Werkstofftechnik WS 2007/2008. für die Bachelor-Studiengänge Maschinenbau und Wirtschaftsingenieurwesen. Prof. Dr.-Ing.

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1 Werkstofftechnik für die Bachelor-Studiengänge Maschinenbau und Wirtschaftsingenieurwesen WS 2007/2008 Prof. Dr.-Ing. Jürgen Häberle

2 Vorbemerkung Dieses Manuskript wird als vorläufige Unterlage zur Begleitung der Vorlesung Werkstofftechnik im Grundstudium der Bachelor-Studiengänge Maschinenbau und Wirtschaftsingenieurwesen zur Verfügung gestellt. Entsprechend des sehr gestrafften Präsenzstudiums sind die Grundlagen der Werkstofftechnik nur in Übersichtsform dargestellt. Ergänzend werden Folien zur Erläuterung bestimmter Sachverhalte in der Vorlesung benutzt, die den Studierenden ebenfalls zur Verfügung gestellt werden. Alles ausgegebene Material dient der Reduzierung der Schreibarbeit und ersetzt nicht den Besuch der Lehrveranstaltung und vertieftes Eigenstudium mit Hilfe von Lehrbüchern. Da die Unterlagen (Abbildungen) teilweise aus nicht mehr eindeutig zu identifizierenden Quellen erstellt wurden, muss ich strikt darauf hinweisen, dass das ausgegebene Material nur zur persönlichen Nutzung vorgesehen ist und nur mit meiner ausdrücklichen Genehmigung in welcher Form auch immer veröffentlicht werden darf. Ergänzende und weiterführende Literatur Seidel, W: Werkstofftechnik, Hanser Bargel, H.-J, Schulze, G.: Werkstoffkunde, VDI Springer Hornbogen, E.: Werkstoffe, Springer Ilschner, B., Singer, R.: Werkstoffwissenschaften und Fertigungstechnik, Springer Magdeburg, im Oktober 2007 Prof. Dr.-Ing. J. Häberle Kontakt Hochschule Magdeburg-Stendal (FH) Fachbereich Ingenieurwesen und Industriedesign Institut für Maschinenbau Haus 10, Raum 2.27 I-ii

3 Inhaltsverzeichnis Dieses Inhaltsverzeichnis ist vorläufig und wird zum Ende der Vorlesung aktualisiert! I Struktur und Gefüge...I Bindungen im Festkörper...I Kristallstrukturen...I Raumgitter...I Analytische Beschreibung des Raumgitters...I Einfluss des Raumgitters auf Werkstoffeigenschaften...I Molekülstrukturen...I Glasig-amorphe Strukturen...I Realstruktur...I Gitterbaudefekte...I Polymorphie der Metalle...I Strukturen von Legierungen und Polymerkombinationen...I-9 2. Gefüge der Werkstoffe...I Entstehung des Gefüges...I Nachweis des Gefüges...I Mikroschliffe...I Makroschliffe...I Zustandsdiagramme...I Grundlagen...I Grundtypen der Zustandsdiagramme von Zweistoffsystemen (Binäre Systeme)...I Vollständige Löslichkeit der Komponenten A und B im flüssigen und festen Zustand...I Löslichkeit der Komponenten A und B im flüssigen und Unlöslichkeit im festen Zustand...I Löslichkeit der Komp. A und B im flüss. und begrenzte Löslichkeit im festen Zustand...I Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD) - ein Realdiagramm...I Bezeichnungen am EKD...I Phasen- und Gefüge im System-Eisen-Kohlenstoff...I Phasen- und Gefüge im Ungleichgewichtszustand...I Eisen-Kohlenstoff-Legierungsbezeichnungen...I Wärmebehandlung...I Begriffe und Definitionen...I Glühverfahren...I ZTU-Schaubilder...I Härteverfahren...I Härten nach Volumenerwärmung...I Anlassen...I Vergüten...I Randschichthärten...I Thermochemische Verfahren...I Aufkohlen / Einsatzhärten...I Nitrieren...I Thermomechanische Verfahren...I Aushärten...I-30 I-iii

4 II Eigenschaften der Werkstoffe... II-1 5. Mechanische Eigenschaften... II Elastische Verformung... II Plastische Verformung... II Plastische Verformung des Einkristalls... II Plastische Verformung des polykristallinen Werkstoffes (Vielkristallplastizität)... II Eigenspannungen... II Erholung und Rekristallisation.. II Viskose Verformung... II Kriechen... II Bruch... II Verschleiß... II-7 6 Physikalische Eigenschaften... II Elektrische Leitfähigkeit... II Wärmeleitfähigkeit und thermische Ausdehnung... II Magnetische Eigenschaften... II Korrosion und Korrosionsschutz... II Mechanismen der elektrochemischen Korrosion... II Erscheinungsformen der Korrosion... II Korrosionsschutz... II-16 III. Werkstoffprüfung... III-1 8. Mechanische Werkstoffprüfung... III Zugversuch... III Zeitstandversuch... III Kerbschlagbiegeversuch... III Dauerschwingversuch (Wöhlerversuch)... III Verfahren zur Härteprüfung... III Härteprüfung nach Brinell... III Härteprüfung nach Vickers... III Härteprüfung nach Rockwell... III Dynamische Härteprüfverfahren... III Verfahren zur zerstörungsfreien Materialprüfung... III Radiografische Prüfverfahren... III Ultraschall- Prüfung... III Magnetische und magnetinduktive Prüfverfahren... III Farbeindring-Prüfung... III-17 Anhang: Folien "Bezeichnung von Stählen", "Technische Werkstoffe" I-iv

