Den Wasserstoffatomen in Stählen auf der Spur

Die lokale Verteilung des kleinsten Elements Wasserstoff in der Mikrostruktur eines hochfesten Stahls ist schwer nachweisbar, kann aber dramatische Auswirkung auf dessen Eigenschaften haben. Durch eine Kombination moderner Simulations- und Charakterisierungstools arbeitet das Max-Planck-Institut für Eisenforschung (MPIE) an der Beseitigung dieses Dilemmas.

Tilmann Hickel*, Dirk Ponge, Michael Rohwerder, Jörg Neugebauer, Dierk Raabe

Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH, 40237 Düsseldorf, Germany - *Kontaktdaten: hickel@mpie.de, +49-211-6792-575

Für die Entwicklung einer neuer Generation von hochfesten Stählen ist ein mikroskopisches Verständnis der Prozesse, die mit Wasserstoff (chemisches Symbol: H) verbunden sind, von entscheidender Bedeutung. Obwohl der Anteil der H-Atome im Stahl im Schnitt unter 0,0005 % liegt, ist inzwischen bekannt, dass deren lokale Anreicherung im Gefüge, zum Beispiel an Korngrenzen und Rissspitzen, zu deutlichen Versprödungseffekten führen kann [1]. Die direkte experimentelle Überprüfung derartiger Effekte ist jedoch in der Regel schwierig, weil die geringe Löslichkeit und die hohe Beweglichkeit der H-Atome, klassische Analysemethoden ungeeignet machen.  

Die Wissenschaftler am MPIE verfolgen daher multidisziplinäre Ansätze, um dem Wasserstoff auf die Spur zu kommen. Eine inzwischen etablierte Methode des H-Nachweises ist die temperaturprogrammierte Desorption (TDS), bei der nach der kontrollierten H-Beladung die Ausgasung bei verschiedenen Heizraten gemessen wird [2]. Ein maximaler H-Austritt bei einer bestimmten Temperatur ermöglicht Rückschlüsse auf die  Bindungs­energie von H im Gefüge. Durch quantenmechanische Berechnungen chemischer Bindungen kann dann überprüft werden, ob diese H-Atome zum Beispiel aus Korngrenzen stammen. Allerdings stehen die Korngrenzen im Wettstreit mit Versetzungen, Ausscheidungen und anderen Strukturelementen. Es gibt viele verschiedene Korngrenztypen und  selbst innerhalb einer Korngrenze steht eine Vielzahl von Plätzen für den H-Einbau zur Verfügung. Aufgrund dieser Komplexität und Diversität der Mikrostruktur ist ein vollständiges Zurückverfolgen des Wasserstoffs nur möglich, wenn ein detaillierter Abgleich der gemessenen und berechneten Desorptionsspektren erfolgt. Bei niedriglegierten hochfesten Stählen konnten dafür in jüngster Zeit entscheidende Fortschritte erzielt werden. So wurde zum Beispiel erkannt, welche Klassen von Dreh-Korngrenzen für den H-Einbau besonders attraktiv sind.

Um experimentell einzugrenzen, in welchen Bereichen der Mikrostruktur sich H-Atome bevorzugt anreichern, wurden jüngst am MPIE große Erfolge bei der Kombination einer Kelvin-Probe mit einem Rasterkraftmikroskop (SKPFM Methode) erzielt [3]. Entscheidende Idee ist dabei das Aufdampfen einer Pd-Schicht auf den Stahl, die Wasserstoff wie ein Schwamm aus dem Stahl heraussaugt. Nach einer sensiblen Kalibrierung kann dann zeitaufgelöst die Aktivität von Wasserstoff im Pd gemessen werden. Auf diese Weise gelang es zum Beispiel, die Verteilung von Wasserstoff in Gefügen mit Austenit und Ferrit zu bestimmen (Abb. 1). Diese Erkenntnis ist entscheidend, weil sich Wasserstoff in den beiden Phasen sehr verschieden auf die mechanischen Stahleigenschaften auswirkt [4]. Um die H-Energetik und den Einfluss auf die strukturelle Stabilität zu verstehen, ist die Verwendung von Simulationsmethoden erneut entscheidend. So wird die Segregationsenergie an den Phasengrenzen mit der Adsorptions­energie an freien Oberflächen verglichen, die sich bei einer Rissentstehung bilden. Am Beispiel von Ti-Karbiden konnte dadurch gezeigt werden, dass H die Kohäsionsenergie an der Grenze stark herabsetzt [5]. Das stellt einen möglichen Mechanismus von Wasserstoff­versprödung dar, der durch gezielte Modifikation der Karbidbildung (Wärmebehandlung) und der chemischen Zusammensetzung der Grenzfläche (Legierungsdesign) beeinflusst werden kann. Auf diese Weise tragen die Untersuchungen dazu bei, hochfeste Stähle für den Einsatz in Anwendungen fit zu machen.

Topographie (links, A: Austenit, F: Ferrit) und H-Potentialkontrast (rechts) in einem Mehrphasenstahl nach Beladung mit Wasserstoff. Aus dem Austenit wurde deutlich mehr Wasserstoff frei gesetzt, erkennbar  an den niedrigeren Potentialen.

Literatur:

[1]   Hickel, T.; Nazarov, R.; McEniry, E.J.; Leyson, G.; Grabowski B.; Neugebauer, J.; JOM 66 (2014), S. 1399-1405.

[2]   Merzlikin, SV.; Borodin, S.; Vogel, D.; Rohwerder, M.: Talanta 136 (2015), S. 108/13.

[3]   Evers, S.; Senöz, C.; Rohwerder, M.: Sci. Techn. Adv. Mat. 14 (2013), S. 014201.

[4]   Luo, H.; Li, Z.; Chen, Y.-H.; Ponge, D.; Rohwerder, M., Raabe, D.: Electrochem. Comm. 79 (2017), S. 28-32.

[5]   Di Stefano, D.; Nazarov, R.; Hickel, T.; Neugebauer, J.; Mrovec, M.; Elsässer, C.: Phys. Rev. B 93 (2016), S. 184108.

 

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