In Situ Synchrotron X-Ray Diffraction Analyses of the Low-Pressure Carburizing Process on Steel AISI 5120 Using a Reflection Setup

2.1 Material and sample preparation

The broadly used case hardening steel AISI 5120 (EN 20MnCr5) was considered in this study. Its chemical composition displayed in Table 1 was determined using optical emission spectroscopy (OES).

The steel was supplied as hot-rolled steel bars with a diameter of 35 mm in a ferritic-pearlitic state (normalized condition). The hardness was homogenously distributed with an average of about 172 HB according to DIN EN 10204:2005 [11].

The samples were machined from the semi-finished product to a cuboid shape with a dimension of 5 × 14 × 14 mm³ as shown in Figure 1. On one side of the sample, a blind hole of ∅ 0.8 mm × 3.5 mm was eroded to insert a thermocouple for temperature measurement during the experiments. Two conical recesses at the narrow sample sides were created to fix the sample into position using spring preloaded ceramic tips, as shown by Figure 2b. This prevented the measurement point from running out of focus as a result of thermal expansion of the sample during the experiment.

In order to limit carburizing to the investigated surface, all other surfaces were PVD-coated with a 5 to 8 μm thick zirconium nitride layer acting as a carbon diffusion barrier to prevent carbon absorption [10].

Fig. 1

Sample geometry. All dimensions are given in mm

Bild 1. Probengeometrie. Alle Abmessungen sind in mm angegeben

Fig. 2

Pictures of the self-built process chamber. a) Complete process chamber in reflection mode, b) sample holder without chamber hood, and c) view of the chamber interior during operation

Bild 2. Bilder der selbstgebauten Prozesskammer. a) Komplette Prozesskammer im Reflexionsmodus, b) Probenhalter ohne Kammerhaube und c) Blick in das Kammerinnere während des Betriebs

2.2 In situ X-ray diffraction setup

2.2.3 LPC process

The complete process flow chart is shown in Figure 3. For the carburizing experiments, the process chamber was evacuated to represent the industrial process as accurately as possible. After reaching a pressure of 0.2 mbar, the sample was slowly heated to a carburizing temperature of 940 °C. At the carburizing temperature, a total of three carburizing cycles were performed. Each cycle consists of a boost and a subsequent diffusion step. During the boost step, the carbon donor gas acetylene was fed into the chamber at a volume flow rate of 0.6 l/h. As the boost steps lasted between one and two minutes, partial pressures of acetylene of 4 to 8 mbar are reached. During the subsequent diffusion steps, the chamber was evacuated again, and the carbon diffused from the saturated surface into the bulk. The diffusion steps were significantly longer than the boost steps and took up to 25 minutes. As soon as the three carburizing cycles were completed, the temperate was slowly reduced to the hardening preparation temperature of 840 °C to reduce the distortion caused by quenching. Finally, the sample was gas-quenched using He at a pressure of approx. 5.5 bar. In industrial applications, normal quenching pressures are in the range of 10 bar. As the process chamber includes a series of Kapton® windows, such high pressures were not applied during the in situ experiments for safety reasons, but it was ensured that the cooling rate was sufficient to avoid any phase transformations above the martensite start temperature M_S.

Not all samples were carburized within the process chamber. A batch of samples was pre-carburized in an industrial-grade furnace as described in [7]. These samples were used in the process chamber to reproduce only the quenching process that complements the data acquired from the complete carburizing cycle. This approach allows an absence of soot formation at the surfaces during carburizing and shorter process times at elevated temperatures. As the vacuum within the process chamber is limited to 0.2 mbar due to the overall construction of the chamber, slight oxidation of the sample surface during the process is unavoidable. As the remaining pressure is comparably high, a getter material would not sufficiently reduce the remaining oxygen content. Evacuation purging of the process chamber with He reduced the oxidation, but was not able to prevent sample oxidation entirely. The shorter process times increased the quality of the diffraction results, especially at higher frame rates. Additionally, the shorter process times enabled for a higher sample throughput and thus the possibility to examine a higher variation of process parameters during quenching.

Fig. 3

Schematic procedure of the low-pressure carburizing process as applied during the in situ experiments

Bild 3. Schematischer Ablauf des Niederdruckaufkohlungsprozesses, wie er bei den In-situ-Versuchen angewandt wurde

2.2.4 X-ray diffraction analyses

The detector pairs 1/2 and 3/4 as well as the resulting measurable 2θ range are illustrated in Figure 4a. Figure 4b depicts the positions of the XRD interference lines of the ferrite and austenite phases resulting from a beam energy of 10.9 keV. Consequently, a maximum of five interference lines can be captured by the four-detector setup. The interference lines of α{332}, γ{531} and γ{442} are within the measurement range of the detector pair 1/2, while the α{432} and γ{620} peaks are detected by pair 3/4. Due to a significant peak shift during heating and phase transformations, not all interference lines can be examined throughout the experiment. The acquired measurement data were postprocessed performing a flat-field correction based on reference measurements of a glass slide due to its amorphous structure, Lorentz and absorption correction, as well as linear background subtraction. The interference lines were fitted with a Pseudo-Voigt function based on a confidence interval of 95 %.

Fig. 4

Schematic depiction of the process chamber. a) shows the measurable 2θ range of the detectors 1 to 4, b) outlines the measurable interference lines at a beam energy of 10.9 keV and c) depicts the different scattering vectors as an example displayed for the α{332} lattice planes

Bild 4. Schematische Darstellung der Prozesskammer. a) zeigt den messbaren 2θ-Bereich der Detektoren 1 bis 4, b) skizziert die messbaren Interferenzlinien bei einer Strahlenergie von 10,9 keV und c) stellt die verschiedenen Streuvektoren als Beispiel für die α{332}-Gitterebenen dar

The single-exposure technique enables both the examination of stress evolutions and the investigation of chemical gradients during the carburizing steps of the LPC process within the surface layer of the samples. Although each detector pair covers the identical 2θ segment of the diffraction cones, a sample tilt of χ = 35 ° leads to different orientations of the scattering vectors N relative to the surface normal x₃₃. The sample coordinate system as well as the scattering vectors as an example for the interference line α{332} are shown in Figure 4c. The figure illustrates the difference with respect to the direction of the scattering vector for the respective opposing detectors. The scattering vector and therefore the ψ value have to be calculated dynamically depending on the current peak positions, e. g., 2θ1α(332] and 2θ2α{332}. Assuming a linear course for 2θ over sin²(ψ), as shown by Figure 5, the {hkl}-specific stresses can be calculated according to:

(1)σ11,ip{hk]≈σ11,ip{hkl}−σ33,ip{hkl}=−12cotθi∗;p{hkl}×2θξ,ip{hkl}−2θξ,ip{hkl}sin2ψξ,ip{hkl}−sin2ψ(p{hk]ξ,i)×12s2p{hkl}Ti−1=−12cotθi∗,p{hk}}×mip{hk}}×12s2p{hkl}Ti−1

The index p represents the observed phase and i is the consecutive number of the measurement frame. The indices ζ and ξ refer to the respective detector pairing, e. g., being ξ = 1 and ζ = 2 in the case of the calculation of the phase-specific stresses σ11,iα{332}−σ33,ip{332} for the ferrite/martensite α{332} interference line. Due to the low penetration depth of low-energy X-rays, in many cases and for most microstructures the stress component normal to the sample surface σ33,ip{332} can be assumed to be negligible and therefore equation (1) is simplified to keep only the stress component in surface direction σ11,iα{332}. The diffraction elastic constants (DEC) 12s2p{hkl} are calculated based on the single-crystal elastic constants provided by [16] according to the Eshelby-Kröner grain interaction model [17]. The dependence of the DEC on the temperature T_i was considered using a temperature-dependent factor according to [16]. mip{hkl} is the slope resulting from the measured datapoints in the 2θ over sin²(ψ) course. The scattering angle θi*,p{hkl} is the Bragg angle of the strain-independent state, which can be determined in the strain-free direction ψ*. The strain-free direction can be determined using the DEC [18]:

Fig. 5

sin²(ψ) plot for the single-exposure technique to explain the evaluation strategy

Bild 5. sin²(ψ)-Diagramm für das Einzelbelichtungsverfahren zur Erläuterung der Auswertungsstrategie

(2)sin2ψ∗=−s112s2

Furthermore, the strain-free direction is used to calculate the variation of the hydrostatic strain Δεhydr,ip{hkl} based on a reference value 2θref∗,p{hkl}. Possible reference values are, for example, the determined 2θ values in advance of the heating stage of the experiment in the case of the ferrite/martensite phase and the stress-free state at high temperatures in the case of the austenite phase. In Figure 5, changes in hydrostatic strain led to a parallel shift of the 2θ over sin²(ψ) line in 2θ-direction as indicated by the vertical double-headed arrow. However, the slope of the 2θ over sin²(ψ) course remains unaffected by a change in hydrostatic strain. This relation applies to all examined interference lines. Furthermore, a large amount of laboratory measurements with many ψ tilts have shown that the LPC process does not produce pronounced crystallographic textures [7]. Therefore, oscillating 2θ over sin²(ψ) courses due to elastic material anisotropy are not expected and the evaluation of stresses with the single-expose technique offers sufficient accuracy.