5 I Struktur und Gefüge In diesem Kapitel sollen Kenntnisse vermittelt werden, die es ermöglichen, Zusammenhänge zwischen dem Aufbau der Werkstoffe, ihren Eigenschaften, den Technologien zur Herstellung und Bearbeitung, sowie der Prüfung der Werkstoffe herauszuarbeiten. Bei Beachtung dieser Zusammenhänge werden Voraussetzungen für den effektiven Werkstoffeinsatz geschaffen. 1. Aufbau der Werkstoffe Werkstoffe sind technisch genutzte Stoffe, die im Einsatz im festen Aggregatzustand vorliegen. Ihre Eigenschaften werden durch die innere Struktur bestimmt. Dabei kann der Aufbau der Werkstoffe in verschiedene Strukturebenen (Bild 1.1-1) betrachtet werden: Atomistische Struktur (Art der atomaren Bausteine) Feinstruktur (Bindungen zwischen den atomaren Bausteinen und deren geometrische Anordnung) Mikrostruktur (Gefüge Bereiche geometrischer Anordnung, die im Werkstoffinnern durch Grenzflächen voneinander getrennt sind) Makrostruktur (Grobstruktur Gesamterscheinung eines Werkstoffes bei der Herstellung und dem Einsatz eines Bauteils) 1.1 Bindungen im Festkörper Die Bindungskräfte zwischen den Atomen sind elektromagnetischer Natur. Die Zahl der Außenelektronen ist für die Reaktivität eines Elementes von besonderer Bedeutung. Atome haben dabei das Bestreben, abgeschlossenen Schalen zu bilden und geben daher Elektronen ab (Mg z. B. 2) oder nehmen Elektronen auf (z. B. Cl 1). Das Bestreben, fehlende Elektronen von anderen Atomen zu übernehmen bzw. gemeinsam zu nutzen, führt zu unterschiedlichen Bindungsarten. Es wird grundsätzlich unterschieden zwischen: Hauptvalenzbindungen (hohe Bindungsenergie, starke Bindung) Ionen- bzw. heteropolarer Bindung, Atom- bzw. homöopolarer (kovalenter) Bindung Metallische Bindung Neben- oder Restvalenzbindungen (geringe Bindungsenergie, schwache Bindung) van der Waals-Bindung Wasserstoffbrückenbindung Beispiel Wasser: Kovalente Bindung zwischen H- und O-Atomen innerhalb des H 2 O-Moleküls, Wasserstoffbrückenbindung zwischen H 2 O-Molekülen. Daher erfordert das Verdampfen von Wasser verhältnismäßig geringe Energie gegenüber der Spaltung des Wassermoleküls in die elementaren Bestandteile (s. a. Knallgasreaktion). I-v

6 Atomistische Struktur atomarer Baustein mit Atomkern und hülle Molekül (Atombindung) Feinstruktur lonenbindung regelmäßige lonenanordnung kristalline Struktur Molekülkette amorphe Struktur teilkristalline Struktur Mikrostruktur Makrostruktur Gefüge mit Korn und Korngrenzen Bauteil Bild 1.1-1: Strukturebenen eines Werkstoffes I-1

7 Bezeichnung Ionenbindung / heteropolare Bindung Atombindung homöopolare (kovalente) Bindung Metallische Bindung Beteiligte Bausteine Ionen Metall + Nichtmetall Gleiche Atomart Nichtmetall + Nichtmetall Gleiche Atomart Metall + Metall Beschreibung des elektrischen Ladezustandes positiv geladenes Ion + negativ geladenes Ion, (Kation + Anion) Atome besitzen ein oder mehrere gemeinsame E- lektronenpaare, um die Edelgas-konfiguration zu erreichen Atome geben ihre Außenelektronen an den Gesamtverband ab. e - bewegen sich dort frei im Atomgitter Von den Bindungskräften abhängige Werkstoffeigenschaften Im gelösten Zustand elektrisch leitfähig, kristalline Gefügestruktur Geringe elektr. und therm. Leitfähigkeit; hoher Schmelzpunkt sehr gute elektr. und therm. Leitfähigkeit und Duktilität; eingeschränkte chem. Beständigkeit Beispiele NaCl Diamant Fe Tabelle 1.1-1: Bindungsarten 1.2 Kristallstrukturen Die Anordnung der atomaren Bausteine in einem festen Werkstoff kann entweder regellos (Nahordnung) oder regelmäßig (Fernordnung) erfolgen. Eine regellose Verteilung der Atome oder Moleküle ist kennzeichnend für den amorphen Zustand; dagegen ist der kristalline Zustand durch eine dreidimensionale periodische Wiederholung der atomaren Bausteine in einem Raumgitter charakterisiert. Wahrend die Kunststoffe überwiegend amorph oder teil- kristallin sind, liegt bei den metallischen und keramischen Werkstoffen im Allgemeinen der kristalline Zustand vor. Im Unterschied zu den metallischen Werkstoffen, bei denen zumeist einfache Formen der Raumgitter auftreten, können bei keramischen Werkstoffen sehr komplexe Strukturen vorliegen (z.b. Supraleiter, s. Kap. IV). Die Struktur der Gläser ist amorph. Wichtige Eigenschaften der metallischen Werkstoffe, wie beispielsweise die Festigkeit und Verformbarkeit sind auf den kristallinen Aufbau zurückzuführen Raumgitter Das Raumgitter der Kristalle entsteht durch die dreidimensional-periodische Verschiebung seiner Bausteine. Dabei charakterisieren die zwischen den drei Achsen x, y und z liegenden Winkel α, β, γ die Abstände auf den Achsen das jeweilige Raumgitter. Wird in jeder Achsrichtung nur ein Abstand a 0, b 0 und c 0 (Gitterkonstanten) betrachtet, ergibt sich eine Elementarzelle. Bild 1.2-1: Elementarzelle I-2

8 Nach dem Abstand der Atome und den Winkeln zwischen den Achsen lassen sich 7 Typen von E- lementarzellen unterscheiden, die als Kristallsysteme bezeichnet werden. Da in einem Koordinatensystem mehrere Anordnungen der Atome möglich sind, ergeben sich daraus 14 Bravais-Gitter. Tabelle Parameter der 7 Kristallsysteme Kristallsystem Gitterkostanten Winkel zwischen Beispiele den Achsen triklin a 0 b 0 c 0 α β γ 90 PUR monoklin a 0 b 0 c 0 α = γ = 90 ; β 90 β S; Pu rhombisch a 0 b 0 c 0 α = β = γ = 90 U; P; Ga; γ-sn rhomboedrisch a 0 = b 0 = c 0 α = β = γ 90 hexogonal a 0 = b 0 c 0 α = β = 90 ; γ = 120 Mg; Zn tretragonal a 0 = b 0 c 0 α = β = γ = 90 kubisch a 0 = b 0 = c 0 α = β = γ = 90 Cu; γ-eisen (kfz); α-eisen (krz) Die einfache Form des kubischen Gitters (kubisch primitiv kp) tritt bei Metallen nur selten auf. Häufigste Gitterformen bei Metallen Durch Anordnung weiterer Atome auf den Flächenzentren bzw. in der Raummitte entstehen das kubisch flächenzentrierte (kfz) Gitter und das raumzentrierte Gitter, beim hexagonalen Gitter wird durch Einschieben einer weiteren Eben die hexagonal dichteste Kugelpackung gebildet (Bild 1.2-2). hdp Bild 1.2-2: Kubisch flächenzentrierte, kubisch raumzentrierte und hexagonal dichteste Kugelpackung mit ihren schematischen Darstellungen I-3

