DIE BAINITISCHE UMWANDLUNG DES &MESSINGS*

E. HORNBOGENt und H. WARLIMONTt

Der Mechanismus der isothermen Umw8ndlung von abgeschrecktem /?-Messing im Temperaturbereich oberhalb der Martensittemperatur wurde mit Durchstrahlungselektronenmikroskopie und Elektronen- beugung untersucht. Das Umwctndhmgsprodukt enthiilt Stepelfehler, die durch gitterinvariente Soherung wie bei der martensitischen Umwandlung entstenden sind. Das Liingenwechstum der platten- fijrmigen Teilchen erfolgt linear und mit relative hoher Geschwindigkeit. Struktur und Reektionsge- schwindigkeit stimmen mit einem Model1 iiberein, in dem abweohselnde Segregation der Zinketome en Stapelfehler und Scherung der Atomebenenangenommen wird. Die dar8us folgenden Diffusionswege von -2 A erkliiren die hohe Gesohwindigkeit des L&ngenwachstums. Die weitere Umwendhmg in stabiles U-Messing geschieht sehr langsrtm duroh Ausheilen der Stapelfehler und weitreichende Diffusion.

Aufgrund der Beobechtungen und eines Vergleichs mit der Zwischenstufenumwandlung in St&hlen wird eine verallgemeinerte Definition der Bainitumwandlnng vorgeschlagen.

THE BAINIT TRANSFORMATION OF B-BRASS

The mechanism of isotherm81 transformetion of quenched @-brass in the temperature range above the Martensit temperature ~8s investigated by transmission electron microscopy end eleotron diffraction. The tr8nsformation product contains stacking faults, which originate from 8 lattice invariant sheer, 8s in the c&se of the Martensit transformation. The length growth of the plate shctped particles ocours linearly end at 8 rather high rate. Structure and reection rate 8re in agreement with 8 model which 8ssumes alternating segregetion of zinc atoms at stacking f8ults and shear of atomic planes. The resulting diffusion paths of -2 A explain the high rate of the length growth. The further transformation into steble cc-brass occurs very slowly by annealing of stacking faults and long distance diffusion.

On account of these results and 8 comparison with the intermediate stage transformation in steels 8 generalized definition of the Bainit transformation is proposed.

TRANSFORMATION BAINITIQUE DU LAITON /!?

On Btudie, 8 l’aide de 18 microscopic Blectronique par trctnsmission et de la diffrection d’electrons, le mecanisme de transformation isotherme du laiton p trempe, pour des temperatures superieures 8. 18 temperature martensitique. Le produit de 18 transformation contient des f8utes d’empilement qui ont leur origine dans un cisaillement inveriant du reseeu, comme dans le 08s de 18 transformation merten- sitique. L’allongement des particules en forme de plaques se f8it lineairement et 8 vitesse relativement grande. Structure et vitesse de reaction sont conformes L un modele qui suppose, en alternance, la segreg8tion des atomes de zinc 8ux fautes d’empilement et le cisaillement des plans 8tomiques. Les parcours de diffusion resultants, d’environ 2 A, expliquent la gr8nde vitesse de l’allongement. Le recuit des fautes d’empilement et 18 diffusion 8 grande distrtnce produisent tres lentement 18 trans- formation ulterieure en laiton a stable.

En raison de ces result8ts et d’une compareison avec le stade de transformation intermediaire des sciers, on propose une definition generalisee de la transformetion bainitique.

Bei einer Umwandlung der Kristallstruktur von

Legierungen kann bei hoher Temperatur die Um- ordnung der Atome in die neue Struktur und Anderung

der Zusammensetzung durch Diffusion erfolgen. Bei tiefen Temperaturen ist in manchen Legierungen eine

Umwandlung durch kooperative Scherbewegung der Atome des Kristallgitters ohne Diffusion moglich. Die Zusammensetzung der umgewandelten Kristallart

ist dann gleich der des Ausgangszustandes (Martensit). In einem mittleren Temperaturbereich hat man, zuerst beim Stahl, eine weitere Umwandlungsart gefunden, die nicht diffusionslos ist, aber trotzdem viele Kennzeichen der martensitischen Umwandlung aufweist (Bainit). Eine iihnliche Umwandlung ist such in Substitutionsmischkristallen gefunden und im

* Received August 25, 1966. t Institut fur Metallphysik der Universitlit Gettingen. $ Max-Planck Institut fur Metallforschung, Stuttgart.