In addition to stresses, carbon intake during the boost steps as well as in-depth diffusion of carbon during the diffusion steps have to be examined. The following equation established by [19] interrelates the lattice parameter a_γ of the austenite and the carbon content xCγ within the austenite as well as the temperature T:

(3)aγxCγ,T=0.363067+0.000783xCγ×1+24.92−0.51xCγ×10−6×(T−1000)

The X-ray absorption of the respective interference lines can be calculated using the Beer-Lambert law. The penetration distance τ is defined as the distance at which the initial intensity is reduced by 63 % or rather 1-e^-1 [18]:

(4)II0=e−μτ=e−1→τ=1μ

Here, I is the remaining intensity and I₀ the initial photon flux. Their dependence is calculated using the attenuation coefficient μ of the material. An attenuation coefficient of approx. 1.14 × 10³ cm^-1 for the austenite phase can be approximated using the data supplied by [20]. According to the geometric measurement setup, the following mean information depths τ₃₃ normal to the sample surface can be determined:

(5)τ33,ξ,i=1μ×1cos(χ)+1cos180∘−2θip{hkl}−χ−1

(6)τ33,ζ,i=1μ×1cos(χ)+1cosχ+180∘−2θip{hkl}−1

The angle χ is the sample tilt. The equation (5) applies to detectors ξ = 1 and ξ = 3 with ⎪ψ⎪ < ⎪χ⎪, while equation (6) is valid for detector modules ζ = 2 and ζ = 4 with ⎪ψ⎪ > ⎪χ⎪. Therefore, the mean information depth is different for each peak, especially for the opposing detector modules. This affects the choice of the observed lattice planes to quantify the carbon absorption. The difference regarding the information depths is in the order of a few micrometers. Both chemical and stress gradients are expected below the surface. Nevertheless, the mean information depths of the opposing detector pairs are both within the low micrometer range. Therefore, the mean information depths of the data acquired by the opposing detector pairs do not differ significantly to influence the stress evaluations.

At the same time, this means that phase analyses are not meaningful during quenching. Not only does the information depth differ significantly for the examinable interference lines, but the low peak-to-background ratio resulting from high frame rates and the overlapping of interference lines of both ferrite/martensite and austenite phases make is practically insignificant to determine phase fractions precisely. On the contrary, XRD experiments in transmission geometry are much better suited for phase analyses.

2.3 Post process characterizations

Following in situ investigations, the in situ samples were post-characterized using laboratory XRD analyses and metallographic analysis.

3.1 Absorption and diffusion of carbon

The carbon content of austenite can be determined by examination of the lattice parameter of austenite using equation (3), as already demonstrated for the material investigated by [8–10]. The steel sample is fully austenitized during the boost phase. Therefore, the model equation suggested by Onink can be used to determine the overall near-surface carbon in solid solution. The lattice parameter of austenite is calculated from the austenite peak positions and the measured temperature. During the carburizing experiments, a total of three different interference lines could be detected. The detector pair 1/2 captured the interference lines γ{531} as well as γ{442}, and γ{620} was covered by detector pair 3/4. In section 2.2.4 it is pointed out that the orientation of the scattering vector depends on both the scattering angle 2θ and the sample tilt χ. Therefore, each measured interference line exhibits a different intrinsic mean information depth. Comparing the information depths applying equations (5) and (6) indicates that the austenite interference lines captured by detectors 2 and 4 are best suited for the evaluation of the near-surface region, as can be seen from the comparison of the values in Table 2. The interference lines of γ{531}, γ{442} and γ{620} offer an increasing information depth in the specified order. For the analysis of the carbon content, the positions of the γ{442} interference line of the austenite phase were investigated because they offered a lower information depth than the γ{620} line. Although the γ{531} interference line has a slightly smaller information depth, the γ{442} interference line was examined due to its higher intensity during the experiment. Using equation (6), a mean information depth τ_33,2 of approx. 1.3 μm can be determined for the γ{442} interference line for the austenite phase. As stresses within the softer austenite phase can be assumed to be insignificant at a carburizing temperature of 940 °C, the austenite lattice parameter a_γ is directly calculated from the peak shift of the γ{442} interference lines captured by detector 2.

Fig. 7

Evolution of the carbon content in the austenite phase during the a) boost steps, highlighting b) the supersaturation of austenite with carbon at the beginning of the boost cycles. c) Diffusion steps and d) carbon evolution over the entire process time of the experiment

Bild 7. Entwicklung des Kohlenstoffgehalts in der Austenitphase während der a) Boost-Schritte, wobei b) die Übersättigung des Austenits mit Kohlenstoff zu Beginn der Boost-Zyklen hervorgehoben wird. c) Diffusionsschritte und d) Kohlenstoffentwicklung über die gesamte Prozesszeit des Experiments

Consequently, the carbon content was determined based on the position of the γ{442} interference lines and equation (3). The carbon content was observed during the complete carburizing process, which means from the first boost step until the end of the third diffusion step. Figure 7 illustrates the calculated carbon content within the outermost 1.5 μm of the surface layer for the different carburizing steps, as well as the complete experiment. To ensure clarity, the error bars of the carbon content are not shown in all subgraphs, but only in a representative subgraph. The numerically determined standard deviation of the carbon content, averaged over the complete carburizing experiment, is 0.03 ma%. The calculated maximum value for the standard deviation is 0.18 ma% and values of this magnitude are only found during the initial steep increase of the carbon content at the beginning of each boost step, as the fast peak shifts result in interference lines with high widths and low peak-background ratios. While Figure 7a and 7b show the boost steps in detail, Figure 7c concentrates on the diffusion steps. In Figure 7d, an overview of the complete carburizing process is provided. As shown by Figure 7a, the carbon content starts at approx. 0.2 ma% prior to the first boost step, which corresponds exactly to the nominal carbon content of 0.2 ma% for the investigated steel grade AISI 5120. After a delay of 7 s, the carbon content increases abruptly. This delay occurs for all boost steps. It can be assumed that the acetylene reaches the sample with a time delay because of a slow start-up of the mass flow controller as well as the approx. 2.5 m long connecting hose between the gas control unit and the process chamber.

The abrupt increase in carbon content reaches the saturation limit of austenite at approx. 1.30 ma% at a temperature of 940 °C [8]. Although starting with different initial carbon contents, this applies to all three boost steps. Figure 7b highlights the range of carbon content around the saturation limit. It points out that the saturation limit is not only reached, but slightly exceeded for up to 20 s. Carbon deposition within the scope of LPC is the result of a catalytic reaction. In fact, carbon is absorbed until carbide layers form, which passivate the metallic sample surface and thereby limit further carbon uptake. During the boost steps of the LPC process, the initial high carburizing rate [25] seems to allow the exceeding of the carbon saturation limit of austenite for a short period of time. After the mentioned time, a passivation layer is reported to form [26] leading to a drop in carbon content below the saturation limit and resulting in a change of the equilibrium between carbon absorption and in-depth diffusion. Based on previous own results in transmission geometry, a cementite layer was shown to be formed about 12 s after starting the boost step, thus limiting carbon absorption, by slowing down carbon uptake from the atmosphere [10]. Steel AISI 5120 has a high concentration of the carbide-forming element Cr. Nevertheless, Fe₃C is expected to be the primary forming carbide as there is rapid oversaturation of the austenite phase with carbon, an associated low time for diffusion processes and the presence of Mn, which further promotes the formation of Fe₃C [27]. As a result of the carbide formation, the drop in the first boost step is particularly pronounced when the carbon gradient is steepest. However, boost steps with a duration of 60 to 120 s do not seem to generate diffusion barrier layers thick enough to completely prevent carbon absorption. This theory is consistent with previous XRD experiments performed in transmission geometry, showing a continuous increase in carbon content during the complete boost step [10]. During the second boost step, the carbon saturation limit of the austenite phase is exceeded for approx. 25 s and then a stable carbon content just below 1.3 ma% is maintained over a duration of approx. 120 s. A similar slope is evaluated for the third boost step, whereas the carbon content asymptotically falls below the carbon saturation limit. As soon as the carbon donor gas acetylene is removed during the diffusion steps, the carbon content measured at the surface drops quickly due to in-depth diffusion without carbon absorption at the sample surface as shown by Figure 7c. The first diffusion step starts with a carbon content of about 1.2 ma% and decreases in 20 minutes to a carbon content of approx. 0.4 ma%. Figure 7c emphasizes that after about 20 minutes of diffusion, carbon still diffuses deeper into the bulk when the second boost step is initiated. The same holds for the second diffusion step, although starting from a higher carbon content of about 1.3 ma% and decreasing with an initially lower carbon gradient compared to the first diffusion step. The lower drop is expected as the chemical in-depth gradient decreases over the course of the carburizing experiment. In the later stage of the second diffusion step, its slope is comparable to the first step with an offset of approx. 0.2 ma% carbon. During the third diffusion step with a duration of 25 minutes, a stable carbon content of approx. 0.7 ma% is achieved during the last 10 minutes of the diffusion phase. Therefore, the target carbon content of 0.8 ma% at the surface could not be fully achieved with the applied parameter variation. It is assumed that the slight oxide formation on the sample surface impedes the carbon absorption during the boost steps, leading to a small increasing carbon offset over time from the expected course. Figure 7d demonstrates the evolution of the carbon content during the complete process time. The illustration shows a gradual increase in the near-surface carbon content. In this general overview, few sharp changes of the carbon content are visible, e. g., at about 210 and 2825 s, respectively. These are the result of coarse austenite grains that affect the diffraction pattern for a few seconds. This is a common problem originating from the high-temperature austenite phase and the low measurement volume of XRD experiments in reflection geometry compared to XRD experiments in transmission geometry optimized for good grain statistics. Nevertheless, the diffraction pattern is affected by transient coarse-grain effects resulting from grain coarsening, dynamic recrystallisation, and the associated formation and dissolution phenomena of austenite grains contributing to the Bragg condition within the measuring volume.