9 Die Elementarzelle kann durch folgende Angaben charakterisiert werden: Zahl der Atome pro Elementarzelle (EZ): Zur Veranschaulichung der Zahl der Atome pro Elementarzelle sind im Bild 4 Schnittdarstellungen der Kugelmodelle für die krz- und kfz-elementarzelle gezeigt. Bild 1.2-3: Schnittdarstellung einer krz- und kfz-elementarzelle Koordinationszahl Unter der Koordinationszahl wird die Zahl der Atome verstanden, die sich im kürzesten und gleichen Abstand von einem wählbaren Zentralatom befinden. Packungsdichte Die Packungsdichte gibt an, inwieweit eine Elementarzelle tatsächlich mit dem Volumen der Atome ausgefüllt ist. Sie ist das Volumen der Atomesegmente in der Elementarzelle bezogen auf das Volumen der Elementarzelle selbst Analytische Beschreibung des Raumgitters Zur Kennzeichnung bestimmter Ebenen (Netzebenen) und Richtungen (Gittergeraden) im Raumgitter dienen die so genannten Millerschen Indizes (hkl) bzw. [uvw]. Auf die Beschreibung der Systematik wird in dieser Vorlesung verzichtet und auf einschlägige Lehrbücher verwiesen Einfluss des Raumgitters auf Werkstoffeigenschaften Korrosion: Angriff aggressiver Medien erfolgt an bevorzugten Ebenen Verformung: Plastische Verformung erfolgt entlang bevorzugter kristallografischer Ebenen und Richtungen Gleitsysteme Ultraschall: Verwendung von Schwingquarzen mit speziellen kristallografischen Begrenzungsflächen Leitfähigkeit: Verwendung von Germanium- oder Silizium-Wafern in (1 1 1)- oder (1 0 0) - Orientierung für Halbleiterelemente Magnetisierung: leichteste Magnetisierung von Eisen-Silizium-Transformatoren-blechen entlang der Würfelkante [1 0 0] I-4

10 1.3 Molekülstrukturen Molekülstrukturen sind typisch für nichtmetallisch-organische Werkstoffe. Die natürlichen organischen Materialien, wie z.b. Holz, Kautschuk, Leder, Fasern usw., werden von den polymeren Werkstoffen, die ebenfalls organisch sind, aber synthetisch hergestellt werden (Kunststoffe), in ihrer Anwendung stark zurückgedrängt. Die Polymere weisen die unter-schiedlichsten Molekülzusammensetzungen auf und liegen im amorphen bzw. teil-kristallinen Zustand vor. Ein polymerer Werkstoff entsteht durch Aufbaureaktionen, wobei sich die monomeren Grundbausteine zu Kettenmolekülen verbinden. Innerhalb dieser Molekülketten tritt die Atombindung auf, den Molekülzusammenhalt bewirken Nebenvalenzbindungen und Molekülverhakungen. Die Bindungsenergien der nebenvalenten Bindungen sind ein bis zwei Zehnerpotenzen kleiner als die der Atombindungen. Die Makromoleküle bilden häufig ein Knäuel- oder Wattebausch-Struktur. Bei Kunststoffen, die eine Parallellagerung der Molekül- ketten ermöglichen, existiert neben den vorhanden amorphen Bereichen ein bestimmter Anteil an Kristallinität. Die grundlegenden Aufbaureaktionen für die polymeren Werkstoffe sind: Polymerisation, bei der im katalytischen Prozess durch Druck, Temperatur und Katalysatoren ein Aufspalten der C=C-Doppelbindungen bewirkt wird, um die Vorraussetzung zur Verbindung von Monomeren zu Makromolekülen zu schaffen. Polykondensation, bei der eine Reaktion zwischen chemischen Endgruppen unter Abspaltung niedermolekulare Reaktionsprodukte, z.b. H 2 O, freie Bindungen schafft, die zur Bildung von Makromolekülen erforderlich ist. Bei schrittweiser Reaktion oder Unterbrechung der Reaktion kommt es nach unterschiedlicher Reaktionsdauer zu Bildung von linearen, verzweigten oder vernetzten Polymeren, die mit einer Zuordnung zu Thermoplasten, E- lastomeren und Duromeren in Verbindung zu bringen sind. Polyaddition, bei der durch Umlagerungen von Doppelbindungen zweier unterschiedlicher Monomermoleküle freie Bindungen zur Ausbildung von Makromolekülen entstehen. 1.4 Glasig-amorphe Strukturen Glas ist ein nichtmetallisch-anorganisches, vorzugsweise silicatisches Schmelzprodukt, das in einem nichtkristallinen, also amorphen Zustand vorliegt. Die Eigenschaften unterscheiden sich wesentlich von denen der kristallinen Werkstoffe und sind überwiegend auf die ungeordnete Struktur zurückzuführen. Eine kristallisierende Schmelze eines Metalls geht beim Erstarren am Schmelzpunkt T S unter sprunghafter Änderung der Eigenschaften in den festen (kristallinen) Zustand über. Findet keine Kristallisation statt, z.b. bei Glas; wird die Schmelze zunächst unterkühlt und dann unterhalb der Transformationstemperatur T g eingefroren. Während kristalline Werkstoffen bei der Schmelztemperatur eine Phasenänderung erfahren, gibt es diese Erscheinung beim Glas nicht. Unterhalb des Transformationsbereiches verhält sich Glas wie ein Festkörper, oberhalb der Schmelze wie eine Schmelze. Das Erweichen und Erstarren bei Glas ist reversibel und schafft damit die Voraussetzungen für unterschiedliche Formgebungsverfahren. Die Eigenschaften von Glas sind im Gegensatz zu den kristallinen Werkstoffen richtungsunabhängig, d.h. die statistische Verteilung der Baugruppen führt zu einem isotropen Verhalten. I-5

