Werkstoffkunde I Zusammenfassung RWTH Aachen, Zusammenfassungen von Werkstoffkunde

Nur auf Docsity: Lade Werkstoffkunde I Zusammenfassung RWTH Aachen und mehr Zusammenfassungen als PDF für Werkstoffkunde herunter! 2. Zugversuch 3. Zeitstandversuch 4. Schwingende Beanspruchung 6. Kerbwirkung 7. Kerbschlagbiegeversuch 8. Bruchmechanik 9. Hartepriifung 10. Aufbau metallischer Werkstoffe, Kristallgeometrie 11. Gitterbaufehler, Realkristalle 12. Diffusion 13. Versetzung 14. Plastische Verformung von Ein- und Vielkristallen 16. Erholung und Rekristallisation 17. Zustandsdiagramme 18. Phasenumwandlung und Ausscheidungen 19. Zustandsdiagramm Fe - Fe3C 20. ZTU-Diagramm der eutektoiden Umwandlung von Stahlen 21. Normgerechte Bezeichnung der Eisenwerkstoffe 22. Legierungs- und Begleitelemente im Stahl 23. Warmebehandlung 24, Aluminiumwerkstoffe oo a ND 10 13 15 17 19 21 23 26 29 32 34 36 39 41 44 48 2. Zugversuch Einteilung der Werkstoffpriifung nach Zeitabhangigkeit J 1: ruhend 6 72 2: langsam, konstant steigend U (Anfangsphase von Versuchen) schnell steigend (StoB, Schlag) periodisch wechselnd (85% der Fa€lle) f | eae Einteilung der Werkstoffpriifung nach der Geometrie und Belastungsart + (wichtigste) Zugbeanspruchung: Spannungsverteilung Uber Querschnitt konstant + Druckbeanspruchung: stauchend, eindringend + Biegebeanspruchung: oft mit Dreipunktbiegung (bei Keramik) + Torsion: Zahnrad Zugmaschine nach DIN EN 10002 + Muss sehr steif sein => keine eigene Verformung + Man gibt die Zuggeschwindigkeit vor => Kraft => Spannung => Verformung + Kraft-Verlangerungs-Diagramm + Spannungs-Dehnungs-Diagramm F AL O= 3 é= 7) 100% 2.1 Proben, Form, MaBe Querschnitte: kreisférmig (wichtigster), rechteckig, ringférmig Formelzeichen: tk +a: Dicke einer Flachprobe +b: Breite einer Flachprobe | { +d: Durchmesser einer Flachprobe + Lo: Anfangslange ee ee «Le: Versuchslange Ee + Le: Geratemesslange Cc - Ly Gesamtlange PaUpettteeeeseees ee + Lu: Messlange nach Bruch fe + So: Anfangsquerschnitt + Su’ Querschnitt nach Bruch 3. Zeitstandversuch Ab 30% Schmelztemperatur Ts ist die Dehnung e bei o = const. zeitabhangig. Daruber gibt der Werkstoff mit der Zeit plastisch nach. Deswegen werden auch Nennspannungen eingeftihrt, bei denen auch nach langer Zeit kein Bruch eintritt. Schmelztemperaturen Metall Zinn Blei Aluminium Kupfer Eisen Wolfram Ts [°C] | 232 327 660 1083 1539 3400 In der Regel gibt es 3 Bereiche im AT bei Messung d. Nennspannun: Kriechdehnungskurven: Priftemperatur | ATin Messkorper 1. primares Kriechen de/dt <0 [°c] [°c] 2. sekundares Kriechen de/dt =0 3. tertidres Kriechen de/dt > 0 T < 600 3 Nomenklatur 600 <7 = 800 ‘ go0<T<1000 |5 Ep: plastische Dehnung Au: — Zeitbruchdehnung ' ; . Zu: — Zeitbrucheinschntrung Norton'sches Kriechgesetz: oo: Anfangsspannung e=A: oN A=A(T),N E38 Zeitdehn und -standschaubilder Zeitdehngrenze: — Ree, t, T p(t) bei T, do = const. t Prufzeit[h], Pe: &p Zeitstandfestigkeit: Ru, tu,T Oo(t) bei T, &» = const. Ru: oo die zum Bruch fuhrt, tu: Bruchzeit [h] physikalischer Kriechversuch: | o=const. (wahre Kriechgeschwindigkeit) technischer Kriechversuch: F =const. Larson-Miller-Parameter P=T (Cc + log(tu)) Cx 20 fur Fe, Ni, Co; T=[K]; tu: Zeit bis zum Bruch Da lange Versuche teuer sind, wurde ein Zusammenhang zwischen hohen Temperaturen, kurzen Zeiten und tiefen Temperaturen, langen Zeiten gesucht. Da P = const., kann man kurze Versuche mit hohen Temperaturen fahren, und dann umrechnen fur eine bestimmte Zeit, oder bestimmte Temperatur. 4. Schwingende Beanspruchung ErmUdung: Bruch aufgrund von schwingender Belastung. => Ermtidungsfestigkeit 4.1 Vorgehen, Bezeichnungen W6hlerkurve: Starten mit groBer Spannung, die schnell Zu Bruch fuhren wurde. Dann sukzessive Verringerung der Spannung, bis man keine Probenbruch mehr feststellt. => Nerenz, OA So a: Oa: N: Spannung die zu Bruch fuhrt Grenzspannung ohne Bruch Schwingspielzahl. > Allg. gilt: groBe Indizes fur Dauerfestigkeit ba kleine Indizes fur Bruch Beanspruchungsbereiche: Nomenklatur: + Druckschwellbereich + Oo/ Oo: Oberspannung (dSch): loml > Oa gréBte Spannung je Schwingspiel + Zug-Druck-Wechselbereich / Ou/ ou: Unterspannung (zdW): -Oa< Om < Oa kleinste Spannung je Schwingspiel + Zugschwellbereich + Om = (So + Gu) / 2: Mittelspannung (zSch): Om > Oa + Oa / Oa: Ausschlagspannung + R= Ou/ Oo: Grenzschwingspielzahlen ! Op = Om + OA Spannungsverhaltnis Stahl Leichtmetall normal 10-106 100 - 10® verkirzt 2-106 50- 106 Bereiche der Wéhlerkurve: + Kurzfestigkeit: N< 104 => Bruch - Langfestigkeit: = 104<N<Narenz + Dauerfestigkeit: }N > Narenz => Durchlaufer => bei Stahlen ist relativ scharfe definierte Dauerfestigkeit, nicht so bei (Leicht- oder Nicht-Eisen-Metallen) Wechselfestigkeiten: Om = 0, Op = + Ow, R=-1 => Ozaw, Obw, Orw Schwellfestigkeiten: loml = Ga, sch = 2 OA => Ri = -09: Gdsch => R = 0: Ozsch, Obsoh, Orsch 4.2 Dauerfestigkeitsschaubilder => o,(0m) 3 Th . Ss ee Asch 2 hw Bemerkungen: * Om aus Wohlerkurve + Fur viele Stahle: our = Rm, in Aufgabenstellung gegeben + Gusseisen: geringe Zugfestigkeit, aber sehr hohe Druckfestigkeit (Dampfung!) 