A typical side effect of the LPC process is Mn effusion. At high vacuum and at elevated temperatures, the pressure of an industrial furnace falls below the critical gas pressure of Mn [28]. As a result, the Mn content at the surface drops to about 0.1 ma%. Typically, a depth of up to about 10 μm is affected by Mn effusion [7]. In theory, this reduction would have a strong impact on the calculated carbon content. After all, the calculation is based on the lattice parameter of austenite according to equation (3) and Mn atoms in a substitutional solid solution lead to further lattice changes of the austenite phase. However, the vapor pressure of Mn is approx. 9.4 × 10^-3 mbar at a temperature of 940 °C [29]. This condition is not met for the in situ experiments due to a minimum pressure of 0.2 mbar within the process chamber. In theory, no pronounced Mn effusion should be expected for the present configuration. However, chemical analyses using EDS proved that Mn effuses at the sample surface even if its gas pressure is exceeded. Figure 8 shows the normalized Mn content near the surface, determined by EDS. Measurements were performed for both a pre-carburized sample and an in situ carburized sample. Since an industrial furnace was used to carburize the pre-carburized sample, the process pressure was well below the vapor pressure of Mn and Mn effusion must be expected in the case of the pre-carburized samples. However, the in situ carburized sample shows the same trend, although a pressure of 0.2 mbar during the carburizing process should not allow this. The formation of a spinel phase containing Mn at the surface as part of the forming oxide layer, a possible by-product of gas carburizing [30], is unlikely to lead to the depletion detected below the surface. Not least since the EDS investigations do not show an accumulation of Mn at the sample surface. Furthermore, the oxide layer is only visible at the in situ carburized sample and not at the pre-carburized sample, which most likely results from different process times. The EDS results suggest that the Mn content of both samples is approx. 50 % lower at the surface compared to the bulk. A range of approx. 10 μm is affected by the effusion process. This is consistent with previous findings, although the authors came to the conclusion that the Mn content decreases by more than 90 % at the surface [7]. This lower relative drop in the present work can be attributed to the low resolution and high measurement deviations of EDS compared to the previously applied optical emission spectroscopy. The similar effect on both samples indicates that the values in literature regarding the vapor pressure of Mn does not apply in the case of carburizing experiments. A possible reason for this can be the carbon intake at the sample surface. The carbon absorption into octahedral voids of the austenite lattice leads to a significant lattice distortion. The resulting local compressive stresses within the lattice are likely to promote an effusion of the substitutionally dissolved Mn to reduce the lattice distortion since Mn has a larger atomic radius than iron [31].

Fig. 8

The normalized manganese content at the surface for both the pre-carburized and the in situ carburized sample, obtained by means of EDS, confirms Mn effusion during in situ carburizing

Bild 8. Der mittels EDX ermittelte normalisierte Mangangehalt an der Oberfläche sowohl der vor- als auch der in situ aufgekohlten Probe bestätigt die Mn-Effusion während der In-situ-Aufkohlung

The effused Mn results in the following correlation:

The lattice parameter a_γ within the measurement volume is affected not only by the temperature T and carbon content xCγ, but also by the Mn content xMnγ. In addition, the low information depths of experiments in reflection geometry, as listed in Table 2, influence the assessment of the results. To consider the decreasing Mn content, an exponential decrease was assumed during the diffusion phases, as shown in Figure 9, according to the assumption of a conventional Arrhenius equation used for the description of the Mn diffusion process [32, 33]. The exponential function has to be simplified as only two interpolation points, the initial and the final Mn content, are known. The effusion of Mn takes place below its vapor pressure, the Mn-C interaction has to affect the activation energy for Mn diffusion. As the carbon content within the measurement volume changes continually during the boost and diffusion steps, the activation energy should be expected to change accordingly. As this interdependence is unknown, the diffusion rate cannot be determined and instead a constant exponential coefficient is considered in this work to describe the Mn effusion, assuming that the Mn content decreases by about 70 % within the first diffusion step:

Fig. 9

Manganese content within the measurement volume, determined based on an assumed exponential effusion process, and the associated correction of the lattice parameter of the austenite phase

A stagnating Mn content is assumed during the boost phase due to a significantly higher partial pressure between 4 and 8 mbar resulting from feeding acetylene into the chamber. Therefore, the Mn content xMnγ(t) depends on the diffusion time t. Within the measurement volume of the performed in situ XRD experiments, the Mn content drops from its initial value xMn,iγ=1.26 ma% at the diffusion time t_i = 0 s to its final value xMn,fγ=0.25 ma% at a diffusion time t_f = 3900 s in the course of the carburizing experiment. The final Mn content was derived from previous measurements performed on industrially carburized samples with the same LPC process parameters averaged over an information depth of 1.51 μm [7]. As the EDS results show that the Mn depth gradient is comparable for both the pre-carburized and the in situ carburized samples, it can be concluded that this approach is valid. The impact of Mn on the lattice parameter of the austenite phase was assumed to be 1.1 × 10^-4 nm per ma% [34]. Therefore, a decrease in Mn from 1.26 ma% to 0.25 ma% results in an underestimation of the austenite lattice parameter of approx. 1.1 × 10^-4 nm. The calculated effect of the Mn effusion on the lattice parameter of the austenite phase during the carburizing process can be seen in Figure 9. Taking this deviation into account at the process temperature of 940 °C, the carbon content is corrected for approx. 0.04 ma% towards higher values. The carbon content displayed in Figure 7 is already the corrected regarding this effect. As the general deviation is very small, the assumption of a constant Mn diffusion coefficient leads to small deviations in the calculation of the carbon absorption during the first diffusion step.

Figure 10a1, 10a2 and 10a3 show micrographs from the in situ carburized sample at different magnifications. The martensitic microstructure at the surface and the ferritic/bainitic microstructure on the core can easily be distinguished in Figure 10a1. The transition takes place at a depth between 500 and 700 microns. Figure 10a2 displays the fine martensitic microstructure at the surface. The retained austenite is not etched by the Klemm-I solution and appears white. A retained austenite content of approx. 6.4 ± 1.6 vol% at the surface could be determined from a subsequent XRD laboratory measurement. The completely white edge at the sample surface is not caused by a purely austenitic state (white coloration) at the surface, but is an etching artifact caused by the gap between the sample and the embedding material.

This is confirmed in Figure 10a3. In contrast to micrographs 10a1, 10a2, 10b1 and 10b2, the micrographs 10a3 and 10b3 were etched with Nital, which highlights the grain boundaries instead of the color contrasts between different material phases achieved by using Klemm-I. Therefore, the austenite cannot be differentiated as easily from the ferrite/martensite, but the uniformity of the micro-structure up to the surface is apparent.

Figure 10b1, 10b2 and 10b3 show micrographs of the pre-carburized sample after the in situ quenching experiment. In general, there are many similarities with the sample that was carburized in situ, depicted in Figure 10a1 to 10a3. The microstructural gradient from the surface visible in Figure 10a1 and 10b1 is similar. In case of the pre-carburized sample, the case hardening depth (CHD) appears to reach between 50 and 100 microns deeper into the bulk. The line-shaped etching shown in Figure 10a1 in contrast to Figure 10b1 is the result of the etching process rather than microstructural differences. By comparing Figure 10a2 and 10b2, a similar fine martensitic microstructure is visible. The size scale on which microstructural characteristics are expressed is determined by the quenching rate, indicating that both sample types cooled at a similar rate. Investigations have shown that the process chamber is well suited to replicate the planned processes. Among other things, the long carburizing experiments at a temperature of 940 °C and the associated heating of the internal components of the chamber by convection heat have been shown to not appear to affect the cooling rate of the bulk. By a subsequent ex situ XRD phase analysis using MoKα radiation, a retained austenite content at the surface of the pre-carburized sample of about 18.9 ± 1.5 vol% was determined. The mean penetration depth of the chosen laboratory experiments with MoKα radiation is between three and seven micrometers and therefore significantly higher compared to the in situ experiments. Mn effusion leads to expected Mn contents of below 0.1 ma% at the surface [7]. Thus, the lack of the alloying element Mn and the associated decrease in hardenability can lead to the formation of non-martensitic microstructural components like troostite [3] and a lower retained austenite content at the surface, respectively. An increase of the retained austenite content below the surface is illustrated by the white areas in Figure 10a3 and 10b3. The expected values for carbon contents of about 0.8 ma% typically range between 20 and 30 ma% [7, 35, 36]. In the case of a lower carbon content such as 0.7 ma%, a significantly lower retained austenite content is expected. Previous investigations have shown that the retained austenite content decreases up to about 50 % at the surface compared to depths between 10 μm and 200 μm [7]. Due to the good agreement between the depth profile of the Mn content and the reduced retained austenite content directly at the surface as well as the inconspicuousness of the other parameters, the Mn effusion was identified as the sole cause for the decreased retained austenite content at the surface. The optical differences between Figure 10a2 and 10b2 are partly due to a finer microstructure in the case of the in situ carburized sample depicted in 10a2. Furthermore, it can be assumed that the differences regarding both the CHD and the retained austenite content of the in situ carburized and pre-carburized samples result from the different near-surface carbon content of about 0.7 ma% and 0.8 ma%, respectively.