11 Bild 1.4-1: Vergleich von glasig-amorphen und kristallinen Werkstoffen 1.5 Realstruktur Gitterbaudefekte Die Struktur der realen kristallinen Festkörper unterscheidet sich meist erheblich vom Ideal- zustand, wie er in den bereits behandelten Elementarzellen und Raumgittern vorliegt. Abweichungen von der regelmäßigen Anordnung der Atome im Gitter werden als Gitterbaudefekte bezeichnet. Ohne derartige Defektstellen im Realkristall wären beispielsweise Diffusion, plastische Verformung, elektrische Leitfähigkeit u.a. nicht möglich. Die Gitterbaudefekte können nach geometrischen Gesichtspunkten eingeteilt werden: Nulldimensionale Fehlstellen (Punktdefekte): Leerstellen, Zwischengitteratom, Zwischengitter-Fremdatome, Substitution-Fremdatom Eindimensionale Fehlstellen (Liniendefekte): Versetzungen Zweidimensionale Fehlstellen (Flächendefekte): Stapelfehler, Korngrenzen, Subkorngrenzen, Phasengrenzen Insbesondere den Versetzungen kommt große technische Bedeutung zu, da sie maßgeblich für die plastische Verformbarkeit von Metallen verantwortlich sind. Diffusionsvorgänge spielen beispielsweise bei der Wärmebehandlung eine entscheidende Rolle (Härten, Glühen usw.). I-6

12 Tabelle 1.5-1: Gitterbaudefekte I-7

13 1.5.2 Polymorphie der Metalle Einige Metalle haben die Eigenschaft, in Abhängigkeit von der Temperatur verschiedene Gitterstrukturen auszubilden. Diese Erscheinung wird als Polymorphie bezeichnet und die verschiedenen Gitterformen sind die allotropen Modifikationen. (auch: Polymorphie des Kohlenstoffs: Graphit, Diamant, ) Metall Gittertyp Temperaturgebiet [ C] α - Eisen krz < 911 C γ - Eisen kfz 911 C bis 1392 C δ - Eisen krz 1392 C bis 1532 C α - Zinn kubisches Diamantengitter < 13 C β - Zinn tetragonal 13 C bis 232 C α - Titan hex. dichteste Kugelpackung < 880 C β - Titan krz 880 C bis 1820 C Tabelle 1.5-2: Beispiel für allotrope Modifikationen Die Umwandlungspunkte der allotropen Modifikationen lassen sich mit unterschiedlichen Methoden bestimmen. Die Dilatometrie nutzt aus, dass jede Gitterumwandlung mit einer Längenänderung des Probekörpers verbunden ist. Mit Hilfe von Präzisionsmesseinrichtungen wird im Dilatometerversuch die Längenänderung der Probe bestimmt. Die thermische Analyse gibt aus der Aufzeichnung des Temperaturverlaufs während der Erwärmung oder Abkühlung Aufschluss über das Umwandlungsverhalten, da bei jeder Umwandlung Wärmeenergie benötigt bzw. freigesetzt wird. Diese Tatsache bedingt bei Phasenübergängen (flüssig fest oder polymorphe Umwandlungen) Halte- bzw. Knickpunkte in den Erwärmungs- oder Abkühlungskurven. Beispiel: Die Erstarrung einer metallischen Schmelze setzt durch Kristallisation der in der Schmelze befindlichen Atome ein. Bei der Kristallisation wird die Kristallisationsenthalphie ( latente Wärme ) freigesetzt, die bei reinen Metallen dazu führt, dass die Temperatur des Systems für gewisse Zeit konstant bleibt ( Haltepunkt ). Bei Legierungen (2 oder mehr Atomarten in der Schmelze) führt wegen der unterschiedlichen Erstarrungstemperaturen die Kristallisationsenthalphie der verschiedenen Elemente nur zu einer Wärmetönung, dh. zu einer verlangsamten Abkühlung (Knickpunkte) (Bild 1.5-1). L: Liquiduspunkt/-temperatur S: Soliduspunkt/-temperatur reine Metalle metallische Legierung (2 Komponenten) Bild 1.5-1: Abkühlkurven - gewonnen aus thermischer Analyse I-8

14 1.6 Strukturen von Legierungen und Polymerkombinationen Legierungen bestehen aus mindestens zwei Atom- bzw. Molekülarten. Die möglichen Atomanordnungen zeigt folgende Tabelle: Mischungstyp (schematische Darstellung) Löslichkeitsbedingungen Die nebeneinander aus der Schmelze kristallisierenden Komponenten bilden jede ihr eigenes Gitter, ohne sich zu mischen. vollständige Unmischbarkeit der Komponenten Fremdatome sind in Zwischengitterplätze des Grundgitters eingelagert Fremdatome nehmen regulären Gitterplätze im Grundgitter der anderen Komponente ein 1. Atomradienverhältnis vom Metall zum Nichtmetall r NM / r M 0,59 2. Grundmetall Übergangsmetall (unaufgefüllte innere Elektronenschale, damit erforderliche Gitterlücken vorhanden) 1. Gleicher oder ähnlicher Gittertyp der Komponenten (z.b. kfz mit hdp Cu-Zn) 2. Unterschied der Atomradien bis ± 14% s.o. - Besonderheit: Geordnete Verteilung beider Komponenten, entsteht nur bei sehr langsamer Abkühlung oder zusätzlicher Wärmebehandlung Gleichgewichtszustand Intermetallische Phase Grundkomponenten Zusatzkomponenten Charakteristika 1. meist komplizierter Gitteraufbau, unabhängig von Ausgangsgittern 2. geordnete Einlagerungsstrukturen 3. keine Verbindung im chemischen Sinne (Gesetz der konstanten und multiplen Proportionen gilt nicht) 4. vorherrschender Bindungstyp: Metallbindung, aber Atom- und Ionenbindungsanteile zugemischt Eigenschaft: Hart und sehr spröde Tabelle 1.6-1: Atomanordnung im Gitter bei zwei Komponenten I-9