4.3 Einflussgr6Ben und Zusammenhange Einflisse auf Dauerfestigkeit: + Werkstoff, Warmebehandlung, Oberflache + Mittelspannung, Art der Beanspruchung - ProbengréBe - 4uBere Kerbwirkung von Querschnitisibergangen + innere Kerbwirkung von Werkstofffehlern (Karbide, Nicht-Metallische Einschltisse): => Sie stellen Rissstartpunkte dar. - Dauerfestigkeiten von Langsproben sind besser als die von Querproben. Ihre Belastung ist parallel zu den Einschlussen, weshalb diese kleinere Querschnittsanteile haben. Zusammenhange: Tw = (0,55 + 0,05): opw _ . : _ N OzSch 0,99 Gqy=OA#01)'R, bis R,, =1500 = T= 084+ ony = . . - N Opsch 0,99 Gy =O5+01)-R, bis R,, =1500 — 5 5 = 0,84 + op iy 7. Kerbschlagbiegeversuch nutzt man zur Unterscheidung von spréde <-> zah. Einflusse nehmen Kerben und Schlagbeanspruchung. Das MagB ist die Schlagarbeit und genormte Kerben sind »Charpy-V“ und ,Charpy-U". Nomenklatur: K [Kerbtyp] = verbrauchte Energie Kevlo Bip afetmncret — i | eee Ghteg K [Kerbtyp] [Arbeitsvermégen] /[Probenbreite] = verbrauchte Energie Normalbedingungen fur den Versucht sind 300J Arbeitsvermégen und die Charpy-\V-Probe mit 55mm Breite. Diese mUssen nicht angegeben werden. Hoch Large Tu: eine Festlegung, ab wann ein definierter Wert unterschritten ist. In der Tieflage finden spréde, transkristalline Trennbtche statt. In der Hochlage finden interkristallines Gleiten statt. Dabei finden mit zunehmender Kerbscharfe und héheren Temperaturen in der Hochlage spréde Brtche statt. Kornfeinheit erhéht die Kaltfestigkeit von krz-Metallen, indem es den Ubergangsbereich zu tieferen Temperaturen verschiebt. 10 8. Bruchmechanik => Existenz von Rissen Bruchmodi 8.1 Beanspruchung eines | eerie Risses | i I on An der Bauteiloberflache herrscht ein ebener 6ee Spannungszustand (ESZ), da oz = 0 ist. Im Inneren liegt ein ebener Dehnungszustand (EDZ) vor mit oz = v (ox + oy), weil oz Uber die Dicke als konstant angenommen wird. Linearelastische Bruchmechanik (LEBM): seat Ein Riss ist ein Kerb mit unendlich ae kleinem Radius, d.h. dass die Spannung im Kerbgrund unendlich hoch ist. In der K-dominante Zone berechnet sich die theoretische Spannung mit o = K / Vm . K ist der Spannungsintensitatsfaktor. Ke daminank AuBerhalb nutzt man Kj =0% ywaY [MPaym] mit o als weit entfernte Spannung, und a als Risslange. Y nutzt man aus Formelsammlungen. In den Korrekturfaktor gehen Geometrie, Wechselwirkung der Risse und Belastung ein. Beim Sprédbruch weitet sich ein Bruch aus, wenn ein kritisches Ki Uberschritten wird => Kic. 8.2 Plastische Zone vor der Rissspitze Die Spannung an der Rissspitze steigt nur solange, bis Hundeknochenmodell: FlieBen einsetzt. Der Durchmesser bei ESZ ist gr6éBer als bei EDZ. Nur wenn die plastische Zone aufgrund ihrer GréBe vernachlassigbar ist, kann man mit dem K-Konzept rechnen und LEBM anwenden. 8.3 Experimentelle Bestimmung der Bruchzahigkeit nach ASTM E399 Kic = Krist der kritische Spannungsintensitatsfaktor ab dem instabiles Risswachstum einsetzt. Er ist ein Ma8 fur die Bruchzahigkeit, wenn sie geometrieunabhangig, und damit im ebenen Dehnungszustand ist. an Wahl einer Probenabmessung Dreipunktbiegeprobe oder CT-Probe Erzeugen eines Anrisses mit Schwingunsbelastung Beanspruchung bis Zum Bruch mit konstanter Bruchgeschwindigkeit und F - As - Diagramm: Zunachst wird eine Hook-Gerade aufgenommen. Daneben wird eine Hilfsgerade mit 95%iger Steigung gegeben. Wenn beim Versuch die aufgenommene Gerade von der elastischen Hook-Gerade abweicht, kann es sein, dass sie die Hilfsgerade durchst6st. Dort wird dann Fa angeseizt. Im Falle keines DruchstoBens ist die Maximalkraft Fmax = Fa. Vv Berechnung von Ka mit Formelsammlun: Vv Giltig? Es muss gelten Fmax/ Fa = 1,1 , weil die plastische Verformung gering genug sein muss. Falls ja, ist Ka = Kic. Falls nein, dann war LEBM-Annahme falsch. Zurick zum Anfang. 8.4 Rissausbreitung bei schwingender Beanspruchung Drei Phasen: I. degressive Rissbildung Il. Rissausbreitung Il. progressive Restbruch Ab Ako ist Fur I gilt die Paris-Gleichung: Risswachstum mdéglich. da Der zyklichsche oN > C: Ak™ | Spannungs- Damit ist es intensitatsfaktor AK ist Iméglich Uber einen bestehenden gleich der Schwingbreite Riss zu integrieren um die Kio - Ku. Restlebensdauer vorherzusagen. 12 10. Aufbau metallischer Werkstoffe, Kristallgeometrie Metalle sind Kristalle. Kristalle haben eine streng regelmaBige Atomabfolge. Amorph ist das Gegenteil zu kristallin. Die Koordinationszahl ist die Anzahl nachster Atomnachbarn. 10.1 Elementarzelle Eine Elementarzelle ist die kleinste Einheit aus deren Wiederholung sich das Raumgitter aufbaut. Atommodell: Atome sind benachbarte Tennisballe mit magnetischer Wechselwirkung. Kubisch-Primitiv (kp): Das kp-Gitter ist sehr selten in der Natur, da instabil. Die Atome Berthren sich an den Wiurfelkanten. - Atome: 8/8 = 1 Vk = ma /6 “Ve ae +Pkp = Vi/V = 0,52 Kubisch-Raumzentriert (krz): Die Atome berthren sich auf den Raumdiagonalen. te Atome: 8/8+1=2 % “Re vVB/4-a + Priz = 0,68 Kubisch-Flachenzentriert (k#z): Die Atome berthren sich auf den Pace in * Flachendiagonalen. = ™ Y { + Atome: 8/8 + 6/2=4 y, r <y | -R= av2/4 “ « 5 b+ Patz = 0,74 y l Val - Stapelfolge: ABC Die Hohe c# a. ——<~>_, eS \. Die dichteste Packung hat c = 2-v(2/3)-a. i | ry Die Atome beriihren sich auf den Kanten der = . Basisebene. t + Atome: 2/2 + 2-6/6+3-1=6 « * 2 Vk = 8-1: R%=T-a > =o + Phex = 0,74 + Stapelfolge: AB 15 Reale, hexagonale Metalle weichen von dem idealen Verhaltnis c / a = 1,633 ab, weil die Bindungskrafte der Einzelatome starker ist als die Bindungskraft zwischen den Schichten. Daher ist Daher sind die elastischen Eigenschaften (E-Modul) richtungsabhangig. Kristallsysteme: } kubisch: a=b=c,a=B=y=90° my hexagonal: a=b#c,a=B=90°, y=120° / tetragonal: a=bz#c,a=B=y=90° Koordinatensystem zur Charakterisierung der Kristallsysteme 10.2 MILLERsche Indizierung Anisotropie ist Richtungsabhangigkeit von Eigenschaften. Der Kristallaufoau ist entscheidend fur strukturempfindliche Eigenschaften. Zur Angabe der Indizes gehért auch immer das Koordinatensystem. Bei Ebenen darf der Ursprung nicht auf dieser liegen. Richtungen: |Gitterebenen: 1 1 1 : susai/a > x-Achse hikilaqig: D (teilerfremd machen) -v=bi/b -> y-Achse ar/a=m *w=c1/c ->z-Achse <= bi/b=n immer teilerfremd machen ci/c=p *[uvw= spezielle Richtungen |. (hk !)