B-Messing bisher am ausfiihrlichsten beschrieben

worden.‘1-7) Diese Arbeiten haben gezeigt, da13 abgeschreckte

/I-Messing-Legierungen beim Altern in einem bestimm-

ten Temperaturbereich oberhalb ihrer Martensit- temperatur durch einen Mechanismus mit folgenden Kennzeichen umwandeln :

1.

2.

3.

4.

5.

Auf polierten Oberflachen bildet sich ein Relief, wie es kennzeichnend fiir Schervorgiinge ist.

Die Habitusebene m (12.11. l} stimmt weitgehend mit der der martensitischen Phase iiberein.(l~s)

Im sich umwandelnden Kristall tritt eine gitterinvariante Scherung auf.(s) Die Auswahl der kristallographisch gleichwerti- gen Scherebenen kann durch eine iiul3ere Spannung stark beeinflusst werden.t3) Die Kristallstruktur ist der der martensitischen Phase iihnlich aber nicht gleich.(1-3)

ACTA METALLURGICA, VOL. 15, MAY 1967 943

ACTA METALLURGICA, VOL. 15, 1967 944

6.

7.

Die neuen Kristallite bilden sich isotherm nach

einer Inkubationszeit.(1-5)

Die Temperaturabhlingigkeit von Keimbildung

und Wachstum zeigt ein C-Kurvenverhalten und ist bestimmt durch eine Aktivierungsenergie in der gleichen GrGBenordnung, wie sie fiir Diffusion

von substituierten Atomen in Kupfermisch- kristallen erwartet wird.(1-5)

Die Punkte 1 bis 4 sind kennzeichnend fiir eine

diffusionslose Umwandlung; 5 bis 7 deuten auf eine diffusionsbestimmte Umwandlung hin. In dieser

Arbeit wurde die Umwandlung des /I-Messings erganzend zu bisherigen Untersuchungen im Elektro-

nenmikroskop beobachtet. Aufgrund dieser Unter- suchung des Feingefiiges sol1 erortert werden, ob es

allgemeingiiltige Definitionen gibt, mit deren Hilfe

diese dritte Umwandlungsart im Festkorper gegen die diffusionsbestimmte und diffusionslose Umwandlung

abgegrenzt werden kann.

1. VERSUCHSDURCHFUHRUNG

Als Ausgangsmaterial dienten 1 mm dicke Bleche

mit 58,4 Gew.- o/o Cu. Die Bleche wurden bei Tempera-

turen zwischen 830 und 890°C fiir 10 min gegliiht in

Wasser abgeschreckt und anschlieBend bei 100°C und 250°C gealtert.

Nach der Warmebehandlung wurden Proben fiir die direkte Durchstrahlung im Elektronenmikroskop

nach dem Fensterverfahren hergestellt. Folgende Polierbedingungen erwiesen sich bei einem Elektroly-

300

OC

250

l CL I CL + I32

0

ten aus 3 Teilen Methanol und 1 Teil Salpetersiure am

geeignetsten: 8 bis 12 V, 1 A/cm2, Vorpolieren bei

-3O”, Fertigpolieren bei -60°C. Untersucht wurden

Keimbildung und Wachstum sowie die Gitterbau- fehler des Umwandlungsproduktes durch direkte

Abbildung. Elektronenbeugung wurde benutzt zur Bestimmung von Kristallstrukturen, Orientierungs-

beziehung und Dichte von Stapelfehlern.

2. VERSUCHSERGEBNISSE

2.1 Abgeschrecktes /I- Messing

Die untersuchte Legierung ist in einen Ausschnitt aus dem Cu-Zn Zustandsschaubild eingetragen wor- den(s.9) Danach ware im stabilen Gleichgewicht ein

Gemenge aus je etwa 50% tc- und B-Messing zu

erwarten, Abb. 1. Durch Abschrecken von Tempera- turen oberhalb 800°C erhalt man nur die krz B,-Phase.