Fig. 10

Light microscopy images of the near-surface microstructure of the in situ carburized sample a) and the in situ quenched pre-carburized sample. b) The microstructures resulting from the in situ carburizing experiment are shown in 1) at a magnification of 200×, emphasizing the austenite depth gradient. 2) and 3) show the microstructures at a magnification of 500×, highlighting the near-surface microstructure and phase contents. 1) and 2) were color etched with Klemm-I and 3) etched with a Nital solution

Bild 10. Lichtmikroskopische Aufnahmen des oberflächennahen Gefüges der in situ aufgekohlten Probe a) und der in situ abgeschreckten, voraufgekohlten Probe. b) Die aus dem In-situ-Aufkohlungsversuch resultierenden Gefüge sind in 1) bei 200-facher Vergrößerung dargestellt, wobei der Austenit-Tiefengradient hervorgehoben wird. 2) und 3) zeigen die Gefüge bei 500-facher Vergrößerung und heben das oberflächennahe Gefüge und den Phasengehalt hervor. 1) und 2) wurden mit Klemm-I farbgeätzt und 3) mit einer Nital-Lösung geätzt

3.2 Stress evolution

The stress investigations were performed during the quenching step for pre-carburized samples. The stresses are calculated for the quenching step only because the elevated temperature during carburizing does not allow the formation of significant stresses within the soft austenite phase. The examination of pre-carburized samples during the quenching step is advantageous compared to the in situ carburized samples due to shorter process times as described in section 2.2.4, and therefore a reduced oxidation layer. The samples were carburized prior to the in situ experiment using an industrial furnace and a set of reference parameters [7], resulting in a surface carbon content of about 0.8 ma% and a case-hardening depth of approx. 0.6 mm. During the in situ quenching experiment, they were heated to a hardening temperature of 840 °C and kept at the temperature for approx. 10 minutes to ensure a homogeneous heat distribution. Subsequently, the samples were gas-quenched with He at a pressure of 5.5 bar.

The measurements were performed using a frame rate of 20 Hz. As martensite formation occurs at low temperatures due to the high carbon content, the time resolution is more than sufficient in this temperature range, with an average cooling rate of 50 K/s. The M_S at the surface is rather low at approx. 225 °C, estimated according to [37] based on the assumption of a surface carbon content of 0.8 ma%, a Mn content of 0.1 ma% and a remaining chemical composition as given in Table 1. Therefore, the martensite data were binned during post-processing to a virtual frame rate of 1 Hz to ensure better statistics of the wide low-intensity diffraction lines of martensite. Several experiments were performed using a frame rate of 50 Hz. However, the loss of peak intensity outweighs the benefits of a higher time resolution at the beginning of the quenching experiment. A maximum frame rate of 20 Hz has proven to be sufficient for the present temperature gradients and was therefore used for the data evaluation.

Figure 11 contains the results of the application of the sin²(ψ) method during quenching of a pre-carburizing sample. The figure shows the phase-specific stresses within the austenite and martensite phases as well as the evolution of peak positions, normalized integral breadths, normalized integral intensities, and hydrostatic strain of the martensite phase. The standardizations shown in Figure 11c are based on the first measured average values of the detector pair 3/4. Figure 11a illustrates the evolution of phase-specific stresses. At the start of the quenching step, compressive stresses form within the austenite resulting from the rapid surface cooling compared to that of the core. The temperature initially decreases much faster at the surface and the delayed cooling of the core induces thermal tensile stresses at the surface. After a compressive regime for a time interval of approx. 10 s, tensile stresses up to about 200 MPa evolve. These tensile stresses are created prior to the martensite formation at the surface. As mentioned before, the M_S at the surface is about 225 °C. Tensile stresses are the result of phase transformations within the core. Both the low-carbon core as well as the slightly carburized region have significantly higher transformation temperatures of up to about 405 °C to bainite or martensite, respectively. The martensite initially shows low compressive stresses which increase to approx. -125 MPa after a time span of about 40 s. The final result is in good agreement with the subsequent ex situ measurement performed with CrKα radiation under lab conditions and the examination of the α/α’{211} lattice planes. The phase-specific stresses of martensite were calculated based on the α’{422} interference lines. Figure 11a lists the stress difference determined by the sin²(ψ) approach, whereby the present microstructure does not indicate a pronounced stress component σ33,ip{hkl}. The fine, uneven microstructure depicted in Figure 10 contrasts with the coarse spherical or lamellar structures of polyphase materials, with a periodic ordering in the range of information depths, for which it could be necessary to consider the component σ33,ip{hkl} when performing stress analyses [38, 39]. Therefore, it should be valid to use the simplification given in equation (1), assuming that the stress difference is equal to the stress component in the surface direction. Figure 11b shows its peak shift with process time. The overall evolution is inversely proportional to the temperature slope. The deviation between the peak positions determined by the diffraction signal recorded by the detector pair 3/4 increases after a time of 26 s due to martensite formation at the surface. Figure 11d displays the calculated M_S temperature. A comparison of the temperature-time curve and the measurement data shows that contrary to expectations, the α’{422} interference line indicates that a phase transformation starts at approx. 430 °C. However, the calculated M_S temperature of 225 °C is proven to be correct based on the evolutions of stresses and integral breadths depicted in Figure 11a and 11c, respectively. After reaching the M_S temperature at 26 s, compressive stresses of approx. 140 MPa are induced within a time period of 10 s. Furthermore, the integral breadth shown in Figure 11c increases by 100 % within this time period to approx. 4 °. The lower stresses and significantly lower integral breadth of the ferrite phase between 430 °C and 225 °C suggest the formation of small amounts of ferrite or rather bainite at the sample surface. The normalized integral intensity of the α’{422} or rather α{422} interference line shown in Figure 11c increases significantly after reaching the M_S temperature, indicating that the ferrite/bainite fraction prior to the formation of martensite is very small. The formation of ferrite/ bainite is attributed to the reduced Mn-content in the first micrometers and thus associated lower hardenability in the analyzed surface region. As significant chemical gradients in the martensite can be neglected due to the low martensite start temperature, the hydrostatic strain in Figure 11d coincides with the thermal strain. The hydrostatic strain was evaluated based on the continuously and time-dependently determined strain-free direction ψ* as defined in equation (2). The initial sample state prior to the experiment served as reference value 2θref∗,α{422}. Although the gradient of the thermal strain does not hold additional information, its slope can be used to validate the data analysis. In the displayed case, the course follows the decreasing temperature and approaches zero as expected. After all, there is no thermal gradient comparing the initial and final process states, and the short process times rule out a change in the chemistry.

Fig. 11

Results of the evaluation of the sin²(ψ) analyses during quenching. a) shows the phase-specific residual stresses. In case of the martensite phase, the evolutions of the peak positions 2θ are given in b), the normalized integral breadth IB¯α'{422} and normalized integral intensity I¯intα'{422} in c) as well as the thermal strain in d)

The α{332} interference lines could not be utilized due to the high retained austenite content at the surface and their overlap with the γ{531} interference lines. The retained austenite content on the sample surface of approx. 18.9 vol% determined by ex situ XRD phase analysis and the large amount of retained austenite visible on the micrograph in Figure 10b2 emphasize the non-negligible phase content of retained austenite at the sample surface.

Although results were not shown here, the reference LPC parameter variation was also applied on samples made from the tempered steels AISI 4820 and AISI 9310. Furthermore, AISI 5120 samples were pre-carburized with different process parameter sets, which are listed in Table 3. For one set, the carburizing temperature was increased from 940 °C to 1050 °C resulting in a higher surface carbon content of approx. 0.9 ma%. To acquire a lower surface carbon content of approx. 0.6 ma% (ref.: 0.8 ma%), both boost and diffusion times were adjusted. Boost times of 1 | 1.25 | 1.5 minutes (ref.: 1 | 2 | 1 minutes) were utilized and subsequent diffusion steps lasted 20 | 20 | 60 minutes (ref.: 20 | 20 | 25 minutes). Furthermore, other samples were quenched from 920 °C instead of 840 °C. The residual stresses that evolved at the surface are similar for all variations studied within this measurement campaign. In all cases, they are smaller than -200 MPa. Especially when considering the deviations, all results fall within the same value range. This coincides with previous studies, which show that the compressive residual stresses resulting from case hardening are significantly lower at the surface and reach a maximum below the surface. Typical maxima of the compressive residual stresses range between -300 MPa and -500 MPa with a usual decrease at the surface to values ranging between 0 MPa and -200 MPa [7, 35, 36, 40, 41]. Therefore, comparing different parameter variations or rather different steels, surface carbon contents, and depth profiles of the carbon content, the differences in the residual stresses are apparent at higher depths rather than at the surface. For this reason, we focused only on the results of steel AISI 5120 (EN 20MnCr5) and only on one set of parameters (reference process).

2.1 Material und Probenvorbereitung

In dieser Studie wurde der weit verbreitete Einsatzstahl AISI 5120 (EN 20MnCr5) untersucht. Seine chemische Zusammensetzung, die in der Tabelle 1 dargestellt ist, wurde mittels optischer Emissionsspektroskopie (OES) bestimmt.

Der Stahl wurde als warmgewalzter Stabstahl mit einem Durchmesser von 35 mm im ferritisch-perlitischen Zustand (normalisierter Zustand) geliefert. Die Härte war homogen verteilt mit einem Mittelwert von etwa 172 HB nach DIN EN 10204:2005 [11].

Aus dem Halbzeug wurden quaderförmige Proben mit den Abmessungen 5 × 14 × 14 mm³, wie in Bild 1 dargestellt, entnommen. Auf einer Probenseite wurde ein Sackloch von ∅ 0,8 mm × 3,5 mm erodiert, in das während der Experimente ein Thermoelement für die Temperaturmessung eingeführt wird. An den schmalen Probenseiten wurden zwei konische Aussparungen angebracht, um die Probe mithilfe von federvorgespannten Keramikspitzen zu fixieren, wie in Bild 2b gezeigt. Dadurch wurde verhindert, dass der Messpunkt infolge der thermischen Ausdehnung der Probe während des Experiments aus dem Fokus wandert.