= —_spezielle Ebenen “(UVW= alle gleichwertigen -{hkl}= _ kristallographisch gleichwertig Richtungen (negieren, vertauschen der Indizes erlaubt) + Stich druber = Negation Da Richtungen senkrecht auf Ebenen stehen, gilt im kubischem System: [u v w] =(h k I) z Im hexagonalen Systemen fthrt man eine vierte Achse ein. Dabei gilt: si /s =o. h+k+i=0 . 7g. 1 a i l 7 hik:i:l= 7 ip iq: (teilerfremd machen) 16 11. Gitterbaufehler, Realkristalle Baufehler werden in raumliche, flachige, linienformige und punktiérmige Fehler unterteilt. 11.1: Metallische Realkristalle, schematisch Punktférmige Fehler: |. Leerstellen ll. Fremdatome auf dem Gitter Ill. Fremdatome zwischen dem Gitter IV. Frenkel-Defekt Zu Il.: kinstlicher Substitutionskristall > Wenn sich der Gittertyp nicht andern soll, darf die Atomradiendifferenz max. 15% betragen. Zu Ill. interstitieller Mischkristall > Einbau nur méglich wenn Fremdatom viel kleiner als Wirtsatome ist. Zu IV.: Frenkel-Defekt > Paarbildung von Leerstelle und Zwischengitteratom, z.B. durch Neutronenbeschuss. Linienférmige Fehler: + Schraubenversetzung (->Stdrungslinie) + Stufenversetzung (-> Gleitebene und - Stufe) Meistens Mischung aus Beidem. Abgieitung durch aligemeine Versetzung 17 12.3 nichtstationdre Diffusion, konstante Quelle Zum Beispiel bei der Aufkohlung von Stahl. C-CB Co = C(x = 0): Kohlenstoffpotential oder- pegel, co = konst. 1-@€) 0-¢B Diffusionsvorgange sind abhangig von vt . 12.4 Diffusionskoeffizient Diffusion von Zwischengitteratomen (Wanderung) erfordert weniger Energie als die von die Diffusion von Substitutionsatomen (Wanderung, Leerstelle). + Do: Frequenzfaktor, meist zwischen 0,1 und 1 Q cm2 ] + Q: Aktivierungsenergie [kJ/Mol] D=Do° exp -RT )> | +» R=8,31442 J /(Mol- kK) J + Tin [kK] Zusammenhang von Ts und Ermittlung von Q und Do Selbstdiffusionsenergie: lbetrachtet man die Darstellung: Fur reine Metalle: _ Q~ = Qund Do sind abhangig In D=In Do- RF von der Phase. J Osp =C°Ts3C= 143 yok Am ehesten findet Diffusion an Oberflachen statt, da kaum nachste Nachbarn und unendlich Leerstellen vorhanden sind. Ebenfalls energetisch gtinstig sind Platzwechsel an Gitterst6rungen. QOberfi < QGitterstérung < Okristallinneres 20 13. Versetzung Ausgangspunkt plastischer Verformung sind Schubspannungen in Richtung dichtest gepackter Ebenen. 13.1 Theoretische Schubfestigkeit Modell: Atome sind harte, unverformbare Kugeln. Wenn auBeres T anliegt, verschieben sich Atomlagen relativ zueinandern. Scherung y = S /a. Wenn S = a/2 betragt, liegt labiles Gleichgewicht vor. Hier ist tT = 0. Die Schubspannung hangt periodisch von a ab. Damit kam man auf Tmax = G/2m. Da Zwischen Messergebnissen und Theorie Welten lagen, kam man auf den Schluss, dass das Atommodell falsch ist. 13.2 Versetzungen Modell: Atome sind elastisch. Atomreihen lassen sich damit leichter verschieben. Versetzungen werden durch die Versetzungslinie (VL) und den BURGERS-Vektor (b) beschrieben. Den BURGERS-Vektor erhalt man, wenn man sich gedanklich auf ein Atom stellt und dann in parallelen Atomreihen gleich vielen Schritten um den DurchstoBpunkt wandert. Die Lticke ist nach Betrag und Richtung der Vektor. Stufenversetung: Schraubenversetzung: => VL II b eingeschobene Ebene mit darauf senkrechter Schubspannung. => Gleitstufe, Gleitebene, Versetzungslinie (VL), s- BURGERS-Vektor =>VLib => Versetzung wandert im Teil der eingeschobenen Ebene in Richtung der Last ung, Versetzungslinie SO In der Realitat ist meistens Stufen- mit Schraubenversetzung gemischt. Dabei ist zwischen VL und b ein ortsabhangiger Winkel. 13.3 Nachweis von Versetzungen -> BlosenfloB, Atzgrtibchen, Wachstumsspirale 13.4 Versetzungsmuliplikation Um der Realitat naher zu kommen, fehit noch eine Erklarung fur die viel hdheren Versetzungen. Dazu stellt man sich Gleithindernisse vor, an denen Versetzungen hangen bleiben und dadurch Ausbeulungen, Ringe entstehen. 21 13.5 Spannungsfelder um Versetzungen, Linienenergie Umgebung der VL ist in einem Bereich von 20 Atomdurchmessern plastisch, danach naherungsweise elastisch. Aus der Ringbetrachtung folgt die Formanderungsenergie: 2 We Daraus folgt die Linienenergie: W,=G: be Fur Schraubenversetzungen gilt: G . T= 9p (D> Tmax’ 7 mit ltl=Iol Fur Stufenversetzungen gilt: _ _ _ b- sing Ge _ Tmax 0, = 0, =*20, R mit TS =0,= 20-0) bt ~N Die Schubspannung hangt auch von der Versetzungsdichte al T= B “Gb: VN mit Schubmodul G, Burgervektor b und Versetzungsdichte N. 22 CONTRELLsche Wolke: In der Nahe von Stufenversetzungen lagert sich eine , Wolke“ von Punktdefekten an. Méglich nur mit Diffusion: 1. In der komprimierten Zone sinkt die Energie ftir Leerstellen und kleine Substitutionsatome 2. In dem aufgeweiteten Gitter oberhalb der GE ist viel weniger Energie zur Einbringung von interstitiellen Atomen nétig. Zum Bewegen der Wolke ist neben der Bewegungsenergie der VL auch der Betrag furs Einbauen der Punktwolke nétig. Wenn die erhéhte LosreiBspannung (->obere Streckgrenze) Uberschritten ist, sinkt die Spannung ab (->untere Streckgrenze). -> Dressierstich Die Temperatur hat einen groBen Einfluss auf die Bildung von CONTRELLsche Wolken und damit auch auf die Festigkeit. Im Karosseriebau setzen sie die Zugfestigkeit rauf (-> BH-Stahle). dynamische Reckalterung (Effekt ruckartigen FlieBens): Der Ubergang von ausgepragter Streckgrenze und nachfolgender LUDERS-Dehnung zu einem stetigen Ubergang von elastischem zu plastischem Verformen lasst sich erklaren durch die bessere Verfolgung der Versetzungen durch CONTRELLsche Wolken bei héheren Temperaturen und fortgeschrittener Verformung. Die Diffusionswege werden so kurz, dass die o - - Kurve wieder glatt und stetig wird. Kriechverformung: Kriechen auf einer GE findet statt, bis ein Hindernis und das folgende Spannungsgleichgewicht dieses primare Kriechstadium zum Stillstand bringen. Bei héheren Temperaturen tritt jedoch das sekundare Kriechstadium ein: In der Kompressionszone ist Leerstelleneinbau guinstig, in der Dilatationszone werden interstitielle Fremdatome angesammelt. Dadurch wandert die untere Atomreihe in Richtung der Kompressionszone nach oben. Das Kriechen geht jetzt weiter. 