Da aus friiheren Arbeiten bekannt ist,(3) dab nicht

Korngrenzen sondern Stellen im Inneren der /3-

Kristalle bevorzugte Orte der Keimbildung der hier

behandelten Umwandlung sind, ist eine genaue

Kennzeichnung des Zustandes der abgeschreckten Mischkristalle notwendig. Sie enthielten Versetzungen

in einer Dichte von etwa lo* cm-2. Die Versetzungen

weisen Spriinge auf, deren mittlere Hohe in den von

870” abgeschreckten Proben 500 A betragt (Abb. 2). Danach ist eine hohe Konzentration von in Ubersatti-

gung befindlichen Leerstellen (C, w 10e4) tiberall im

Kristall zu erwarten, wo keine Senken (Versetzungen

1 At.-% Zn

0 cC/d +/3-Grenze nach S. kmada

+ Phasengrenzen nach Hansen

0 Versuchslegierung/Auslagerungs tempemtur

ABB. 1. Ausschnitt &us dem Zustandsdiagramm Cu-Zn mit der Zusammensetzung und der Auslagerungstempercttur der Versuchslegierung.

HORNBOGEN UND WARLIMONT: BAINITIscHE UMWANDLUNG DES j3-M~ss1NGs 945

ABB. 2. Versetzungen mit Spriingen in einer van 870°C in Eiswasser abgeschreckten Probe.

Korngrenzen) vorhanden sind. Eine Kondensation

von Leerstellen als Versetzungsringe direkt nach dem Abschrecken ist nicht beobachtet worden. Die Versetzungspaare (Abb. 3) miissen durch Abschreck- spannungen bei verhaltnismafiig tiefer Temperatur

(T < 454°C) entstanden sein, da die Voraussetzung der paarweisen Bewegung von Versetzungen ein hoher

Ordnungsgrad im &-Messing ist.

Das Muster in der Matrixphase in Abb. 2 und 3 weist darauf hin, da3 man beim Abschrecken des

/I-Messings auf Raumtemperatur keinen homogenen metastabilen Zustand erhalt. Vielmehr bilden sich

koharente Ausscheidungen im kubisch-raumzentrier- ten Gitter, deren Beugungseffekte sich mit zuneh- mender Auslagerung bei niedrigen Temperaturen einem verzerrten hexagonalen Gitter zuschreiben

lassen. Das Wachstum dieser metastabilen Phase im unumgewandelten &Messing kann bei Alterungs-

temperaturen unterhalb 250’ such nach der Keim-

ABB. 3. Versetzungspaare in einer van 840” in Wesser van 25°C ebgeschreckten Probe.

bildung der bainitisohen Struktur noch beobachtet

werden. Hinweise auf eine schwach verzerrte krz.

Struktur hatten sich schon friiher aus rontgeno-

graphischen Untersuchungen ergeben.t3) Einzelheiten dieser koharenten Ausscheidung werden in einer

anderen Arbeit beschrieben.oO)

2.2 Keimbildung und Wad&urn

Daten iiber den Beginn und Verlauf der bainitschen

Reaktion sind schon in friiheren Arbeiten ent- halten.(1-7) Es ist versucht worden, aus den elektronen-

mikroskopischen Aufnahmen AufschluB iiber den

Mechanismus der Keimbildung dieser Reaktion zu

erhalten. Die beobachteten Stadien sind in Abb. 4 zusammengestellt worden : Das krz-Gitter des B-

Messings wird bei tiefen Temperaturen instabil

gegeniiber Scherungen in { 1 lo} (1 10).‘6*13) Eine Moglichkeit fur den Beginn der Keimbildung besteht

darin, da3 Versetzungen, bei denen eine Komponente des Burgersvektors in einer (110) Ebene liegt, auf-

spalten und eine Ebene mit neuer Stapelfolge bilden. Es ist in dieser Arbeit nicht gelungen, diesen Mechanis-

mus eindeutig nachzuweisen. Abb. 4(a) zeigt die urspriinglich vorhandenen Versetzungen mit Spriingen,

dazu gestreckte Versetzungen die in einer {llO)k,,-

Ebene liegen. Der Ubergang vom zweidimensionalen zum dreidimensionalen Keim war nicht direkt zu

beobachten. In Abb. 4(b) lie@ die Fliiche eines Keimes senkrecht in der Folie. In diesem Falle ist

l/d > 100. Urn die Bildung und das weitere Wachstum der

Bainitplatten genau zu verfolgen, wurden ihre

Ausbildungsformen und ihr Langen- und Dicken-

wachstum aus den elektronenmikroskopischen Auf- nahmen genauer bestimmt. Die Ergebnisse sind fiir

eine Alterungstemperatur von 250°C in Abb. 4 und 5 zusammengestellt worden. Nach 5 min sind keine