Um die Aufkohlung auf die untersuchte Oberfläche zu beschränken, wurden alle anderen Oberflächen mit einer 5 bis 8 μm dicken Zirkoniumnitridschicht PVD-beschichtet, die als Kohlenstoffdiffusionssperre dient und die Kohlenstoffaufnahme verhindert [10].

2.2 In-situ-Röntgendiffraktionsaufbau

2.3 Charakterisierungen nach dem Prozess

Nach den In-situ-Untersuchungen wurden die In-situ-Proben mithilfe von XRD-Laboranalysen und metallografischen Untersuchungen nachcharakterisiert.

3.1 Absorption und Diffusion von Kohlenstoff

Die Absenkung der Temperatur auf 840 °C vor dem Abschrecken führt zu einer thermischen Peakverschiebung. Beim anschließenden Abschrecken führt der gebildete Martensit zum Auftreten einer α’{332}-Interferenzlinie des Martensits mit seiner charakteristischen starken Peakverbreiterung. Der Kohlenstoffgehalt des Austenits kann durch Untersuchung des Gitterparameters des Austenits unter Verwendung der Gleichung (3) bestimmt werden, wie bereits für das von [8–10] untersuchte Material gezeigt wurde. Die Stahlprobe ist während der Aufheizphase vollständig austenitisiert. Daher kann die von Onink vorgeschlagene Modellgleichung zur Bestimmung des gesamten oberflächennahen Kohlenstoffs im Mischkristall verwendet werden. Der Gitterparameter des Austenits wird aus den Austenit-Peakpositionen und der gemessenen Temperatur berechnet. Bei den Aufkohlungsexperimenten konnten insgesamt drei verschiedene Interferenzlinien nachgewiesen werden. Das Detektorpaar 1/2 erfasste die Interferenzlinien γ{531} sowie γ{442} und γ{620} wurde vom Detektorpaar 3/4 abgedeckt. Im Abschnitt 2.2.4 wird darauf hingewiesen, dass die Orientierung des Streuvektors sowohl vom Streuwinkel 2θ als auch von der Probenneigung χ abhängt. Daher weist jede gemessene Interferenzlinie eine andere intrinsische mittlere Informationstiefe auf. Der Vergleich der Informationstiefen unter Anwendung der Gleichungen (5) und (6) zeigt, dass die von den Detektoren 2 und 4 erfassten Austenit-Interferenzlinien am besten für die Auswertung des oberflächennahen Bereichs geeignet sind, wie aus dem Vergleich der Werte in Tabelle 2 ersichtlich ist. Die Interferenzlinien von γ{531}, γ{442} und γ{620} bieten eine zunehmende Informationstiefe in der angegebenen Reihenfolge. Für die Analyse des Kohlenstoffgehalts wurden die Positionen der Interferenzlinie γ{442} der Austenitphase untersucht, da sie eine geringere Informationstiefe als die Linie γ{620} bieten. Obwohl die Interferenzlinie γ{531} eine etwas geringere Informationstiefe aufweist, wurde die Interferenzlinie γ{442} aufgrund ihrer höheren Intensität während des Experiments untersucht. Mithilfe der Gleichung (6) lässt sich für die Interferenzlinie γ{442} eine mittlere Informationstiefe τ_33,2 von ca. 1,3 μm für die Austenitphase ermitteln. Da die Spannungen innerhalb der weicheren Austenitphase bei einer Aufkohlungstemperatur von 940 °C als unbedeutend angenommen werden können, wird der Austenit-Gitterparameter a_γ direkt aus der Peakverschiebung der von Detektor 2 erfassten γ{442}-Interferenzlinien berechnet.

Folglich wurde der Kohlenstoffgehalt auf der Grundlage der Position der Interferenzlinien γ{442} und der Gleichung (3) bestimmt. Der Kohlenstoffgehalt wurde während des gesamten Aufkohlungsprozesses beobachtet, d. h. vom ersten Aufkohlungsschritt bis zum Ende des dritten Diffusionsschrittes. In Bild 7 ist der berechnete Kohlenstoffgehalt in den äußersten 1,5 μm der Randschicht für die verschiedenen Aufkohlungsschritte sowie für das gesamte Experiment dargestellt. Um die Übersichtlichkeit beizubehalten, sind die Fehlerbalken des Kohlenstoffgehalts nicht in allen Teildiagrammen, sondern nur in einem repräsentativen Teildiagramm dargestellt. Die numerisch ermittelte Standardabweichung des Kohlenstoffgehalts, gemittelt über den gesamten Aufkohlungsversuch, beträgt 0,03 Ma.-%. Der berechnete Maximalwert für die Standardabweichung beträgt 0,18 Ma.-%, und Werte dieser Größenordnung sind nur während des anfänglichen steilen Anstiegs des Kohlenstoffgehalts zu Beginn jedes Boost-Schritts messbar, da die schnellen Peakverschiebungen zu Interferenzlinien mit hohen Breiten und niedrigen Peak-Untergrund-Verhältnissen führen. Während Bild 7a und 7b die Boost-Schritte im Detail zeigen, konzentriert sich Bild 7c auf die Diffusionsschritte. In Bild 7d wird ein Überblick über den gesamten Aufkohlungsprozess gegeben. Wie aus Bild 7a hervorgeht, beginnt der Kohlenstoffgehalt vor der ersten Aufkohlungsstufe bei ca. 0,2 Ma.-%, was genau dem Nennkohlenstoffgehalt von 0,2 Ma.-% der untersuchten Stahlsorte AISI 5120 entspricht. Nach einer Verzögerung von 7 s steigt der Kohlenstoffgehalt sprunghaft an. Diese Verzögerung tritt bei allen Boost-Schritten auf. Es kann davon ausgegangen werden, dass das Acetylen aufgrund eines langsamen Anlaufens des Massendurchflussreglers sowie des ca. 2,5 m langen Verbindungsschlauchs zwischen der Gasregeleinheit und dem Prozessraum zeitverzögert die Probe erreicht.

Der abrupte Anstieg des Kohlenstoffgehalts erreicht die Sättigungsgrenze des Austenits von ca. 1,30 Ma.-% bei einer Temperatur von 940 °C [8]. Dies gilt für alle drei Boost-Schritte, auch wenn sie mit unterschiedlichen Ausgangsgehalten an Kohlenstoff beginnen. Bild 7b hebt den Bereich des Kohlenstoffgehalts um die Sättigungsgrenze hervor. Es zeigt, dass die Sättigungsgrenze nicht nur erreicht, sondern bis zu 20 s lang leicht überschritten wird. Die Ablagerung von Kohlenstoff im Rahmen der LPC ist das Ergebnis einer katalytischen Reaktion. Tatsächlich wird der Kohlenstoff so lange absorbiert, bis sich Karbidschichten bilden, die die metallische Probenoberfläche passivieren und damit die weitere Kohlenstoffaufnahme begrenzen. Während der Erhöhungsstufen des LPC-Prozesses scheint die anfänglich hohe Aufkohlungsrate [25] die Überschreitung der Kohlenstoffsättigungsgrenze des Austenits für einen kurzen Zeitraum zu ermöglichen. Nach der genannten Zeit bildet sich eine Passivierungsschicht [26], die ein Absinken des Kohlenstoffgehalts unter die Sättigungsgrenze und eine Änderung des Gleichgewichts zwischen Kohlenstoffaufnahme und Tiefendiffusion zur Folge hat. Auf der Grundlage früherer eigener Ergebnisse in der Transmissionsgeometrie wurde gezeigt, dass sich etwa 12 s nach Beginn der Aufheizphase eine Zementitschicht bildet, die die Kohlenstoffabsorption begrenzt, indem sie die Kohlenstoffaufnahme aus der Atmosphäre verlangsamt [10]. Der Stahl AISI 5120 hat einen hohen Gehalt an dem karbidbildenden Element Cr. Dennoch wird erwartet, dass Fe₃C das primäre karbidbildende Element ist, da eine rasche Übersättigung der Austenitphase mit Kohlenstoff, eine damit verbundene geringe Zeit für Diffusionsprozesse und das Vorhandensein von Mn, das die Bildung von Fe₃C weiter fördert [27], gegeben sind. Infolge der Karbidbildung ist der Abfall im ersten Boost-Schritt besonders ausgeprägt, wenn der Kohlenstoffgradient am steilsten ist. Boost-Schritte mit einer Dauer von 60 bis 120 s scheinen jedoch keine Diffusionsbarriereschichten zu erzeugen, die dick genug sind, um die Kohlenstoffaufnahme vollständig zu verhindern. Diese Theorie steht im Einklang mit früheren XRD-Experimenten, die in Transmissionsgeometrie durchgeführt wurden und einen kontinuierlichen Anstieg des Kohlenstoffgehalts während des gesamten Boost-Schrittes zeigen [10]. Während des zweiten Boost-Schrittes wird die Kohlenstoffsättigungsgrenze der Austenitphase für ca. 25 s überschritten, und dann wird ein stabiler Kohlenstoff-gehalt von knapp unter 1,3 Ma.-% über eine Dauer von ca. 120 s beibehalten. Ein ähnlicher Verlauf wird für den dritten Boost-Schritt ermittelt, wobei der Kohlenstoffgehalt asymptotisch unter die Kohlenstoffsättigungsgrenze fällt. Sobald das Kohlenstoffspendergas Acetylen während der Diffusionsschritte abgeführt wird, sinkt der an der Oberfläche gemessene Kohlenstoffgehalt aufgrund der Tiefendiffusion ohne Kohlenstoffabsorption an der Probenoberfläche schnell ab, wie in Bild 7c zu sehen ist. Der erste Diffusionsschritt beginnt mit einem Kohlenstoffgehalt von etwa 1,2 Ma.-% und sinkt innerhalb von 20 Minuten auf einen Kohlenstoffgehalt von ca. 0,4 Ma.-%. Bild 7c verdeutlicht, dass der Kohlenstoff nachetwa 20 Minuten Diffusion immer noch tiefer in die Masse diffundiert, wenn der zweite Boost-Schritt eingeleitet wird. Das Gleiche gilt für den zweiten Diffusionsschritt, allerdings ausgehend von einem höheren Kohlenstoffgehalt von etwa 1,3 Ma.-% und mit einem anfänglich geringeren Kohlenstoffgradienten im Vergleich zum ersten Diffusionsschritt. Der geringere Abfall ist zu erwarten, da der chemische Tiefengradient im Laufe des Aufkohlungsversuchs abnimmt. In der späteren Phase des zweiten Diffusionsschritts ist die Steigung vergleichbar mit der des ersten Schritts mit einem Versatz von ca. 0,2 Ma.-% Kohlenstoff. In der dritten Diffusionsstufe mit einer Dauer von 25 Minuten wird in den letzten 10 Minuten der Diffusionsphase ein stabiler Kohlenstoffgehalt von ca. 0,7 Ma.-% erreicht. Daher konnte der angestrebte Kohlenstoffgehalt von 0,8 Ma.-% an der Oberfläche mit der angewandten Parametervariation nicht vollständig erreicht werden. Es wird angenommen, dass die leichte Oxidbildung auf der Probenoberfläche die Absorption des Kohlenstoffs während der Boost-Schritte behindert, was dazu führt, dass der Kohlenstoffgehalt im Laufe der Zeit geringfügig vom erwarteten Verlauf abweicht. Bild 7d zeigt die Entwicklung des Kohlenstoffgehalts während der gesamten Prozesszeit. Die Abbildung zeigt einen allmählichen Anstieg des oberflächennahen Kohlenstoffgehalts. In dieser allgemeinen Übersicht sind einige starke Änderungen des Kohlenstoffgehalts sichtbar, z. B. bei etwa 210 bzw. 2825 s. Diese sind das Ergebnis von groben Austenitkörnern, die das Beugungsmuster für einige Sekunden beeinflussen. Dies ist ein übliches Problem, das sich aus der Hochtemperatur-Austenitphase und dem geringen Messvolumen von XRD-Experimenten in Reflexionsgeometrie im Vergleich zu XRD-Experimenten in Transmissionsgeometrie ergibt, die für eine gute Kornstatistik optimiert sind. Gleichwohl wird das Beugungsmuster von vorübergehenden Grobkorn-Effekten beeinflusst, die sich aus der Kornvergröberung, der dynamischen Rekristallisation und den damit verbundenen Bildungs- und Auflösungsphänomenen von Austenitkörnern ergeben, die zur Bragg-Bedingung innerhalb des Messvolumens beitragen.