25 16. Erholung und Rekristallisation Wenn man Metalle bei niedrigen Temperaturen verformt (-> Kaltverfestigung) andern sich eine Vielzahl von Eigenschaften (z.B. Harte, Zugfestigkeit, Brucndehnung, E-Modul und Leichtfahigkeit). Wenn man diese Metalle jetzt gluht werden die Eigenschaftsanderungen teilweise, oder auch vollstandig wieder ruickgangig gemacht. Rekristallisation Sind alle Vorgange bei denen GroBwinkelkorngrenzen wandern, wobei sich ihre Form Andert und das den vollstandige Abbau der Eigenschaftsanderungen zur Folge hat. Erholung Sind alle Vorgange bei denen Punktdefekte Wandern und Ausheilen und Versetzungen sich Umordnen oder Ausléschen. Dabei andert sich die Form der Kérner nicht und die Eigenschaftsanderung werden nur teilweise abgebaut. 16.1 Erholung nach plastischer Verformung 1.Wanderung und Ausheilen von Doppelleerstellen ? 2.Wanderung und Ausheilen von Einzelleerstellen } 3 3.Noch Unbekannt vielowt a 4.Rekristallisation No \ Die mechanischen Eigenschaften andern sich nur mit der Versetzungsdichte. Diese kann in Kristallen - » 7 verringert werden, wenn sich Versetzungen mit unterschiedlicher Richtung sich gegenseitig aufheben. Temperaturen von 30% Schmelztemperatur erleichtern diese Vorgange, weil die gegenseitige Ausl6schung nur auf der gleichen Gleitebene médglich ist. Kleinwinkelkorngrenze (Polygonisation) Die Versetzungsdichte sinkt nach Glthung und die restlichen Versetzungen arrangieren sich in einer geordneten Konfiguration. Kleinwinkelkippgrenze: nur Stufenversetzungen Kleinwinkeldrehgrenze: nur Schraubenversetzungen Zellbildung Bei Umformung kénnen Zellen mit geringer Versetzungsdichte entstehen. Die Zellwande bestehen aus verknaulten Bereichen hoher Versetzungsdichte. Sie haben eine geringe Versetzungsdichte und die Haufigkeit ist proportional zur Stapelfehlerenergie. Die Wande verscharfen sich nach Erholungsgluhungen. Durch Versetzungsumordnung kann es sogar zur Bildung von Subkérnern kommen, die durch Kleinwinkelkorngrenzen getrennt sind. 26 16.2 Rekristallisation Die primare Rekristallisation ist die Neubildung und das Wachstum von Kérnern, welche endet wenn der gesamte Werkstoff durch neue Kirstallite aufgebaut ist. Durch diese wird die gute Verformbarkeit von weiteren Bearbeitungsschritten erméglicht. Eine partiell ablaufende Rekristallisation ist auch méglich.Die treibende Kraft ist die elastische Verzerrungsenergie W = N -G - b2 (->Linenenergie). Die primare Rekristallisation ist mit einer Inkubationszeit verbunden. Die Keimbildung findet an Stellen héchster Versetzungsdichte durch Polygonisation und Subkornbildung statt. Die Beweglichkeit nimmt dabei durch Versetzungsreaktionen hervorgerufene unterschiedliche Orientierung zu. Bei 10-20° entsteht so eine wanderfahige GroBwinkelkorngrenze. Dabei k6nnen auch Subkérner zusammenwachsen. Die Wahrscheinlichkeit fur die Keimbildung steigt mit der Verformung und der Temperatur. Die Keime wachsen solange, bis sie auf gleichorientierte Nachbarn treffen. Dabei haben die neuen kKristallite gleiche Eigenschaften wie das Urmaterial, weil die wandernden Kleinwinkelkorngrenzen wie energetische Senken fur Punktdefekte und Versetzungen wirken. Der Zeitliche Ablauf von Erholungsvorgangen und primarer Rekristallisation ist zum Beispiel durch Harteanderung messbar. Zu Beginn sinkt die Harte ohne Verzégerung auf einen bestimmten Wert nach der Verformung. Die Erholung baut die Versetzungsdichte durch Umordnung und Ausléschung ab. Das geschieht oft bei Materialien hoher Stapelfehlerenergie. Durch temperaturabhangige Diffusion kommt es durch Erholung zur Keimbildung und - wachstum, also zu Rekristallisation. Damit auch zum gesamten Abbau der Kaltverfestigung. Bei reinem Aluminium (hohe SFE) macht der Versetzungsabbau durch Erholung 40% aus, bei reinem Kupfer (niedrige SFE) einen nicht messbaren Anteil. In der Realitat sind Werkstoffe gewollt oder ungewollt verunreinigt. Die Fremdatome haben dabei einen groBen Einfluss auf die Beweglichkeit der Korngrenzen und damit auf Rekristallisation. Durch die Wechselwirkung der Reinatome mit den Fremdatomen finden Rekristallisation immer erst bei h6heren Temperaturen als im Reinmetall statt (vgl. CONTRELLsche Wolke). Rekristallisationstemperatur: Verformt man einen Werkstoff um 75% (Héhen/ Querschnittsabnahme), dann ist die Temperatur, bei der die betrachtete, durch die Kaltverfestigung bedingte, Eigenschaftsanderung um 50% ruickgangig gemacht wurde, die Rekristallisationstemperatur. Unterhalb einer gewissen Dehnung (meist e < 5%), genannt kritischer Reckgrad, findet keine Rekristallisation statt. Mit der Dehnung sinkt die Rekristallisationstemperatur. Faustformel: (reine Metalle) Ist die Dehnung 75%, dann ist die Rekristallisationstemperatur rund 30 bis 50% die Schmelztemperatur. Die KorngréBe nach der primaren Rekristallisation ist umso kleiner, je héher der Umformgrad war und je niedriger die GlUhtemperatur war. 27 Bei Metallen kommt vollstandige, unvollstandige und Un-Léslichkeit in festem und