Anzeichen fiir die Keimbildung zu erkennen, lediglich ein geringfiigiges Wachstum der koharenten Ausschei-

dungen. Die ersten diinnen plattenformigen Kristalle

haben sich nach 10 min gebildet. Diese Kristalle wachsen in der Langsrichtung sehr schnell mit etwa konstanter Geschwindigkeit bis zu einer GrijDe von 1 max M 1O-3 cm an. (Abb. 5, Kurve Lax). Das Lingenwachstum der Platten wird in friihen Stadien

durch Hindernisse, z.B. Versetzungen und andere Teilchen beeinfluflt. Dabei werden von solchen Hindernissen ausgehende ortliche Spannungsfelder in iihnlicher Weise wirksam wie von a&en anliegende Spannungen.(3) Das fiihrt zur Anderung der Wachs- tumsrichtung mit einer anderen Orientierungsbezie- hung und Habitusebene, Abb. 4(c).

Die Dicke der Platten betragt bei ihrer ersten

946 ACTA METALLURGICA, VOL. 15, 1967

(b)

(4

(e) ABB. 4. Verschiedene Stadien der bainitischen Umwandlung (a) Versetzungen mit Spriingen und gestreckte Versetzungen, die in einer {l 10}krz-Ebene liegen, in einer van 880” in Eiswasser abgeschreckten Probe. (b) Ein Keim liegt mit der Fliiche senk- recht in der Folie; 10 min bei 250°C gealtert. (c) Mehrfach abgewinkelte Bainitplatte in friihem Wachstumsstadium; 10 min bei 250°C gealtert. (d) Mittleres Wachstumsstadium einer Bainitplatte. An den Grenzflichen sind Kontrastwirkungen van Grenzflilchenspannungen zu erkennen; 300 min bei 260°C gealtert. (e) Beginn der tfberalterung durch Ausheilen der Stapel- fehler und bevorzugtes Wachstum der stapelfehlerfreien Bereiche; 300 min bei 250% gealtert. (f) SpBtes Stadium der uber- alterupg, nur wenige Stapelfehler sind zuriickgeblieben, der griil3te Teil der Platte ist in a-Messing umgewandelt; 500 min bei

250°C gealtert.

HORNBOGEN UND WARLIMONT: BAINITISCHE UMWANDLUNG DES P(-MESSINGS 947

max -1tingc dW gtimn Ptatten

d = mittkre Oiche der flatten

ABB, 5. Wachstumsgeschwindigkeit der Bainitplatten bei 250°C.

Beobachtung d < 10e5 cm. Die Geschwindigkeit des Dickenwachstums iat wesentli~h geringer als die des Langenweohstums. Die Platten sind deswegen paral- lelseitig begrenzt. Das Innere der Kristallite zeigt eine Streifung. Sie ist auf die Erzeugung von Stapel- fehlern durch die gitterinvariante Scherung zuriick- zufiihren, die im Zusammenhang mit der Kristall- struktur behandelt wird. Mit zunehmender Alterungs- zeit iindern sich zunachst nur die Abmessungen der neugebildeten Kristalle, s. Abb. 4(d). SchlieBlich beginnt die Umwandlung in das stabile a-Messing. Im Zusammenhang mit dieser Umwandlung heilen die Stapelfehler BUS, Abb. 4(e). Die Teilchen verlieren ihre Linsenform, da in der Grenzfliche zwischen @z- und a-Messing ein bevorzugtes Wachstum einsetzt. Auoh nach den langsten Alterungszeiten von 500 min bei 250” war das Gleichgewicht noch nicht vollstandig erreicht. Abb. 4(f) zeigt einen u-Messing Kristall, der einigc noch nicht ausgeheilte Stapelfehler enthiilt.

3. KRISTALLSTRUKTUR DER NEUGEBILDETEN PHASE

Zur Strukturuntersuchung wurden Elektronen- beugungsaufnahmen von verschiedenen Wachstums-

stadien der Bainitplatten ausgewertet. Die Beugungs- diagramme neugebildeter Platten zeigten groBe ~nlichkeit mit denen des ~‘-Ma~nsitt~ in Kupferlegierungencls) Diese Struktur ist eine Stapel- variante dichtest gepackter Ebenen, die aus einer diffusionslosen Gitterumwandlung krz -+ kfz folgt.