Ein typischer Nebeneffekt des LPC-Prozesses ist die Mn-Effusion. Im Hochvakuum und bei erhöhten Temperaturen sinkt der Druck eines Industrieofens unter den kritischen Gasdruck von Mn [28]. Infolgedessen sinkt der Mn-Gehalt an der Oberfläche auf etwa 0,1 Ma.-%. Normalerweise ist eine Tiefe von bis zu 10 μm von Mn-Effusion betroffen [7]. Theoretisch hätte diese Verringerung einen starken Einfluss auf den berechneten Kohlenstoffgehalt. Schließlich basiert die Berechnung auf dem Gitterparameter von Austenit gemäß der Gleichung (3) und Mn-Atome in einem Substitutionsmischkristall führen zu weiteren Gitteränderungen der Austenitphase. Allerdings beträgt der Dampfdruck von Mn bei einer Temperatur von 940 °C ca. 9,4 × 10^-3 mbar [29]. Diese Bedingung ist bei den In-situ-Experimenten aufgrund eines Minimaldrucks von 0,2 mbar in der Prozesskammer nicht erfüllt. Theoretisch sollte bei der vorliegenden Konfiguration keine ausgeprägte Mn-Effusion zu erwarten sein. Chemische Analysen mittels EDX haben jedoch gezeigt, dass Mn an der Probenoberfläche effundiert, selbst wenn der Gasdruck überschritten wird. Bild 8 zeigt den normalisierten Mn-Gehalt in der Nähe der Oberfläche, bestimmt mittels EDX. Die Messungen wurden sowohl füreine voraufgekohlte Probe als auch für eine in situ aufgekohlte Probe durchgeführt. Da die voraufgekohlte Probe in einem Industrieofen aufgekohlt wurde, lag der Prozessdruck deutlich unter dem Dampfdruck von Mn, sodass bei den voraufgekohlten Proben mit einem Mn-Austritt gerechnet werden muss. Die in situ aufgekohlte Probe zeigt jedoch den gleichen Trend, obwohl ein Druck von 0,2 mbar während des Aufkohlungsprozesses dies nicht zulassen sollte. Die Bildung einer Mn-haltigen Spinellphase an der Oberfläche als Teil der sich bildenden Oxidschicht, ein mögliches Nebenprodukt der Gasaufkohlung [30], dürfte nicht zu der unter der Oberfläche festgestellten Verarmung führen. Nicht zuletzt deshalb, weil die EDX-Untersuchungen keine Anreicherung von Mn an der Probenoberfläche zeigen. Darüber hinaus ist die Oxidschicht nur bei der in situ aufgekohlten Probe sichtbar und nicht bei der voraufgekohlten Probe, was vermutlich auf die unterschiedlichen Prozesszeiten zurückzuführen ist. Die EDX-Ergebnisse deuten darauf hin, dass der Mn-Gehalt beider Proben an der Oberfläche um ca. 50 % niedriger als im Volumen ist. Ein Bereich von ca. 10 μm wird durch den Effusionsprozess beeinflusst. Dies stimmt mit früheren Ergebnissen überein, obwohl die Autoren zu dem Schluss kamen, dass der Mn-Gehalt an der Oberfläche um mehr als 90 % abnimmt [7]. Dieser geringere relative Rückgang in der vorliegenden Arbeit kann auf die geringe Auflösung und die hohen Messabweichungen der EDX im Vergleich zur zuvor angewandten optischen Emissionsspektroskopie zurückgeführt werden. Der vergleichbare Effekt bei beiden Proben deutet darauf hin, dass die in der Literatur angegebenen Werte für den Dampfdruck von Mn bei Aufkohlungsversuchen nicht zutreffen. Ein möglicher Grund dafür kann die Kohlenstoffaufnahme an der Probenoberfläche sein. Die Aufnahme von Kohlenstoff in oktaedrische Gitterlücken der Austenitphase führt zu einer erheblichen Gitterverzerrung. Die daraus resultierenden lokalen Druckspannungen innerhalb des Gitters fördern vermutlich ein Ausströmen des ersatzweise gelösten Mn, um die Gitterverzerrung zu verringern, da Mn einen größeren Atomradius als Eisen aufweist [31].

Das effundierte Mn führt zu folgender Korrelation:

Der Gitterparameter a_γ innerhalb des Messvolumens wird nicht nur durch die Temperatur T und den Kohlenstoffgehalt xCγ, sondern auch durch den Mn-Gehalt xMnγ beeinflusst. Darüber hinaus beeinflussen die geringen Informationstiefen der Experimente in der Reflexionsgeometrie, wie sie in der Tabelle 2 aufgeführt sind, die Bewertung der Ergebnisse. Um den abnehmenden Mn-Gehalt zu berücksichtigen, wurde eine exponentielle Abnahme während der Diffusionsphasen angenommen, wie in Bild 9 dargestellt, entsprechend der Annahme einer herkömmlichen Arrhenius-Gleichung, die zur Beschreibung des Mn-Diffusionsprozesses verwendet wird [32, 33]. Die Exponentialfunktion muss vereinfacht werden, da nur zwei Interpolationspunkte, der Anfangs- und der Endgehalt an Mn, bekannt sind. Da die Effusion von Mn unterhalb seines Dampfdrucks stattfindet, muss die Mn-C-Wechselwirkung die Aktivierungsenergie für die Mn-Diffusion beeinflussen. Da sich der Kohlenstoffgehalt innerhalb des Messvolumens während der Boost- und Diffusionsschritte ständig ändert, ist zu erwarten, dass sich die Aktivierungsenergie entsprechend ändert. Da dieser Zusammenhang nicht bekannt ist, kann die Diffusionsrate nicht bestimmt werden. Stattdessen wird in dieser Arbeit ein konstanter Exponentialkoeffizient zur Beschreibung der Mn-Effusion angenommen, wobei davon ausgegangen wird, dass der Mn-Gehalt im ersten Diffusionsschritt um etwa 70 % abnimmt:

Während der Boost-Schritte wird ein stagnierender Mn-Gehalt angenommen, da durch die Einspeisung von Acetylen in die Kammer ein deutlich höherer Partialdruck zwischen 4 und 8 mbar herrscht. Daher hängt der Mn-Gehalt xMnγ(t) von der Diffusionszeit t ab. Innerhalb des Messvolumens der durchgeführten In-situ-XRD-Experimente fällt der Mn-Gehalt im Verlauf des Aufkohlungsexperiments von seinem Anfangswert xMn,iγ=1.26 ma% beider Diffusionszeit t_i = 0 s auf seinen Endwert xMn,fγ=0.25 ma% bei einer Diffusionszeit t_f = 3900 s. Der endgültige Mn-Gehalt wurde aus früheren Messungen abgeleitet, die an industriell aufgekohlten Proben mit denselben LPC-Prozessparametern durchgeführt wurden, gemittelt über eine Informationstiefe von 1,51 μm [7]. Da die EDX-Ergebnisse zeigen, dass der Mn-Tiefengradient sowohl für die vor- als auch für die in situ aufgekohlten Proben vergleichbar ist, kann daraus geschlossen werden, dass dieser Ansatz gültig ist. Der Einfluss von Mn auf den Gitterparameter der Austenitphase wurde mit 1,1 × 10^-4nm pro Ma.-% angenommen [34]. Daher führt eine Verringerung des Mn-Gehalts von 1,26 Ma.-% auf 0,25 Ma.-% zu einer Unterschätzung des Austenit-Gitterparameters von ca. 1,1 × 10^-4nm. Die berechnete Auswirkung der Mn-Effusion auf den Gitterparameter der Austenitphase während des Aufkohlungsprozesses ist in Bild 9 zu sehen. Unter Berücksichtigung dieser Abweichung bei der Prozesstemperatur von 940 °C wird der Kohlenstoffgehalt um ca. 0,04 Ma.-% zu höheren Werten korrigiert. Der in Bild 7 dargestellte Kohlenstoffgehalt ist bereits um diesen Effekt korrigiert. Da die allgemeine Abweichung sehr gering ist, führt die Annahme eines konstanten Mn-Diffusionskoeffizienten zu geringen Abweichungen bei der Berechnung der Kohlenstoffaufnahme während des ersten Diffusionsschrittes.

Bild 10a1, 10a2 und 10a3 zeigen Schliffbilder der in situ aufgekohlten Probe bei unterschiedlichen Vergrößerungen. Das martensitische Gefüge an der Oberfläche und das ferritisch/bainitische Gefüge im Kern lassen sich in Bild 10a1 leicht unterscheiden. Der Übergang findet in einer Tiefe zwischen 500 und 700 Mikrometern statt. Bild 10a2 zeigt das feine martensitische Gefüge an der Oberfläche. Der Restaustenit wird von der Klemm-I-Lösung nicht geätzt und erscheint weiß. Bei einer anschließenden XRD-Labormessung konnte ein Restaustenitgehalt von ca. 6,4 ± 1,6 Vol.-% an der Oberfläche ermittelt werden. Der völlig weiße Rand an der Probenoberfläche wird nicht durch einen rein austenitischen Zustand (Weißfärbung) an der Oberfläche verursacht, sondern ist ein Ätzartefakt, das durch den Spalt zwischen der Probe und dem Einbettungsmaterial entsteht.

Dies wird in Bild 10a3 bestätigt. Im Gegensatz zu den Schliffbildern 10a1, 10a2, 10b1 und 10b2 wurden die Schliffbilder 10a3 und 10b3 mit Nital geätzt, das die Korngrenzen hervorhebt und nicht die Farbkontraste zwischen verschiedenen Materialphasen, die durch die Verwendung von Klemm-I erreicht werden. Daher kann der Austenit nicht so leicht vom Ferrit/Martensit unterschieden werden, aber die Einheitlichkeit des Gefüges bis zur Oberfläche ist offensichtlich.

Bild 10b1, 10b2 und 10b3 zeigen Schliffbilder der voraufgekohlten Probe nach dem In-situ-Abschreckversuch. Im Allgemeinen gibt es viele Ähnlichkeiten mit der Probe, die in situ aufgekohlt wurde, wie in Bild 10a1 bis 10a3 dargestellt. Die in Bild 10a1 und 10b1 sichtbare Veränderung der Mikrostruktur, von der Oberfläche ausgehend, ist ähnlich. Bei der voraufgekohlten Probe scheint die Einsatzhärtetiefe (CHD) zwischen 50 und 100 Mikrometer tiefer in die Masse zu reichen. Die in Bild 10a1 gezeigte linienförmige Ätzung ist im Gegensatz zu Bild 10b1 eher das Ergebnis des Ätzprozesses als mikrostruktureller Unterschiede. Vergleicht man Bild 10a2 und 10b2, so ist eine ähnliche feine martensitische Mikrostruktur zu erkennen. Die Größenskala, auf der die mikrostrukturellen Merkmale zum Ausdruck kommen, wird durch die Abkühlungsgeschwindigkeit bestimmt, was darauf hindeutet, dass beide Probentypen mit einer ähnlichen Geschwindigkeit abgekühlt wurden. Die Untersuchungen haben gezeigt, dass die Prozesskammer gut geeignet ist, um die geplanten Prozesse zu reproduzieren. Unter anderem hat sich gezeigt, dass die langen Aufkohlungsexperimente bei einer Temperatur von 940 °C und die damit verbundene Erwärmung der inneren Komponenten der Kammer durch Konvektionswärme die Abkühlungsgeschwindigkeit der Proben scheinbar nicht beeinflussen. Durch eine anschließende Ex-situ-XRD-Phasenanalyse mit MoKα-Strahlung wurde ein Restaustenitgehalt an der Oberfläche der voraufgekohlten Probe von etwa 18,9 ± 1,5 Vol.-% ermittelt. Die mittlere Eindringtiefe der gewählten Laborexperimente mit MoKα-Strahlung liegt zwischen drei und sieben Mikrometern und damit deutlich höher als bei den In-situ-Versuchen. Die Mn-Effusion führt zu erwarteten Mn-Gehalten von unter 0,1 Ma.-% an der Oberfläche [7]. Das Fehlen des Legierungselements Mn und die damit verbundene Abnahme der Härtbarkeit kann also zur Bildung von nichtmartensitischen Gefügebestandteilen wie Troostit [3] bzw. zu einem geringeren Restaustenitgehalt an der Oberfläche führen. Eine Zunahme des Restaustenitgehalts unterhalb der Oberfläche wird durch die weißen Bereiche in Bild 10a3 und 10b3 veranschaulicht. Die erwarteten Werte für Kohlenstoffgehalte von etwa 0,8 Ma.-% liegen typischerweise zwischen 20 und 30 Ma.-% [7, 35, 36]. Bei einem niedrigeren Kohlenstoffgehalt von z. B. 0,7 Ma.-% wird ein deutlich geringerer Restaustenitgehalt erwartet. Frühere Untersuchungen haben gezeigt, dass der Restaustenitgehalt an der Oberfläche im Vergleich zu Tiefen zwischen 10 μm und 200 μm um bis zu 50 % abnimmt [7]. Aufgrund der guten Übereinstimmung zwischen dem Tiefenprofil des Mn-Gehalts und dem verringerten Restaustenitgehalt direkt an der Oberfläche sowie der Unauffälligkeit der anderen Parameter wurde die Mn-Effusion als alleinige Ursache für den verringerten Restaustenitgehalt an der Oberfläche identifiziert. Die optischen Unterschiede zwischen Bild 10a2 und 10b2 sind zum Teil auf ein feineres Gefüge im Falle der in situ aufgekohlten Probe in 10a2 zurückzuführen. Darüber hinaus kann davon ausgegangen werden, dass die Unterschiede sowohl hinsichtlich der CHD als auch des Restaustenitgehalts der in situ aufgekohlten und der voraufgekohlten Proben auf den unterschiedlichen oberflächennahen Kohlenstoffgehalt von etwa 0,7 Ma.-% bzw. 0,8 Ma.-% zurückzuführen sind.

3.2 Entwicklung der Spannung

Die Spannungsuntersuchungen wurden während des Abschreckens für voraufgekohlte Proben durchgeführt. Die Spannungen werden nur für den Abschreckschritt berechnet, da die erhöhte Temperatur während der Aufkohlung die Bildung signifikanter Spannungen innerhalb der weichen Austenitphase nicht zulässt. Die Untersuchung von voraufgekohlten Proben während des Abschreckens ist im Vergleich zu den in situ aufgekohlten Proben aufgrund der kürzeren Prozesszeiten, wie in Abschnitt 2.2.4 beschrieben, und der dadurch reduzierten Oxidationsschicht vorteilhaft. Die Proben wurden vor dem In-situ-Versuch mit einem Industrieofen und einem Satz von Referenzparametern [7] aufgekohlt, was zu einem Oberflächenkohlenstoffgehalt von etwa 0,8 Ma.-% und einer Härtetiefe von ca. 0,6 mm führte. Während des In-situ-Abschreckversuchs wurden sie auf eine Härtetemperatur von 840 °C erwärmt und für ca. 10 Minuten auf dieser Temperatur gehalten, um eine homogene Wärmeverteilung zu gewährleisten. Anschließend wurden die Proben mit He bei einem Druck von 5,5 bar gasabgeschreckt.

Die Messungen wurden mit einer Bildrate von 20 Hz durchgeführt. Da die Martensitbildung aufgrund des hohen Kohlenstoff-gehalts bei niedrigen Temperaturen stattfindet, ist die Zeitauflösung in diesem Temperaturbereich mit einer durchschnittlichen Abkühlungsrate von 50 K/s mehr als ausreichend. Die M_S an der Oberfläche ist mit ca. 225 °C eher niedrig, geschätzt nach [37] unter der Annahme eines Oberflächenkohlenstoffgehalts von 0,8 Ma.-%, eines Mn-Gehalts von 0,1 Ma.-% und einer übrigen chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 angegeben. Daher wurden die Martensitdaten während der Nachbearbeitung auf eine virtuelle Bildrate von 1 Hz gebinnt, um eine bessere Statistik der breiten Martensitbeugungslinien geringer Intensität zu gewährleisten. Mehrere Experimente wurden mit einer Bildrate von 50 Hz durchgeführt. Der Verlust an Peakintensität überwiegt jedoch die Vorteile einer höheren zeitlichen Auflösung zu Beginn des Abschreckungsexperiments. Eine maximale Bildrate von 20 Hz hat sich für die vorliegenden Temperaturgradienten als ausreichend erwiesen und wurde daher für die Datenauswertung verwendet.