im flussigen Phasen vor. Vollstandige Léslichkeit liegt vor, wenn beliebig viele B-Atome auf A- Platze wandern, ohne das sich der Gittertyp andert. Gesetz der abgewandten Hebelarme x! Menge Schmelze co -c2 ci- Co 1-x: Menge Mischkristall x=7_, 1-X= C1: Anteil Schmelze C1 2 C1 - 2 Ce: Anteil Mischkristall Eutektisches System: E: Eutektikale Charakteristisch: Ce: eutektische + Vollstandige Ldslichkeit im flussigen Zusammensetzung Zustand + Keine Léslichkeit im festen Zustand (eher Ausnahme: meist gewisse Léslichkeit vorhanden) + Unstetigkeit im Verlauf der Liquiduslinie, die mit der Soliduslinie * zusammenfallt + Soliduskurve verlauft waagerecnht, sie wird Eutektiale genannt \Peritektisches System In der technischen Praxis findet eine peritektische Reaktion nicht vollstandig statt, Charakteristisch: weil fur den Diffusionsvorgange von a nicht - Peritektische Reaktion (v.A. bei gentigend Zeit vorhanden ist. Die Komponenten mit groBen Restschmelze von a erstarrt in Ringen um die Schmelzpunktunterschieden) B Mischkristalle. - Schmelze zerfallt in zwei verschiedene Mischkristallarten, Randléslichkeit Vergleichbare Festkérperreaktionen: vorausgesetzt eutektoid, peritektoid. Eutektisch: S => a+ 8B Peritektisch: S + a => B 17.3 Seigerungen Unter technischen Bedienungen reicht die Zeit nicht aus um das Konzentrationsgefalle zwischen den Phasengrenzen vollstandig auszugleichen, da die Diffusion nicht so schnell erfolgt. Die Folge sind chemische Inhomogenitaten, Seigerungen. Die ersten erstarrten Kristalle haben eine hdhere Fremdatomkonzentration, die sich kontinuierlich zum letzten erstarrten Kristall absenkt. Daher kommt es zwangslaufig zu einem Konzentrationsgradienten. Dabei werden Seigerungen innerhalb von Kristallen Kristallseigerungen genannt. Diese kann man durch Diffusionsglunung homogenisieren, welches aber nur in Sonderfallen von Noten ist. Normalerweise reicht die Warmumformung in folgenden Bearbeitsungsschritten 30 aus, um diese Gradienten, der auch auf unterschiedliche Schmelztemperaturen hinauslauft, auf ein Minimum zu reduzieren. Reale Erstarrungen gehen zudem von Form- oder Kokillenwanden aus, wodurch es zu Blockseigerungen kommen kann. Diese kénnen mehrere cm groB werden und sind mit HomogenisierungsglUhungen nicht zu beseitigen. 17.4 Beispiele fur binare Zustandsdiagramme Isomorphe Zustandsdiagramme gehen zu Eutektischen Uber, wenn man Zunehmend abstoBende Komponenten mischt. Wenn man isomorphen Zustandsdiagrammen starker anziehende Komponenten zuftgt, bilden sich intermetallische (intermediare) Phasen. Randléslichkeiten und Mischkristalle gehen schlieBlich verloren und aus der Schmelze kristallisieren nur reine Komponenten aus. Hier kann es hilfreich sein eine zweite Abzisse mit Atomprozent einzufUhren um die stéchiometrische Zusammensetzung besser ablesen Zu kénnen. In manchen System kommt es auch zu zwei unléslichen Schmelzen. Diese ergeben auch im festen Zustand keine ldésliche Phase. Umwandlung fester Stoffe von einem ins andere Kristallsystem, nennt man allotrope Umwandlung. 31 18. Phasenumwandlung und Ausscheidungen Die Phasenumwandlungstemperatur von Reineisen unterscheidet sich je nachdem, ob man abkuhlit oder aufheizt, also y-a oder a-y. PhasengrenZlinien in Zustandsdiagrammen sagen nur etwas Uber die prinzipielle Méglichkeit einer Phasenumwandlung aus, nicht aber Uber den Zeitlichen Verlauf Dieser. Dies wird Uber Keimbildung und -wachstum bei der Phasenumwandlung erklart. 18.1 Keimbildung bei Erstarrung In Metallschmelze liegen beliebig viele Konfigurationen vor. Zum Einen wegen der Warmeschwingung der ungeordneten Atome, zum Anderen wegen der nur leicht geringeren Dichte der Schmelze im Vergleich zu der Kristallphase kurz unterhalb der Schmelze. Ein Metallatom ca. 11 nachste Nachbarn hat. Bei leichten Veranderungen kommt es schon Zu kristallinen Strukturen, genannt Embryonen. Bei der Kristallisation wird Kristallisationswarme -Agv ~Ts - T an die Nachbarn abgegeben und Oberflachenenergie y aufgewendet werden. Daraus folgt eine Energiebilanz aus der man die kritische wachstumsfahige Keimgr6Be ableitet: =4— Da =4 Dey Da reale Energiebetrage viel geringer sind als die theoretisch errechnete AG(Dx), fehlen noch zwei Uberlegungen: Zum einen ist die Keimbildung bei Schmelztemperatur nicht méglich, und es muss daher vor der ersten Keimbildung zu einer UnterkUhlung kommen. Je mehr unterkuhit wird, desto weniger Energie ist nétig. Durch die einsetzende Keimbildung kann bei massiver Kristallisation viel Kristallisationswarme freigesetzt werden. Dabei wird der Plateuwert des Haltepunktes Uberstiegen. Das nennt man Rekaleszenz. Zum Anderen spielt die Grenzflachenenergie eine groBe Rolle, welche absinken muss, damit die Keimbildungsenergie herabgesetzt wird. Orte an denen sich Atome energetisch gUnstig anlagern k6nnen sind Verunreinigungen in der Schmelze und Formwande jeder Art. In GieBereien nutzt man diesen Effekt um freinkérniges Material zu erhalten. Da Keime wachsen, bis sie auf Nachbarn stoBen, gibt man nicht lésliche Fremdpartikel, z.B. Titankarbid, in die Schmelze. An den Partikeln finden sich gute Vorraussetzungen zum Ankristallisieren. Die Keimbildung an Fremdkérpern wird heterogene Keimbildung genannt.