15 2. Gefüge der Werkstoffe Das Gefüge ist durch Art, Größe, Form und Orientierung und Anordnung der einzelnen Bestandteile (Phasen), wie Kristallite (Körner), amorphe Bereiche, Verstärkungs- bzw. Füllstoffe, charakterisiert. 2.1 Entstehung des Gefüges Das Erstarren der Metalle aus dem schmelzflüssigen Zustand erfolgt über eine Kristallisation und setzt mit dem Erreichen des Erstarrungspunktes (bei der Erwärmung als Schmelzpunkt T S bezeichnet) ein. Dieser Vorgang läuft nicht gleichmäßig ab, sondern beginnt mit der Bildung von Keimen. Es wird zwischen der homogenen (arteigenen) und der heterogenen (artfremden) Keimbildung unterschieden Nach der Keimbildung erfolgt das Kristallwachstum, bis die gesamte Schmelze erstarrt ist, d.h. bis sich die Kristalle vollständig ausgebildet haben und an den Korngrenzen berühren. Im nachfolgenden Schema sind einzelne Stufen beim Übergang vom flüssigen in den festen Zustand wiedergegeben: Schmelze Abkühlung / Unterkühlung Keimbildung (homogen + heterogen) Keimwachstum Kristallisation Kristallitbildung (Kornbildung mit Korngrenzen) aller Körner und Korngrenzen Gefüge Eine Unterkühlung der Schmelze, d.h. die Erstarrungstemperatur liegt um einen Betrag ΔT unterhalb der Schmelztemperatur T S, ist Vorraussetzung für wachstumsfähige Keime. Es bestehen Zusammenhänge zwischen der Keimzahl (KZ) und der Kristallisationsgeschwindigkeit (KG) einerseits und der Unterkühlung ΔT andererseits. Das Entstehen eines feinkörnigen Gefüges auf Grund einer großen Anzahl von Keimen und einer kleineren Kristallisationsgeschwindigkeit zeigt Bild a. Das schnelle Wachsen einer geringen Anzahl von Keimen (Bild b) führt zu einem grobkörnigen Gefüge. Die Kristallisation ist beendet, wenn die zum Korn gewachsenen Keime aneinander stoßen, diese Stellen werden als Korngrenzen bezeichnet. Benachbarte Körner weisen eine unterschiedliche kristallografische Orientierung auf. Die Form und Größe der bei der Erstarrung gebildeten Körper werden auch durch den Wärmefluss bestimmt. Bei gleichmäßiger Wärmebehandlung in alle Richtungen erstarrt die Schmelze globulistisch. Wärmeabfluss in einer bestimmten Richtung führt zu einer gerichteten oder transkristallinen Erstarrung. I-10

16 a) Bild 2.1-1: Einflussparameter auf die Ausbildung der Korngröße Beim Gießen oder Stranggießen in eine Metallform (Kokille) bildet sich eine Gussstruktur in drei Zonen, meist mit einer deutlichen Abgrenzung zueinander, aus: 1. feinkörnige globulare Randzone durch starke Unterkühlung der Schmelze an der Kokillenwand bilden sich zahlreiche Kristallkeime, die zu kleinen, gleichmäßigen Kristalliten führen. 2. Transkristallisationszone mit stengelförmigen, sehr groben Kristalliten das gerichtete Wachstum der Kristallite (Stengelkristalle) ist nur von solchen Körnern möglich, bei denen die kristallografische Orientierung mit der Richtung des Wärmegefälles ü- bereinstimmt; die dadurch aufgetretene Orientierung wird als Gusstextur bezeichnet. 3. globulare Kernzone Verunreinigungen, die in jedem technischen Metall vorhanden sind, werden von den Stengelkristallen vor sich her geschoben und reichern sich im Kern an, wo auf Grund einer hohen Anzahl von artfremden Keimen eine globulare feinkörnige Kernzone entstehen kann. Bei sehr reinen Metallen liegt in der dritten Zone allerdings ein grobkörniges Gefüge vor. Bild 2.1-2: Gefügeausbildung beim Abkühlvorgang in einer Kokille I-11

17 2.2 Nachweis des Gefüges Im Allgemeinen sind die einzelnen Kristallite (Körner) in einem Werkstoff nicht ohne weiteres sichtbar. Für werkstoffwissenschaftliche Intersuchungen ist es jedoch notwendig, die vorhandene Mikrostruktur zu analysieren. Dazu ist die Bearbeitung des zu untersuchenden Probestückes erforderlich. Nach gezielter Probenentnahme folgen zur Schliffherstellung zunächst die Arbeitsgänge Schleifen und Polieren, danach schließt sich das Ätzen an. Der unterschiedliche Ätzangriff mit verschiedenen chemischen Mitteln richtet sich nach dem Ziel der Untersuchungen. Die Schliffe werden nach der Größe der Details, die sichtbar gemacht werden sollen, in Mikro- und Makroschliffe unterteilt Mikroschliffe Die sorgfältig präparierte Schlifffläche kann mittels eines Licht- oder Elektronenrastermikroskops betrachtet werden. Das Elektronenrastermikroskop weist neben der wesentlich stärkeren Auflösung auch eine höhere Schärfentiefe auf. Die Wirkung der Ätzlösung (Ätzmittel, Lösungsmittel, Elektrolyt) bei der Reaktion mit der Werkstoffoberfläche richtet sich nach der Einordnung aller vorhandenen Bestandteile in die elektrochemische Spannungsreihe. Das Ätzen zur Gefügeentwicklung kann auch als ein Korrosionsvorgang bezeichnet werden. Der Angriff durch die Ätzmittel kann unterschiedlich erfolgen. Werden die Korngrenzen bevorzugt angegriffen, wird von der Korngrenzenätzung gesprochen. Dabei kann es zum bevorzugten Auflösen der Korngrenzen oder zum unterschiedlichen Abtragen der Kristallite kommen (Bild a). Werden nebeneinander liegende Kornschnittflächen unterschiedlich stark aufgeraut bzw. mit Oxidschichten bedeckt, können die Körner das Licht unterschiedlich reflektieren. Diese Ätzung (Bild b) wird als Kornflächenätzung bezeichnet. Bild 2.2-1: Schematische Darstellung a) der Korngrenzenätzung b) der Kornflächenätzung Makroschliffe Mit Hilfe der Makroätzungen können nur Gefügeerscheinungen untersucht werden, die mit bloßem Auge oder einer Lupe zu erkennen sind. Mit den verschiedenen Makroätzungen sind folgende Nachweise möglich: Seigerungen und deren Lokalisierung: Ätzungen nach Heyn und Oberhoffer oder Baumannabdruck Güte von Schweißverbindungen: Adlerätzung Entwicklung von Kraftwirkungslinien nach plastischer Verformung: Ätzung nach Fry Die qualitative und quantitative Beschreibung des Gefüges von metallischen Werkstoffen wird als Metallographie bezeichnet. Entsprechend steht für die Untersuchung bei keramischen Werkstoffen der Begriff Keramographie und bei Polmerwerkstoffen Plastographie. I-12