Bild 11 enthält die Ergebnisse der Anwendung der sin(ψ)-Methode während des Abschreckens einer voraufgekohlten Probe. Die Abbildung zeigt die phasenspezifischen Spannungen innerhalb der Austenit- und Martensitphasen sowie die Entwicklung der Peakpositionen, der normalisierten Integralbreiten, der normalisierten Integralintensitäten und der hydrostatischen Dehnung der Martensitphase. Die in Bild 11c gezeigten Normierungen beruhen auf den ersten gemessenen Durchschnittswerten des Detektorpaares 3/4. Bild 11a veranschaulicht die Entwicklung der phasenspezifischen Spannungen. Zu Beginn des Abschreckens bilden sich Druckspannungen im Austenit, die aus der im Vergleich zum Kern schnelleren Oberflächenabkühlung resultieren. Die Temperatur sinkt zunächst an der Oberfläche viel schneller und die verzögerte Abkühlung des Kerns führt zu thermischen Zugspannungen an der Oberfläche. Nach einem Druckregime für ein Zeitintervall von ca. 10 s entwickeln sich Zugspannungen bis zu etwa 200 MPa. Diese Zugspannungen werden vor der Martensitbildung an der Oberfläche erzeugt. Wie bereits erwähnt, liegt die M_S an der Oberfläche bei etwa 225 °C. Die Zugspannungen sind das Ergebnis von Phasenumwandlungen innerhalb des Kerns. Sowohl der kohlenstoffarme Kern als auch der schwach aufgekohlte Bereich weisen deutlich höhere Umwandlungstemperaturen zu Bainit bzw. Martensit von bis zu etwa 405 °C auf. Der Martensit zeigt zunächst geringe Druckspannungen, die nach einer Zeitspanne von ca. 40 s auf ca. -125 MPa ansteigen. Das Endergebnis steht in guter Übereinstimmung mit der anschließenden Ex-situ-Messung mit CrKα-Strahlung unter Laborbedingungen und der Untersuchung der α/α’{211} Gitterebenen. Die phasenspezifischen Spannungen von Martensit wurden auf der Grundlage der α’{422} Interferenzlinien berechnet. Bild 11a zeigt die mit dem sin²(ψ)-Ansatz ermittelte Spannungsdifferenz, wobei das vorliegende Gefüge keine ausgeprägte Spannungskomponente σ33,ip{hkl} erkennen lässt. Die in Bild 10 dargestellte feine, ungleichmäßige Mikrostruktur steht im Kontrast zu den groben kugelförmigen oder lamellaren Strukturen mehrphasiger Werkstoffe mit einer periodischen Ordnung im Bereich der Informationstiefen, für die eine Berücksichtigung der Komponente σ33,ip{hkl} bei der Durchführung von Spannungsanalysen notwendig sein könnte [38, 39]. Dies unterstreicht die Gültigkeit der in Gleichung (1) gegebenen Vereinfachung, die davon ausgeht, dass die Spannungsdifferenz der Spannungskomponente in Oberflächenrichtung entspricht. Bild 11b zeigt die Peakverschiebung in Abhängigkeit der Prozesszeit. Die Gesamtentwicklung ist umgekehrt proportional zum Temperaturanstieg. Die Abweichung zwischen den Peakpositionen, die durch das vom Detektorpaar 3/4 aufgezeichnete Beugungssignal bestimmt werden, nimmt nach einer Zeit von 26 s aufgrund der Martensitbildung an der Oberfläche zu. Bild 11d zeigt die berechnete Temperatur M_S. Ein Vergleich der Temperatur-Zeit-Kurve mit den Messdaten zeigt, dass die α’{422} Interferenzlinie wider Erwarten assoziiert, dass eine Phasenumwandlung bei ca. 430 °C beginnt. Die berechnete M_S-Temperatur von 225 °C erweist sich jedoch aufgrund der in Bild 11a und 11c dargestellten Entwicklungen der Spannungen und Integralbreiten als korrekt. Im Anschluss an das Erreichen der M_S-Temperatur nach 26 s werden innerhalb von 10 s Druckspannungen von ca. 140 MPa induziert. Außerdem steigt die in Bild 11c dargestellte Integralbreite innerhalb dieses Zeitraums um 100 % auf ca. 4 ° an. Die geringeren Spannungen und die deutlich geringere Integralbreite der Ferritphase zwischen 430 °C und 225 °C deuten auf die Bildung von geringen Mengen Ferrit bzw. Bainit an der Probenoberfläche hin. Die normalisierte Integralintensität der Interferenzlinie α’{422} bzw. α{422} in Bild 11c nimmt nach Erreichen der Temperatur M_S deutlich zu, was darauf hindeutet, dass der Ferrit/Bainit-Anteil vor der Bildung von Martensit sehr gering ist. Die Bildung von Ferrit/ Bainit wird auf den reduzierten Mn-Gehalt in den ersten Mikrometern und die damit verbundene geringere Härtbarkeit im untersuchten Oberflächenbereich zurückgeführt. Da signifikante chemische Gradienten im Martensit aufgrund der niedrigen Martensit-Starttemperatur vernachlässigt werden können, deckt sich die hydrostatische Dehnung in Bild 11d mit der thermischen Dehnung. Die hydrostatische Dehnung wurde auf der Grundlage der kontinuierlich und zeitabhängig bestimmten dehnungsfreien Richtung ψ* gemäß Gleichung (2) ermittelt. Der Ausgangszustand der Probe vor dem Experiment diente als Referenzwert 2θref∗,α{422}. Obwohl der Gradient der thermischen Dehnung keine zusätzlichen Informationen enthält, kann seine Steigung zur Validierung der Datenanalyse verwendet werden. Im dargestellten Fall folgt der Verlauf der abnehmenden Temperatur und läuft erwartungsgemäß gegen Null. Schließlich gibt es keinen thermischen Gradienten zwischen dem Anfangs- und dem Endzustand des Prozesses und die kurzen Prozesszeiten schließen eine Veränderung der Chemie aus.

Die Interferenzlinien von α{332} konnten aufgrund des hohen Restaustenitgehalts an der Oberfläche und ihrer Überlappung mit den Interferenzlinien von γ{531} nicht verwendet werden. Der durch Ex-situ-XRD-Phasenanalyse ermittelte Restaustenitgehalt an der Probenoberfläche von ca. 18,9 Vol.-% und die große Menge an Restaustenit, die auf dem Schliffbild in Bild 10b2 zu sehen ist, unterstreichen den nicht zu vernachlässigenden Phasengehalt an Restaustenit an der Probenoberfläche.

Obwohl die Ergebnisse hier nicht gezeigt wurden, wurde die Referenz-LPC-Parametervariation auch auf Proben aus den Vergütungsstählen AISI 4820 und AISI 9310 angewendet. Darüber hinaus wurden die Proben aus AISI 5120 mit verschiedenen Prozessparametern voraufgekohlt, die in Tabelle 3 aufgeführt werden. Bei einem Probensatz wurde die Aufkohlungstemperatur von 940 °C auf 1050 °C erhöht, was zu einem höheren Oberflächenkohlenstoffgehalt von ca. 0,9 Ma.-% führte. Um einen niedrigeren Oberflächenkohlenstoffgehalt von ca. 0,6 Ma.-% (Referenz: 0,8 Ma.-%) zu erreichen, wurden sowohl die Boost- als auch die Diffusionszeiten angepasst. Es wurden Boost-Zeiten von 1 | 1,25 | 1,5 Minuten (Referenz: 1 | 2 | 1 Minuten) verwendet und die anschließenden Diffusionsschritte dauerten 20 | 20 | 60 Minuten (Referenz: 20 | 20 | 25 Minuten). Außerdem wurden weitere Proben bei 920 °C statt bei 840 °C abgeschreckt. Die an der Oberfläche entstandenen Eigenspannungen sind bei allen in dieser Messkampagne untersuchten Varianten ähnlich. In allen Fällen sind sie kleiner als -200 MPa. Insbesondere wenn man die Abweichungen betrachtet, liegen alle Ergebnisse im gleichen Wertebereich. Dies deckt sich mit früheren Untersuchungen, die zeigen, dass die aus der Einsatzhärtung resultierenden Druckeigenspannungen an der Oberfläche deutlich geringer sind und unterhalb der Oberfläche ein Maximum erreichen. Typische Maxima der Druckeigenspannungen liegen zwischen -300 MPa und -500 MPa mit einer üblichen Abnahme an der Oberfläche auf Werte zwischen 0 MPa und -200 MPa [7, 35, 36, 40, 41]. Beim Vergleich verschiedener Parametervariationen bzw. verschiedener Stähle, Oberflächenkohlenstoffgehalte und Tiefenprofile des Kohlenstoffgehalts werden die Unterschiede in den Eigenspannungen daher eher in größeren Tiefen als an der Oberfläche deutlich. Aus diesem Grund wurde sich nur auf die Ergebnisse des Stahls AISI 5120 (EN 20MnCr5) und nur auf einen Satz von Parametern (Referenzprozess) konzentriert.