(Findet bei allen Aggregatzustanden statt) Durch sehr schnelles Abkuhlen kann man es schaffen, dass die Erstarrung ohne Rekristallisation stattfindet. Da dies Diffusionsvorgange sind, wird Zeit bendtigt. Wenn keine Keimbildung stattfindet, entsteht metallisches Glas, welches die gleiche Anordnung wie in der Schmelze hat. Das Material erstarrt rontgenamorph. Erwarmt man es wieder auf Diffusionstemperatur, findet Kristallbildung statt. Gilt auch bei Unterkthlung einer Kristallurmwandlung! (-> Hysterese bei Warmeausdehnungskurven) 32 Ledeburit Formwand Bei einer isothermen Erstarrung einer eutektischen Legierung unter technischen AbkUhlbedingungen bilden sich heterogene Keime an den Grenzflachen. In kurzer Zeit mnausrng muss die regellose Schmelze groBe lo Mengen an Austenit und Zementit umordnen. Dazu ist es nétig vor der Erstarrungsfront eine lamellare Struktur aufzubauen (s. Skizze). Zementit — Kohlenstoffdiffusion Wodurch sind kurze Diffusionswege (Fes) gegeben. Bei schneller Abktihlung Entstehung des Ledeburits, schematisch sind die Lamellenabstande kleiner, bei langsamer breiter. Bei langer Diffusionsgluhung kann die groBe Grenzflachenenergie der Lamellen verringert werden und es entstehen kugelige, grenzflachenenergetisch armere, Strukturen. Oberhalb von 725°C besteht Ledeburit aus Austenit und Zementit, unterhalb aus Ferrit und Zementit. Schmelze >] Wachstumsrichtung des Ledeburits Perlit Bei der eutektoiden Erstarrung entstehen aus Austenit Zementit und Ferrit. Dabei lauft die diffusionsgesteuerte Entmischung langsamer als bei der eutektischen Erstarrung ab. An den Austenitkorngrenzen sind die gUnstigsten Méglichkeiten zur heterogenen Keimbildung, wobei der Kohlenstoff vor den Ferritlamellen seitlich wegdiffundiert. Das Geftige von Perlit ist feiner als das Ledeburit. homogener Austenit FexC-Keim Einzelheit Z Entstehuna von Perlit, schematisch In Feldern mit verschieden Geftigebestandteilen stellt sich die mittlere C-Konzentration zusammen: Ci = Coet.1* Meet. + Caet: 2-Maet2 1+ Ledeburit + 2+ 23 ofgehlt 19: Fe-Fes;C-Diagramm mit Gefiigebezeichnungen 35 20. ZTU-Diagramm der eutektoiden Umwandlung von Stahlen Die eutektoide Umwandlung (@ 723°C) sinkt Zu niedrigeren Temperaturen wenn man die Abkuhlgeschwindigkeit erhéht. Das gesamte Geflige der eutektoiden Umwandlung wird dabei perlitisch, weil nur wenig Zeit zur Zerlegung (Diffusion) bleibt und dabei keine groBen Kristallen wachsen kénnen. Dabei kann der C-Gehalt unter und Uber der Eutektoiden verringert werden. oberer Bain; 850°C = =400 °C Bainit (Zwischenstufengefiige) Zur Bildung von Perlit aus Austenit mussen Eisen und Kohlenstoff Platzwechsel vornehmen. Umwandlungsgeschwindigkeit ist ein Wettlauf zwischen Diffusionsvermégen und Keimbildung. Die gréBte My Umwandlungsgeschwindigkeit ist bei 550°C (175°C unter der Eutektoiden). Die Selbsidiffusionskoeffizienten von C \ und Fe andern sich unterschiedlich stark bei Entstehung von Bainit, schematisch Temperaturveranderungen. Unterhalb von 460°C sinkt Dre unter die messbare Grenze von 10-20 cm?/s und kann deshalb nicht mehr an der Entmischung des Austenits teilnehmen. Dc diffundiert dabei noch fast unverandert weiter. Deswegen wird nur bis ca 460°C die Perlitstruktur erhalten. Im Bereich von 550 °C bis 400°C kommt es noch zu kleinen Zementitbildungen zwischen den Ferritlamellen, genannt oberer Bainit. Noch weiter unterhalb bleiben nur noch winzige Zementitausscheidungen, die nicht wachstumsfahig sind, genannt unterer Bainit. Fe;C-Aus- scheidungen Fex(-Stume homogener Austenit unterer Bainit; 500° Fe,C-Aus scheidungen a-Fe homogener Austenit Die Ubergange zwischen Perlit und Bainit sind in unlegierten Stahlen meist schwer nachzuweisen. Legierungselemente wie Ni, Cr, Mo, B fulhren jedoch zu einer scharfen Trennung. Der Ubergang von groben zu feinem Perlit und der Ubergang von oberem zu unterem Bainit fuhrt zu einer Festigkeitssteigerung. Martensit Wenn man die Abkthigeschwindigkeit weiter steigert, Ksnnen schlieBlich auch die C- Atome nicht mehr diffundieren. Dabei wandelt sich das Austenit schlagartig in Ferrit um. Dabei bleiben die C-Atome, die in den groBen LUcken des Austenits waren, zwangsgelést in den viel kleineren Oktaederlicken des Ferrits. Das hat zur Folge dass sich das Gitter in c-Richtung stark verlangert und die Basisebene sich stark querkontrahiert, das Gitter wird also tetragonal verzerrt. Das Material ist jetzt sehr Rissanfallig und spréde. Dabei ist die Temperatur, wo Martensitbildung, einsetzt Ms und M; diejenige, bei der sie abgeschlossen ist. 36 unterbunden. Dabei wird die eutektoide Umwandlung auf 500°C herabgeseizt, also findet sie bainitisch statt. Bei sehr schneller Abschreckung setzt mit Unterschreitung der Ms die Martensitbildung ein, und das Volumen des Werkstoffes nimmt aufgrund des tetragonal verzerrte Ferrit Gitters zu. Daher sind enge MaBtoleranzen beim Harten nicht einzuhalten. Mit der Steigerung der Abktihigeschwindigkeit wird die voreutotektoide Ferritausscheidung, die bei 750°C (Zustandsdiagramm -> Ars) einsetzt, Die Harte von gehartetem Stahl hangt hauptsachlich davon ab, welcher C-Gehalt im krz-a- Gitter zwangsgelést ist und welcher Gefligeanteil in Martensit umgewandelt worden ist. Dabei erreicht man bei vollstandiger Umsetzung von Austenit zu Martensit Hartewerte von 65 HRC. 20.1 Isothermes ZTU-Diagramm Die maximale Geschwindigkeit der Umwandlung ergibt sich aus dem Kompromiss > Sines - zwischen Unterkuhlung Bild 20.13: Temperatu erlaufe, und Diffusionsméglichkeit. isotherme Umwandlung (rec Bei unlegiertem Stahlen ist die Perlit- von der Bainitstufe nicht getrennt. Wenn bei niedrigerer Temperatur selbst Kohlenstoffe nicht mehr diffundieren kénnen, entsteht Martensit. Wenn die Finish- Temperatur Mr nicht unterschritten wird, verbleibt Restaustenit. Bei Beginn bzw. Ende einer Umwandlungslinie liegen 1 bzw. 99 m/0 vom betrachteten Geftige vor. h. Kontinuierliche Abkiihlung (lin! Schon geringe Gehalte von Cr und Mo flhren zu einer Verzégerung des Umwandlungsendes von Ferrit, Bainit und Perlit. Mitt zunehmenden Gehalten trennt sich die ferritisch-perlitische von der bainitischen Umwandlung. Die Ferritnase wird noch oben, und hinten, und die Bainitnase nach unten und hinten verschoben. Ab 1 m/0 Cr oder Mo ,reiBt* die Bainit und Ferrit/Perlit Nase ein. Die vollstandige Trennung erfolgt ab Cr oder Mo Gehalten ab 2 m/0. Bei mehr als 7 m/0 Cr wird die Bainitstufe unterdruckt. Annlich wirken auch Kohlenstoff und Mangan. Nickel ab 1 m/0 verzégert nur Perlit um Faktor 10. Bei Ubereutektoiden C-Gehalt findet sich statt der voreutektoiden Ferritausscheidung die voreutektoide Zementitausscheidung die bei Acm beginnt. 