18 3. Zustandsdiagramme 3.1 Grundlagen Der Zustand eines Stoffes lässt sich durch die physikalischen Größen Druck p und Temperatur T, die auch als Zustandsvariablen bezeichnet werden, beschreiben. Für Zustandssysteme, die aus mehreren Komponenten bestehen, kommt noch die Konzentration c hinzu. In Anlehnung an die Zahl der vorliegenden Komponenten werden die Systeme: Ein-, Zwei-, Drei-, oder allgemein Mehrstoffsysteme genannt. Eine Legierung ist eine feste Mischung aus mindestens zwei verschiedenen A- tomarten (s. Abschn. 1.6), die einer bestimmten Konzentration im Zustandssystem entspricht. Tritt während der Erwärmung oder Abkühlung einer Legierung eine diskontinuierliche Änderung der Eigenschaften auf, ist das auf die Existenz unterschiedlicher Zustandsformen (Phasen) zurückzuführen. Eine Phase hat demnach überall die gleichen Eigenschaften, d.h. sie ist ein homogener Bestandteil eines heterogenen Systems. Zur Bestimmung der Umwandlung von einer Phase in die andere ist es deshalb nur erforderlich, eine physikalische Größe, z.b. die Dichte, den Wärmeinhalt, die elektrische Leitfähigkeit u.a. in Abhängigkeit von der Temperatur zu messen. Als besonders geeignet hat sich die Aufzeichnung des Temperaturverlaufs erwiesen (thermische Analyse, s. Abschn ) Die Phasen bzw. Phasengrenzlinien, die durch die jeweiligen Zustandsvariablen beeinflusst werden, können als ein Zustandsdiagramm dargestellt werden. Das folgende Beispiel für Einstoffsysteme Wasser und Kohlendioxid zeigt die Temperaturen, bei denen Phasenübergänge (z.b. flüssig-fest) stattfinden, die jedoch druckabhängig sind. Die Existenzbereiche der Phasen im Gleichgewicht lassen sich qualitativ mit der Gibbschen Phasenregel beschreiben (siehe unten). Bild 3.1-1: Druck-Temperatur-Phasendiagramme von Wasser (H 2 O) und Kohlendioxid (CO 2 ); Quelle Freudenberger Da die Schmelz- und Erstarrungsvorgänge von Metallen, die zur Legierungsbildung führen, nur schwach vom äußeren Druck abhängen und i.a. unter konstantem atmosphärischem Druck ablaufen, kann für Zweistoffsysteme eine ebene Darstellung der Zustandsdiagramme mit den Achsen Temperatur T und Konzentration c (Bild 3.1-2) gewählt werden. I-13

19 T Feld für die Gleichgewichtslinien der existierenden Phasen 100% A C A C B 100% B Bild 3.1-2: Form des Zustandsdiagramms für ein Zweistoffsystem (Komponenten A und B) Zustandsdiagramme sind Gleichgewichtsdiagramme. Sie haben nur Gültigkeit bei einer sehr langsamen Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand bis hin zur Raumtemperatur, bei der sich das Gleichgewicht zwischen den Phasen (an bzw. zwischen den Phasengrenzlinien) einstellen kann. Die Anzahl der miteinander im Gleichgewicht stehenden Phasen ist gesetzmäßig verknüpft mit der Zahl der an der Legierungsbildung beteiligten Komponenten und der Zahl der Freiheitsgrade über die Gibbsche Phasenregel. Ein Freiheitsgrad beinhaltet die mögliche Veränderung von Zustandsvariablen, ohne das Gleichgewicht, d.h. die Anzahl der Phasen, zu ändern. Die Anzahl der frei wählbaren Zustandsvariablen wird nach der Phasenregel bestimmt: F = n - P + 2 (für Gase und Flüssigkeiten) F = Anzahl der Freiheitsgrade; n = Anzahl der Komponenten; P = Anzahl der Phasen Unter Annahme, dass der Druck konstant ist (feste Stoffe), wird die Gibbsche Phasenregel zu: F = n - P + 1 Damit ergibt sich für die Anwendung dieser Gesetzmäßigkeiten bei der Abkühlungs- und Erwärmungskurve für metallische Systeme F = 0 F = 1 ein Haltepunkt und ein Knickpunkt. Sowohl im flüssigen als auch im festen Zustand kann demzufolge eine unterschiedliche Anzahl von Phasen vorliegen. Im Gefüge des Kristallgemisches liegen die Kristallite der beteiligten Komponenten nebeneinander vor. Es sind sämtliche Konzentrationen zwischen 100% A bis 100% B möglich. Die mechanischen bzw. physikalischen Eigenschaften ändern sich additiv. Bei einem Mischkristall erfolgt die Mischung im atomaren Bereich. Die Eigenschaften des aus Austauschmischkristallen bestehenden Gefüges sind nicht linear von dem Anteil der beteiligten Komponenten abhängig. In einem System mit Mischungslücke liegt in diesem Bereich eine lineare und außerhalb der Mischungslücke eine nichtlineare Änderung der Eigenschaft vor. Treten in einer lückenlosen Mischkristallreihe Überstrukturen auf, ist dies mit einer sprunghaften Änderung der Eigenschaften verbunden. I-14

20 3.2 Grundtypen der Zustandsdiagramme von Zweistoffsystemen (Binäre Systeme) Zur Festlegung der Phasengrenzlinien in einem Zustandsdiagramm des zu untersuchenden Systems müssen von Legierungen unterschiedlicher Zusammensetzung Abkühlungskurven aufgenommen werden, um aus den Knick- und Haltepunkten die Umwandlungstemperaturen in das T-c-Diagramm eintragen zu können. Einige ideale Zustandsdiagramme mit der möglichen Zuordnung zu realen Systemen sind im Folgenden dargestellt Vollständige Löslichkeit der Komponenten A und B im flüssigen und festen Zustand α-mischkristalle bilden sich über den gesamten Konzentrationsbereich - keine Mischungslücke: ununterbrochene Mischkristallreihe: Bsp: Ag-Au, Au-Pt, Cu-Ni, Co-Ni, Cu-Pt Liquiduslinie Soliduslinie Bild 3.2-1: Zustandsdiagramm für ein binäres System mit ununterbrochener Mischkristallreihe. Dargestellt ist die Konstruktion des Diagramms aus den Abkühlkurven entsprechender Legierungen Voraussetzungen Beide Metalle müssen das gleiche Kristallsystem aufweisen (beispielsweise kubisch). Die Gitterkonstanten dürfen sich um maximal etwa 15% unterscheiden. Die beiden Metalle müssen eine gewisse chemische Ähnlichkeit haben. Die Elektronegativitätsdifferenz darf nicht zu groß sein. Durch die Mischkristallbildung wird auch bei noch so großer Ähnlichkeit der Legierungselemente immer das Kristallgitter verzerrt, da die verschiedenen Elemente auch verschiedene Atomdurchmesser besitzen. Dadurch entstehen Spannungen; die Gleitebenen der Kristallite werden dabei behindert, Verformungen nachzugeben. Die Gitterverzerrung erhöht also die Härte. I-15

