahlsorte 

Werkstoff- 

Nr. 

49 MnVS 3 1.1199 30 bis 150 

38 MnSiVS 5 1.5231 30 bis 150 

27 MnSiVS 6 1.5232 30 bis 150 

44 MnSiVS 6 1.5233 30 bis 150 

1) Probenlage: Langspmben (in Faserrichtung) 

10 

Durchmesser d Streck- 

oder flachen- grenze 

gleicher Re 

Querschnitt 

mm Nimm2 

min. 

Zustand Bt 

zug- Bruch- Bruch- Oberflächen- 

festigkeit dehnungl) einschnü- härte nach 

Rm A rung Zl) Induktions- 

hartung 

Nlmmz % % HRC 

min. min. min. 

450 750 - 900 8 20 56 

550 820 - 1000 12 25 52 

500 800- 950 14 30 48 

600 950-1100 10 20 54

Oberflachenbehandlungen wie dem Nitrieren. Die AFP- 

Stähle sind grundsätzlich zum Nitrieren geeignetja), je- 

doch können Verbesserungen zum Beispiel durch Le- 

gieren mit stickstoffaffinen Elementen erforderlich sein 

zum Erreichen entsprechend härterer Oberflächen- 

schichten. 

Zusammenfassung 

Die Ursachen und die Zielsetzung zur Entwicklung 

ausscheidungshärtender ferritisch-perlitischer (AFP-) 

Stähle und die Unterschiede der Ausscheidungshär- 

tung durch Vanadin und Niob werden beschrieben. Vom 

ersten AFP-Stahl 49 MnVS 3 ausgehend werden die 

Entwicklungsstufen geschildert, die das Festigkeits-/ 

Zähigkeitsverhältnis dieser Stahlgruppe verbessert ha- 

ben. Auf wichtige Gebrauchs- und Verarbeitungseigen- 

schaften, die Normung und diezukünftigen Entwicklun- 

gen der AFP-Stähle wird eingegangen. 

Summary 

This Paper describes the development of precipitation 

hardening ferritic-pearlitic steels (in german: AFP- 

steels). The aim of development of these steels is to 

increase both the strength and the toughness in com- 

parison to unalloyed carbon steels or cast nodular 

graphite iron. The differente in precipitation hardening 

by vanadium and on the other hand by niobium will be 

discussed. Starting with thefirst precipitation hardening 

ferritic-pearlitic steel 49 MnVS 3, further developments 

to increase the strength/toughness relationship will be 

shown. Finally, important properties in processing and 

Operation of these steels will be demonstrated. The sta- 

tus of standardization and the future developments are 

discussed. 

Schrifttum 

1) Unveröffentlichte Ergebnisse der Deutsche Edelstahlwerke AG, 

Werk Remscheid (November 1971) 

2) Meyer, L.; Bühler, H.-E.; Heisterkamp, F: Thyssen Forschung 3 

(1971) S. 8/43 

3) Unveroffentlichte Ergebnisse der Deutsche Edelstahlwerke AG, 

Krefeld (1972) 

4) von den Steinen, A.; Engineer, S.; Horn, E.; Preis, G.: Stahl und 

Eisen 95 (1975) S. 209/14 

5) Frodl, D.; Randak, A.; Vetter, K.: HTM 29 (1974) S. 169/75 

6) Engineer, S.: TEW-Technische Berichte 2 (1976) S. 105/110 

7) Engineer, S.: Dr-Ing.-Dissertation, Technische Hochschule 

Aachen (Februar 1977) 

8) Unveröffentlichte Ergebnisse der Thyssen Umformtechnik AG, 

Remscheid 

9) Engineer, S.; von den Steinen, A.: TEW-Technische Berichte 6 

(1980) S. 85/89 

10) Kneller, J.: Stahl und Eisen 107 (1987) S. 905/09 

11) Engineer, S.; Huchtemann, B.; Schuler, V: TEW-Technische Be- 

richte 13 (1987) S. 34/43 

12) Huchtemann, B.; Keppler, W.: Unveröffentlichte Ergebnisse aus 

dem Bereich Forschung, Qualitäts- und Prüfwesen der Thyssen 

Edelstahlwerke AG 

13) Huchtemann, 6.; Engineer, S.; Schüler, V: HTM 44 (1989) S. 17/24 

14) Mäscher, G.; Schmidt, J.; Wolff, J.: HTM 43 (1988) S. 171/175 

15) Brandis, H.; Huchtemann, B.; Schmidt, W.: TEW-Technische Be- 

richte 14 (1988) S. 135/142 

16) Schnadt, FL: Schmiede-Journal (Matz 1989) S. 22/23 

‘7) Stahl-Eisen-Werkstoffblatt 101 (1988) Verlag Stahleisen GmbH, 

Düsseldorf 

18) Razim, C.: Metal Progress (Mai 1981) S. 50155 

11

Entwicklungsstand der ausscheidungshärtenden ferritisch ...

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