Derartige Strukturen konnen am besten in ortho- rhombis~her Symmetrie dargestellt werden, wobei man die dichtest gepackten Ebenen als a-b-Ebene wlihlt und ihre Stapelfolge in c-Richtung angibt. Zur Strukturanalyse geniigen deshalb im Prinzip zwei Elektronenbeugungsaufnahmen : eine parallel zur Basisebene, urn evtl. Uberstruktur festzustellen, und eine parallel zur c-Richtung, urn die Stapelfolge aus den Reflexlagen abzuleiten.

In Elektronenbeugungsaufnahmen der Basisebene und in allen anderen Beugungsaufnahmen der bainit- ischen Phase, die in dieser Untersuchung herangezogen wurden, waren keine ~berst~kturreflexe zu beo- bachten. Das CsCl-Gitter, aus dem die bainitis~he Phase entsteht, s. Abb. 6, wird also bei der Umwand- lung entordnet. Eine charakteristische Beugungs- aufnahmo, die die c-Richtung enthalt, zeigt Abb. 7. Auf den rez. Gitterstaben 121 und 241 liegen die Reflexe 122, 125 und 128 beziehungsweise 241, 244 und 247 urn je f des reziproken Einheitsvektors 009 voneinander entfernt. Daraus und aus ihren Entfer- nungen zur Ebene hk0 ist auf eine Stapelfolge

ABC/BCA/CAB

zu sehlie0en. Dieser Sta~lfolge entspricht demnach die Struktur der Bainitplatten bei ihrer Bildung. Zahlreiche Varianten dieses Beugungsbildes wurden auBerdem beobachtet. Zwei Beispiele sind in Abb. 8 zusammen mit charakteristischen Reflexlagen fiir die

l Unterstruktur

e iiberstruktur

ABE. 6. Elsktronenbeugungsaufnahme van @&u-Zn, Zone [IOOJ Diffuse Refiexe van der kohgrenten Ausscheidung.

948 ACTA METALLURGICA, VOL. 15, 1967

1 -too9

I I 1

I Tl2S 1 1 I 7

r2<7 006 1 I

I r125 1 I I T-224 7 003 1 I I TI22 A

I vm,.

ABB. 7. Elektronenbeugungsaufnahme des Bainits, Zone [210].

ABB. 8. Reflexlagen auf dem charakteristischen hexagonalen Gitterstab 121 in zwei versohiedenen Umwandlungsstadien des Bainits. J-kubisch fliichen-

zentriert, h-hexagonal. o-orthorhombisch.

oben angegebene, die kfz und die hexagonal dichtest gepackte Struktur wiedergegeben. Man erkennt im wesentlichen die Intensitiitszunahme auf den Reflexla- gen des kfz Gitters, das hei& den Uberalterungs- vorgang mit der Gitterumwandlung :

ABC/BCA/CAB -+ ABC

d.h. Bainit + E-Phase. Die Reflexverbreiterungen und zusiitzlichen schwachen Intensitiitsmaxima auf den Gitterstaben in c-Richtung weisen darauf hin, da3 regellos verteilte Stapelfehler und kleine Kristall- bereiche abweichender Struktur* auftreten.

Auffiillig sind die starken und im Vergleich zu ent- aprechenden /I’-Martensit-Beugungsaufnahmen schar- fen Reflexe auf rez. Gitterpunkten wie 003 und 006 in Abb. 7. Wegen ihrer weaentlich geringeren Halb- wertsbreite im Vergleich zu den Reflexen auf Gitter- atliben von Typ 121 und 241t ist ihr Auftreten nicht

* Bei Elektronenbeugung sind schon van lamellenfiirmigen Kristallbereichen geringer Kohiirenzliinge gesonderte Reflexe zu erwarten, wenn eine abweichende Stapelvariante auftritt.

t Fur alle Miller-Indizes der Bainitstruktur wurde in Analogie zu den haufigsten Martensitstrukturen in Kupfer. legierungen eine Elementarzelle mit doppelter Lange der in Abb. 9 angegebenen b-Achse zugrundegelegt.