21 3.2.2 Löslichkeit der Komponenten A und B im flüssigen und Unlöslichkeit im festen Zustand = System mit eutektischer Entmischung; Bsp: Bi-Cd, Pb-Sb Eutektischer Punkt A+Eu B+Eu A+S: Schmelze + Kristall der Komponente A B+S: Schmelze + Kristall der Komponente B A+B: Gemisch von A- und B-Kristallen, entsprechend der Konzentration (keine Mischkristalle) = Kristallgemisch der reinen Komponenten 3: Eutektische Legierung (kein Schmelzbereich, sondern gleichzeitige Erstarrung von A und B) Bild 3.2-2: Zustandsdiagramm für ein binäres System mit eutektischer Entmischung Eutektische Reaktion: bei einer bestimmten Konzentration erstarren aus der Schmelze S bei konstanter Temperatur (Eutektikale) A- und B-Kristalle zu einem feinkristallinen Kristallgemisch (Eutektikum). Das eutektische Gefüge besitzt oft eine schicht- oder lamellenartige Struktur. Legierungen anderer Konzentrationen scheiden vor Erreichen der Eutektikale (Haltepunkt bei der Eutektischen Reaktion) die überwiegende Komponente aus (A- oder B-Kristalle, siehe Bild 3.2-2), so dass sich die Konzentration der verbleibenden Schmelze der eutektischen Zusammensetzung annähert. Damit ist zu erklären, dass die Eutektikale die Soliduslinie des gesamtes Systems bildet. I-16

22 3.2.3 Löslichkeit der Komp. A und B im flüss. und begrenzte Löslichkeit im festen Zustand = System mit Mischungslücke: bildet Mischkristalle, jedoch nicht in jeder Zusammensetzung; Bsp: Ag-Cu, Pb-Sn, Al-Cu, Al-Si, Cd-Sn Kristallgemisch aus Mischkristallen α+s: Schmelze + Mischkristall mit Grundgitter aus A-Atomen, begrenzte Anzahl B-Atome β+s: Schmelze + Mischkristall mit Grundgitter aus B-Atomen, begrenzte Anzahl A-Atome α+β: Gemisch von α- und β-mischkristallen, entsprechend der Konzentration 4: Eutektische Legierung (kein Schmelzbereich, sondern gleichzeitige Erstarrung von α und β) Bild 3.2-3: Zustandsdiagramm für ein binäres System mit Mischungslücke/eutektische Entmischung. Dargestellt ist ein System mit Austauschmischkristallen! Die Linien, die die Einphasengebiete (α, β) von dem Gebiet der Kristallgemische aus Mischkristallen (α + β) abgrenzen, heißen Löslichkeits- oder Sättigungslinien. Ein Sonderfall ist gegeben, wenn das System Mischkristalle als Einlagerungsmischkristalle bildet. Die Konzentrationsachse endet dann sinnvollerweise mit der Konzentration der Sättigung der Komponente B im Gitter der Komponente A. Das Einphasengebiet der Komponente B kann dann nicht existieren. Beispiel: Das System Fe-C (Teilsystem) (Bild 3.2-4). Bild 3.2-4: Zustandsdiagramm für ein binäres System mit Mischungslücke/ eutektischer Entmischung. Dargestellt ist ein System mit Einlagerungsmischkristallen! Systeme mit Peritektikum (mit peritektischer Entmischung) werden hier nicht weiter beschrieben, da ihre technische Bedeutung gering ist. I-17

23 3.3 Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD) - ein Realdiagramm Die bisher beschriebenen Zustandsdiagramme sind Idealdiagramme. Für technische Legierungen gelten Realdiagramme. Eisen ist das Grundmetall für die wichtigsten technischen Legierungen, die Stähle und Eisenguss-Legierungen. Deshalb soll im Folgenden als Realdiagramm das Eisen- Kohlenstoff-Diagramm (EKD), das Zustandsdiagramm für Eisen-Kohlenstofflegierungen, behandelt werden. Das EKD setzt sich aus den Idealdiagrammen - dem peritektischen, eutektischen und eutektoiden Teildiagramm - zusammen. Man kann je nach Erscheinungsform des Kohlenstoffs zwischen dem stabilen System Fe-C, in dem Kohlenstoff als Graphit, und dem metastabilen System Fe-Fe 3 C, in dem Kohlenstoff gebunden als Fe 3 C (intermetallische Phase Zementit) vorliegt, unterscheiden. Stabil bedeutet, dass der Kohlenstoff in Form von Graphit nicht weiter zerlegt werden kann, Fe 3 C aber bei langzeitigem Glühen in Eisen und Temperkohle zerfällt. Das metastabile System stellt gewissermaßen ein relatives Minimum der Gesamtenergie des Systems dar. Für technische Belange kann es als hinreichend stabil bewertet werden. A 4 A 3 A 2 A 1 Bild 3.3-1: Eisen-Kohlenstoff-Zustandsdiagramm für metastabile (Fe-Fe 3 C) [durchgezogene Linie] und stabile (Fe-C) [gestrichelte Linie] Ausbildung des Kohlenstoffs - gefügemäßige Betrachtung Für technisch wichtige Werkstoffe ist nur die eisenreiche Seite des EKD bis 6,67% C interessant (entsprechend 100% Prozent Fe 3 C). Ausgehend von den polymorphen Modifikationen des Eisens (α-, γ, δ - Fe) bilden sich durch Zugabe von Kohlenstoff als Legierungselement die Einlagerungsmischkristalle α - MK, γ - MK und δ -MK. I-18