20.2 Kontinuierliches ZTU-Diagramm Die y-a Umwandlung wird anhand kontinuierlicher AbkUhlkurven gemessen. Das Diagramm wird mit Langenanderung von Proben bestimmt. Die Zeitzahlung beginnt hier beim Unterschreiten der Acm bzw. Acs Linie. 37 Position 3 (wahifreij [Position 4 (wahifrei): Zeichen Graphitstruktur Zeichen Mikrostruktur oder Makrostruktur L [lametiar A [Austenit S | kugelig FP ifene P Perlit M__|Temperkohle (entkohlend gegiihter Temperguss eingeschlossen) | yy | srartensit | Vv | vermikular Lt |tedeburit N | graphitfrei (Hartguss), ledeburitisch a Jabgeschreckt Y | Sonderstruktur, in der jeweiligen Werkstoffnorm angegeben T | vergatet jon 5 (obligatorisch): B __|nichtentkohlend gegliiht (nur fur Temperguss) Zeichen Mechanische Eigenschatten W__|entkohiend geglat (nur fur Temperguss) a)| z.B.360 |Zugfestigkeit: 3- oder 4-stellige Zahl flr den Mindestwert in Nimm? Rosmion.6|(obUantoriec »)| 2.8.12 |Dehnung: Bindestrich und 1- oder 2-stelige Zahl far den Mindestwert in % ||| Zeichen | Chemische Zusammensetzung °) 1 Buchstabe fir die Probenstiickherstellung: a) X | Buchstabensymbol, S __|-getrennt gegossenes Probestiick ‘das Bezeichnung durch chemische Zusammensetzung anzeigt u |- angegossenes Probesttick b) | z.B.300 |Kohlenstoffgehalt in % x 100, c - einem Gussstick entnommenes Probestiick jjedoch nur, wenn der Kohlenstoffgehalt signifikant ist 4)| 2. B. HB 155 |Harte: 2 Buchstaben und eine 2- oder 3-stllge Zahl fur dio Harte c)| 2.B.Cr |chemisches Symbol der Legierungselemente e) |Schlagzahigkeit: ein Bindestrich und 2 Buchstaben fur die Priiftemperatur |} 4) | z. B. 9-5-2 | Prozentsatz der Legierungselemente, -RT —_|- Raumtemperatur durch Bindestriche voneinander getrennt “LT _|-tiefe Temperatur Position 6 (wahifrei): Zeichen Zusitzliche Anforderungen D — [Rohgussstiick H_ _ |warmebehandeltes Gussstiick W | SchweiBeignung fur Verbindungsschwei8ungen Z _ |zusitzliche Anforderungen, in der Bestellung festgelegt 40 22. Legierungs- und Begleitelemente im Stahl Unerwtnschte Begleitelemente sind Sauerstoff, Schwerfel, Phosphor, Stickstoff und Wasserstoff. O und S bestimmen den Anteil an nichtmetallischen EinschlUssen, worunter die Zahigkeitseigenschaften, die Warmumformbarkeit und die SchweiBbarkeit leiden. Phosphélusscheiden auf Korngrenzen => Korngrenzbruche; geringe Zahigkeit, sehr stickstot’Ine Ursache fur Reckatt’hg (Contrelische Wolken); Streckgrenze, Zugfestigkeit leiden. Wasserstoff: Ist in der Stahischmelze gelést und wird bei Erstarrung zwangsgelést. Bei Zu schneller Abkuhlung scheidet er an Korngrenzen aus und rekombiniert sich zum Molektl => innerer Gasdruck => innere, lokale Anrisse: Flockenriss. Abhilfe: Entgasung der Schmelze. Kupfer: Bildet mit Schwefel niedrigschmelzendes kuptd tra, dass sich auf Korngrenzen filmartig ausscheidet => kritische Rissstelle. Silizium, Mangan: Stahlbegleiter, oder auch Legierungselement; steigern kostengiinstig 22.2 Einfluss der Legierungselemente Unterteilung der Stoffe in: 1. Bildung von neuen Phasen (Karbide, Nitride) und 2. Bleiben’ gelést in Mischktistallen. Entscheidend ist der Einfluss auf die Phasengrenzlinien des y Feldes und die Umwandlungsnasen des kontinuierlichen ZTU-Diagramme. Die Mischkristallbildung wird durch ahnliche Atomdurchmesser zw. Wirts- und Fremdatom und durch geringe Neigung zur Verbindungsbildung begUnstigt. Festigkeitszuwasche hangen dabei hauptsachlich von der Atomradiendifferenz und der 0 Veranderung des E-, G-Moduls. ° (Manganhartstahle S.318) 41 30, ] Cr-Ni-Stahle sind ab 18 m/0 Cr und 8 m/0 Ni Austenit +Ferrit Stabile Austenite druchlaufen keine a eutektiode 0.) 20 30 “ % Cu +25° GN Umwandlung Chrom -Aquivalent und sind deshalb nicht hartbar. Ohne die magnetische Umwandlung @ 768°C sind sie auch nicht magnetisierbar. Jedoch durch unterschreiten der Martensitstarttemperatur (ca -100°C) entsteht Martensit und der Werkstoff wird spréder, fester und magnetisierbar. 5° % Nb Ferritische GefUgeausbildung verstarken Cr, Mo und W und Karbidbildner wie V, Nb, Ti, Ta, Zr, B, Al, Si, Pund S. Ab 20 m/0 Cr existiert kein y Feld mehr und der Stahl ist nicht mehr martensitisch hartbar. Legierte Karbide sind intermediare Phasen mit Léslichkeiten fur Metallatome, die auf Gitterplatzen eingebaut werden, die im unlegierten Karbid von den Atomen des karbidbildenden Metalls eingenommen werden. Allgemeine Schreibweise MmCn. Die hartesten Karbide sind Monokarbide (MC) und werden von V, Nb, Ti und W gebildet. Legierter Zementit (MsC) ist der weichste Karbid (s. S.322). Bei der Austenitisierung eines perlitischen Stahls muss der Kohlenstoff fast vollstandig aus dem Zementit gelést werden. Wenn jetzt aber Legierungselemente starkere Karbidbildner als Eisen sind, wird zuerst deren Bindungsbedarf gedeckt. Daher muss die Austenitisierungstemperatur so hoch gewahlt werden, dass sich genugend Karbide im Austenit l6sen. 22.3 Wirkung der Legierungselemente auf Eigenschaften und Verhalten Chrom ist neben Kohlenstoff das wichtigste Legierungselement der Stahle. Chrom ist fur die Warmebehandlung groBer Querschnitte unverzichtbar. Annlich wirken Ni, Mn, Mo, C, jedoch wirken hohe C-Gehalte versprédend und Ni Da Chrom das Austenitfeld verkleinert, fuhrt es bei der Erstarrung zu hohen Anteilen von ledeburitischen Geftige von Chromstahlen. Diese sind im Gegensatz zu Fe-C Ledeburiten noch warmumformbar. Dabei verleiht die Karbiddispersion hohe abrasive VerschleiBfestigkeit. 