in erster Linie der Mehrfachbeugung zuzuschreiben (wie bei entsprechenden @‘-Martensit-Beugungsauf- nahmen). Andererseits ist auf diesen Lagen kein Reflex zu erwarten, wenn in c-Richtung Ebenen mit gleichem Atomstreufaktor gestapelt sind. Deshalb mu3 aus diesen zusatzlichen, scharfen Reflexen geschlossen werden, da3 jede dritte dichtest gepackte Gitterebene einen Unter- oder UberschuB an Zn- Atomen enthiilt. Auf diese Konzentrationsunter- schiede der a-b-Ebenen kommen wir in der Diskussion zuriick. Fur die Strukturbeschreibung kann man zwei Streufaktoren f und f’ fiir die dichtest gepackten Ebenen der Zinkkonzentration c und c’ einfiihren. Die Stapelfolge ist dementsprechend :

A’BC’B’CA’C’AB’

Wir erhalten aus den angegebenen Ergebnissen die in Abb. 9 wiedergegebene Struktur der bainitisch gebildeten Phase.

Aus Beugungsbildern von Bainitplatten und Matrix konnte auBer den Strukturen der Orientierungszusam- menhang bestimmt werden. In Abb. 10 sind zwei zusammengehiirige Beugungsbilder wiedergegeben mit ihrer Auswertung in stereographischer Projektion.

HORNBOGEN UND WARLIMONT: BAINITISCHE UMWANDLUNG DES fi-MESSINGS 949

A

8’

A

C’ C

A

C

B’

C'

I3

A a

ABB. 9. Orthorhombische Elementarzelle Bainits.

Daraus ergibt sich der Zusammenhang

des Cu-Zn-

(OO1)n,i,it M 4” von (01 1)82

[i1%,i,it II PWp2

Dieser Zusammenhang ist im Rahmen der MeBgenauig-

keit bei Elektronenbeugungsaufnahmen der gleiche wie zwischen fi,‘-Martensit und der &Phase.

Fiir den Bainit und /I,‘-Martensit, die aus p- Messing entstehen, ergibt sich damit eine grol3e _&m- lichkeit der kristallographischen Daten, von der darauf zu schliel3en ist, da13 die kooperativen Atom- bewegungen, die in beiden Fallen die Gitterumwand- lung bewirken, sich weitgehend entsprechen.

4. DEUTUNG DER ERGEBNISSE

Die elektronenmikroskopische Untersuchung hat gezeigt, da13 die Einzelheiten des Gefiiges, d.h. die Plattenform des Umwandlungsprodukts, die Orientie- rung der Habitusebene und die Dichte der Stapel- fehler* der bainitisch gebildeten Kristalle nicht wesentlich von den beim Abkiihlen gebildeten martensitischen Kristallen(11*12) verschieden sind. Ein

* Die in der Bainitstruktur auftretenden, regelmilaigen Abweichungen von der kfz Stapelfolge (strukturelle Stapel- fehler) kiinnen untersohieden werden von duroh Verformung entstehenden, nicht im thermodynamischen Gleichgewicht befindliohen, regellos verteilten Stapelfehlern. Im Hinblick euf bevorzugte Segregation (Suzuki-Wechselwirkunglh) ver- h&en sich b&de Arten von Stapelfehlern offensichtlioh gleichertig.

(360) B

ABB. 10. Orientierungsbeziehug zwischen ,!?$, B&it und dessen innerer Streifung.

18

Model1 fur den Ablauf dieser Reaktion mu13 die

beobachtete diffusionsabhangige Geschwindigkeit da-

mit in Einklang bringen. Folgende Daten fur die bei

250°C ablaufende Reaktion kiinnen als Grundlage und

zur Uberprtifung eines solchen Modells dienen : (i) Geschwindigkeit des Wachstums am Anfang

der Umwandlung (Abb. 5) : Langenwachstum

dZ,,,.dx = G, m 1,5 x 10-6[cm/sec] (dieser Wert ist etwa doppelt so groB wie der von Repast’)

gemessene Mittelwert, was im Bereich der

MeBgenauigkeit eine gute tfbereinstimmung darstellt) ; Dickenwachstum d~?/dx = G, w

0,6 x lo-* [cm/set] (ii) Dichte der Stapelfehler im neugebildeten

Kristall: c( = 0,33, d.h. nach jeder dritten

(11 l),, = (OO1)s,i,it-Ebene. (iii) Gitterkonstante des a-Messingso4) extrapoliert

auf 41,0 Atom- o/o Zn bei Raumtemperatur : a = 3,7 [A]