12 m/0 C und Uber 1,5 m/0 C ergeben somit kostengtinstige Werkzeugstahle. 23.2 Harten, Verguiten Die Austenitisierung wird gemacht um ‘Kohlenstoff aus autgelésten Karbiden im Austenit. ‘zur Lésung zu bringen, Mit der anschlieBenden Abschreckung versucht man Kohlenstoff in Zwangslésung zu halten und Martensit zu bilden. Liegt auBer MsC kein stabilers Karbid vor, gilt fur die Austenitisierungstemperatur: Ungefahr 30 - 50°C Uber der GSK-Linie. Durch die Bildung von Martensit nimmt die Zugfestigkeit um das dreifache zu, und die : 00} ‘Bruchdehnung sinkt auf ein vernachlassigbares MaB. Durch das Glthen bei niedriger Temperatur nach Kohlenstoffgehat dem Abschrecken, genannt Anlassen, asst sich. Austenitisieren + | Abschrecken=> Harten Harten + Anlassen => Vergiiten Voraussetzung der Harte- und Festikeitssteigerung ist die martensitische Umwandlung. Um volistandig Martensit zu erhalten, diirfen die Bainit-, Ferri, und Perlitfelder im ‘Kontinuierlichen ZTU nicht geschnitten werden. Bei der oberen kritischen Zur vollstandigen Martensit Umwandlung muss Ms bis M; durchlaufen werden. Mr (wie Ms). Dann wird nicht mehr weiter abgekult, weil bei der TiefkUhlbehandlung Risse auftreten k6énnen. Vox bestimmt die GruBe der Querschnitte die maximal durchgehartet werden kénnen. Stirnabschreckversuch nach JOMINY: Hier wird das Durchhartevermégen der sog. Vergutungsstahle mit mehr als 3 m/0 C fur Wasserabschreckungen gepruft. Von der Stirnseite an nimmt die Abkuhigeschwindigkeit ab und damit auch der Anteil des martensitisch umgewandelten Geftige. Abstond vom abgeschreckten Ende Typische Vertreter der Verglitungsstahle: + unlegierte C-Stahle (C30 - C60) + 0,5-2 m/0 Cr und 0,3-0,5 m/0 C + evtl. Ni, Mo Cr, Ni, Mo erméglichen eine langsame kritische AbkUhigeschwindigkeit. 45 23.3 Randschichtharten aoe sate a ufheizen durch induzierte Randschichtharten erméalicht durch die (yMitbelstréme. Die Erwarmungstiefe martensitische Umwandlung der Oberflache die a Cee ‘NerschleiBfestiokeit und durch die nachfolgender Abschreckvorgang Volumenzunahme Druckeigenspannungen, welche . die Schwingfestigkeit verbessern. Flammharten lokale Erwarmung an groBen auch nach naukehs:oderFiamiruren wid _nzelsttcken. Gasbrenerheizen angelassen. Um die Harte des Martensits zu Uber As und direkt dahinter folgt eine behalten wahit man Temperaturen um 180-250°C. " . Fur mehr Sprédbruchsicherheit wahlt man zw. ‘Ai und nimmt nicht an der 550-650°C. Umwandlung teil. Vor Allem bei Werkzeugstahlen macht man es sich zu Nutze, dass die Bainitnase nach hinten verschoben ist, um Abschreckspannungen zu vetmeiden. Bei der Warmbadhartung wird von’ Bei rein bainitischer Umwandlung, _ | Zwischenstufenvergiitung, entwickeln manche fy 0 v si Werkstoffe gute Kombination aus Kerbschlagarbeit und Festigkeit. Man wahlt die ‘Umwandlungsende._ Einsatzharten: So Stahle mit weniger als 0,2 m/0 C zeigen bei der martensitischen Umwandlung kaum Festigkeitszuwachse. Man nutzt es und daher werden diese in Kammeréfen mit einer CO Atmosphare aufgekohit. Bei der anschlieBenden Abschreckung bildet sich oberflachlich harter Martensit, wobei der Kern verhaltnismaBig weich bleibt. GUunstig sind: C10 - C15, Stahle mit 0,5-1,5 m/0 Cr oder auch < 0,5 m/0 Mo, < 1,4m/0 Mn oder < 1,7 m/0 Ni. Temperaturfthrung siehe S. 341. Nietrieren: Co Zur Verbesserung der VerschleiBfestigkeit (v.A. adhasiv) nutzt man eine Atmosphare oder Die Schicht des eingedrungenen Stickstoffs wird durch eine Eisennitridschicht nach auBen hin abgeschlossen. In der Diffusionszone bilden sich nadelférmige Fe-N-Ausscheidungen. Die zusammenhangende Nitridschicht auf der Oberflache ist die Verbindungsschicht. 46 Die Temperaturen liegen Nitrierverfahren | Verwendete Ofen Stickstofftrager | Verfahrensspezifische . Dat dabei unter 600°C um y-a aren | Salzbadnitrieren Salzbadtiegel Natrium- Temperatur Zeit Umwandiung zu | ‘idle Cyn : verhindern. | Cyanat ‘ Hochste Harten erhalt man | Gasnitieren Ofen mit gasdichten | Ammoniak 550-570 112-4 mit etwa 1 m/0 Cr und Al, GefaRen (evtl. Zusatze) 3-510 die kleine Cr-N und AI-N Plasmanitieren Vakuuméfen Stickstoff, 450-550 10-40 Ausscheidungen Ammoniak | verursachen. Pulvernitrieren Ofen mit Glihkasten Nitrierpulver 550-570 3-30 Salzbadnietrieren findet bei Temperaturen zw. 570-580°C . Die Kernharte fallt bei verguteten Stahlen ab, weshalb sich Warm-, Kalt- und Schnellarbeitsstahle eignen. Nach Austenitisieren und Apbschrecken wird angelassen um die festigkeitssteigernde Karbidausscheidungen der sog. Sekundarhartung zu bewirken. Gasnitrieren findet bei 500-520°C statt. In luftdichte Ofen wird Ammoniak als Stickstofftrager benutzt damit atomaren Stickstoff an der Oberflache eindiffundiert. Gewitnscht sind feine koharente Ausscheidungen. Dauer: 10-100h. Eine mégliche Alternative ist Kurzgasnitrieren in Durchlauféfen. Dabei muss die Temperatur zwischen zu niedrigen, ->Eierschaleneffekt, und hohen Temperaturen, -> Koharenz der Ausscheidungen geht verloren. Bei Plasmanitrieren lwettreunctichy wird der Werkstoff als Anode und die Wandung des VakuumgefaBes als Kathode an einen Gleichstromkreislauf angeschlossen. Der einstr6mende Stickstoff wird ionisiert und diffundiert in die Oberflache. Daflir muss sie zunder-, und fettfrei sein. 47