(iv) Diffusionskoeffizient fur Substitutionsatome in

Kupfer bei 250°C: D w 10-15[cm2/sec]

Die mittlere Weglange der diffundierenden Atome bei T = 250°C ist :

g = (Dt)l/‘J (1)

Darin ist t die Zeit. Die Geschwindigkeit G mit der eine Reaktion mit einem gegebenen konstanten

Diffusionsweg 8 fortschreiten kann, ist dann

950 ACTA METALLURGICA, VOL. 15, 1967

[cm/set], die etwa 6 x kleiner ist als die gemessene

Geschwindigkeit des Langenwachstums. Es ist ver-

niinftig, im Model1 eine unvollstiindige Segregation von

Zink anzunehmen (a < 0,5), was zu einem etwas hoheren Wert von Gber fiihrt. Wir erhalten dann eine

bessere Ubereinstimmung zwischen den Messungen und einem in Abb 11. schematisch dargestellten

Ablauf des Langenwachstums der aus kupfer- und

zinkreichen Ebenen bestehenden Kristalle. Dieser Mechanismus schliel3t such die Moglichkeit ein, daB

die Geschwindigkeit der Reaktion durch Diffusion im

/3- und nicht im a-Messing bestimmt ist. Es gilt

102D,,, w Dkrp Die Ubereinstimmung w&ire in

diesem Falle noch besser. Allerdings ist der Diffusions-

koeffizient des ,&Messings nicht sicher abzuschatzen,

da die Dichte und Verteilung der beim Abschrecken

erhaltenen Leerstellen nicht bekannt sind. Der in Abb. 11 schematisch gezeigte Mechanismus sei im

folgenden kurz erlautert :

G=‘=” a8

a gibt den Segregationsgrad an. Der aufgrund der

gefundenen Struktur bei einer Legierung mit 41,0 Atom-% Zn maximal miigliche Segregationsgrad ist

a B 0,5. Das wiirde bedeuten, daB alle Zinkatome in die Ebenen des Typs A’, B’, C’ diffundiert waren, und

die Zinkkonzentration in diesen Ebenen dadurch (maximal) 61,5 Atom-O/ betragen wiirde.

Ausgehend von einem Keim, der aus einer zinkrei-

then und einer kupferreichen (1 10)Bz-Ebene bestehen

mag, A’B, bildet sich durch Zinkanreicherung und Scherung in Richtung [liOlfl, die Ebene C’. Weitere

Zinkanreicherung begiinstigt eine Scherung in Rich-

tung WOl,2, wodurch die Ebene B’ entsteht und der Stapelfehler zwischen C’ und B’ gebildet wird.

Dieser Stapelfehler ist such deshalb energetisch begiinstigt, weil er eine hexagonale Stapelfolge BC’B’C herbeifiihrt, also die Struktur des Zinkmisch-

kristalls. Die folgende, an Zink verarmte Ebene wird zur C-Ebene und damit beginnt die nachste Periode

von Scherung und Diffusion, die das Langenwachstum bestimmen.

Die homogene Scherung auf (110) (llO),a zur Umwandlung krz + kfz beginnt an noch nicht genau bekannten Gitterbaufehlern. Makroskopisch ergibt

sich eine lineare Geschwindigkeit des Langenwachs- turns. Mikroskopisch verlauft sie iiber die eben

In unserem Model1 wird angenommen, da3 der

Austausch der Cu- und Zn-Atome zwischen den Ebenen ABC und A’B’C’ der wachstumsbestimmende

Schritt des bainitischen Umwandlungsvorganges ist. Diese Segregation an die Stapelfehler ist such aus den

Beugungsbefunden abzuleiten : sowohl die Stapel- fehler als such die Ebenen mit unterschiedlichem Streufaktor sind mit c/3 periodisch. Das hei&, da8 alle mit A’, B’ und C’ bezeichneten Schichten an Zink angereichert sein kiinnen. Da fur diesen Diffusions- schritt nur ein Netzebenenabstand dool in c-Richtung

als Wegllinge auftritt, ist B m a/d/3 = 2,l A. Wird dieser aus der Struktur folgende Wert fiir s in Gl. (2)

eingesetzt und angenommen, da3 a = 0,5 ist, so ergibt sich eine Geschwindigkeit Gber w 1 x 10-T des krz Gitters in die Bainitstruktur.

. Cu-retche Ebenen 0 Zn-relche Ebenen

0 Ebenen mr, geordnetrrfCsCll Cu-Zn- Anordnung

ABB. 11. Schematische Darstellung der Umwandlung _. _

HORNBOGEN UND WARLIMONT: BAINITISCHE UMWANDLUNG DES ,!l-MESSINGS 951

geschilderten Einzelschritte. Bei 25O’C ergibt sich

eine Zeit t m 0,03 see fiir jede Periode. Die Inkuba-

tionszeit, t, > 5 min, ist sehr vie1 gr613er als diese Zeit.

Die Bildung der ersten Ebene ist also sehr vie1 schwieriger als die Bildung neuer Lamellen. Dies

weist darauf hin, da13 z.B. durch thermisch aktivierte Umordnung von Versetzungen oder durch Ausschei- dung von Leerstellen diese Keimstelle erst geschaffen

wird. Darauf deutet such hin, da13 durch plastische Verformung bei Raumtemperatur eingebrachte Verset- zungen vom Typ a/2 [ll l] oder a [IOO] die Umwand- lung nicht auslijsen konnen.

Die durch den vorgeschlagenen Mechanismus entstehenden Kristalle sind infolge der Segregation

der beiden Atomarten ein stabilerer Zustand als der bei gleicher Zusammensetzung auftretende Martensit,

der sich nur bei groSerer Unterkiihlung bilden kann.

Beim Dickenwachstum sind entsprechend kurze Diffusionswege wie beim Langenwachstum zu erwar- ten. Jedoch erfordert die Bewegung der teilkohiiren-

ten Grenzflache im Gegensatz zum koharenten Langenwachstum offenbar eine hohere Aktivierungs-

energie . Der stabilste Zustand, das a-Messing, ent- steht durch Ausheilen der Stapelfehler. Zum Einstellen

der Gleichgewichtskonzentrationen zwischen a- und

/?-Messing ist dann Diffusion iiber grol3e Entfernungen

notwendig. Dieser Vorgang lauft deshalb urn viele GroBenordnungen langsamer ab, als die bainitische

Reaktion. AbschlieBend sei erwahnt, da13 ein analoger Mecha-

nismus such fur die Bainitbildung im Stahl (Austenit -+

Ferrit) wirksam sein muB. Im Unterschied zum B-Messing ist dabei keine Diffusion von substituier- ten Atomen (Cu, Zn) notwendig, sondern nur die Diffusion von eingelagerten Kohlenstoffatomen. Als

Reaktionsfolge kann aber entsprechend angenommen werden: Scherung kfz - krz,Erzeugung von Zwillings-

grenzen oder Versetzungen durch gitterinvariante Scherung und Ausscheidung eines metastabilen

Karbides an den durch die Umwandlung erzeugten Gitterbaufehlern.

Die bainitische Umwandlung ist also dadurch gekennzeichnet, da13 aufgrund des Umwandlungs- mechanismus Gitterbaufehler in growler Dichte erzeugt werden, die ihrerseits Segregation erlauben bzw. Keimbildungsstellen darstellen, die tiber sehr kurze

Diffusionswege zu erreichen sind. Dadurch entsteht

ein im Vergleich zur martensitischen Umwandlung

thermodynamisch stabilerer Zustand, der sich oberhalb

der Martensittemperatur durch entsprechende kooper- ative Scherbewegung wie der Martensit bilden kann.

Wir kijnnen die allein diffusionsbestimmte (D), die

bainitsche (B) und die martensitische (M) Reaktion im Festkorper durch die in Tabelle 1 angegebenen

Kennzeichen voneinander unterscheiden. Wir danken Herrn Professor Z. Nishiyama fur

eine kritische Durchsicht des Manuskripts.

TABELLE 1

D B M

Freie Energie F

Diffusionswege s

FD < FB .z- FU

SD 9 0 1ooA > SE> 0 SAf = 0

Geschwindigkeit der Go < GB < GM Umwandlungsfront G invarianter &bener - T + Verzerrungszustand

Umwandlung mijglich zwischen beliebigen Gittern Ibel.1 oder zwi- schen be‘stikmten, geo- bel. metrisch durch Sche- rung iiberfiihrberen Gittern (best.)

best. best.

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