24 3.3.1 Bezeichnungen am EKD Wichtige Gleichgewichtslinien ABCD AHIECFD ECF PSK ES, PQ MOSK QPSECD Liquiduslinie Soliduslinie Eutektikale Eutektoide Sättigungslinien Curie-Linie Bildung/Auflösung Fe3C Großbuchstaben für bestimmte Punkte des Zustandsdiagramms S eutektoider Punkt C eutektischer Punkt G α / γ - Umwandlungspunkt des reinen Eisens E Punkt max. C-Löslichkeit im γ - MK P Punkt max. C-Löslichkeit im α - MK u. a. m. (vgl. Fe-Fe3C - Diagramm) Folgende Grenzlinientemperaturen (Umwandlungstemperaturen) werden benutzt: Grenzlinie im Fe-C- Diagramm...begrenzt das Umwandlungsgeschehen Bezeichnung der Grenzlinientemperaturen, ermittelt im beim beim Gleichgewicht Abkühlen Erwärmen A: arreter (anhalten) r: refroidir (abkühlen) c: chauffer (erwärmen) e: équilibre (Gleichgewicht) PSK α + Fe 3 C γ A e1 A r1 A c1 GS α + γ γ A e3 A r3 A c3 A c1 : 723 C A c3 : abhängig vom C-Gehalt SE γ + Fe 3 C γ A ecm A r cm A c cm NI γ + δ γ A e4 A r4 A c4 Tabelle 3.3-1: Bezeichnung von Grenzlinientemperaturen im EKD Phasen- und Gefüge im System-Eisen-Kohlenstoff Mischkristalle α-mischkristall (krz): Gefügebezeichnung Ferrit (α-ferrit); rein ferritisches Gefüge besitzt geringe Härte/Festigkeit, aber hohe Duktilität. Max. C-Löslichkeit: nur 0,02 %. δ-mischkristall (krz): δ-ferrit ist nur oberhalb von 1392 C stabil und von technisch untergeordneter Bedeutung. Max. C-Löslichkeit: 0,12 %. γ-mischkristall (kfz): Gefügebezeichnung Austenit; scheidet sich oberhalb der G-S-E-Linie im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm aus; durch Legierungszusätze (Ni, Mn) und Abschrecken auch bei Raumtemperatur beständig (austenitische Stähle). Das Austenitgefüge ist unmagnetisch, zäh und durch Kaltverfestigung härtbar (Mangan-, Nickel-, Chrom-Nickel-Stähle). Es besitzt hohe Warmfestigkeit, gute Korrosions- und Zunderbeständigkeit. Max. C-Löslichkeit: 2,06 %. I-19

25 Intermetallische Phase Zementit (Eisencarbid Fe 3 C); Intermetallische Phase mit 6,67 Masse-% C-Gehalt! Zementit ist hart und spröde. Die überwiegende Zahl der technischen Eisen-Kohlenstoff-Legierungen erstarrt unter Bildung von Zementit. Phasengemische/Gemische von Mischkristallen Perlit (Eutektoid) - Gefüge aus Zementit und Ferrit (= Phasengemisch); Perlit entsteht durch den "eutektoiden" Zerfall des Austenits (γ-mischkristall) mit 0,8% C bei 723 C = eutektoider Punkt S: hier liegen 100% Perlit vor; lamellenartiger Aufbau (Schichten von α-mk und Fe3C-Kristallen) relativ hohe Härte, relativ hohe Festigkeit, schlechte Umformbarkeit, geringe Zähigkeit. Häufig spricht man von einer "Perlitstufe", die - gemessen am Lamellenabstand - in Perlit, feinstreifigen (veraltet Sorbit) und feinststreifigen (veraltet Troostit) Perlit unterteilt wird. Ledeburit (Eutektikum) - Gefüge aus Austenit und Zementit bzw. zerfallenem Austenit und Zementit (= Phasengemisch), Kohlenstoffgehalt 4,3 %, Schmelztemperatur 1147 C = Eutektischer Punkt C: hier liegen 100% Ledeburit vor. Es wird zwischen Ledeburit I und Ledeburit II unterschieden. Während es sich bei Ledeburit I (dicht unterhalb C) um ein Gefüge aus Austenit und Zementit handelt, besteht der Ledeburit II (Raumtemperatur) aus Zementit I mit ankristallisiertem Sekundärzementit (aus dem Austenit bei sinkender Temperatur ausgeschieden) und (bei langsamer Abkühlung) aus Perlit. Der Perlit entsteht durch den eutektoiden Zerfall des Austenits aus dem Ledeburit I bei 723 C. Bei rascherer Abkühlung kann anstelle des Perlit auch Bainit bzw. bei sehr schneller Abkühlung Martensit vorliegen. Ledeburit ist schlecht umformbar, hat sehr geringe Duktilität. Gefüge bei Raumtemperatur (feines Gemenge von Fe3C-Kristalliten und Perlitbereichen im Auflichtmikroskop als charakteristische Pantherfellstruktur sichtbar. a) b) Bild 3.3-2: a) REM-Aufnahme eines vollständig perlitischen Gefüges; b) Lichtmikroskopische Aufnahme von Ledeburit Merke: Die Eigenschaften der Legierung (z.b. Stahl, Gusseisen) wird durch die Art der beteiligten Phasen (z.b. α-mk, Fe 3 C), ihren mengenmäßigen Anteil (z. B. abhängig vom C-Gehalt) und die Art ihrer Verteilung im Gefüge bestimmt. I-20

26 3.3.2 Phasen- und Gefüge im Ungleichgewichtszustand Bisher wurde der oben beschriebene Gleichgewichtszustand betrachtet. Die Ausbildung der Gleichgewichtsphasen (EKD) ist durch Diffusionsvorgänge gesteuert. Bei schnelleren Temperaturänderungen wird die Kohlenstoffdiffusion, die zur Entmischung des Austenits erforderlich ist, behindert (siehe hierzu Kapitel I-4) Dadurch entstehen auch neuartige Gefügebestandteile, die nicht mehr dem Gleichgewichtszustand entsprechen. Martensit raumzentriertes Gitter tetragonal verzerrt ( verspanntes Ferritgitter ); meist feinnadeliges, sehr hartes und sprödes Gefüge. Es entsteht, wenn Austenit durch Überschreiten der kritischen Abkühlgeschwindigkeit so schnell abgekühlt wird, dass der im Kristallgitter gelöste Kohlenstoff aufgrund der niedrigen Temperatur nicht diffundieren kann: der im krz-gitter des α-fe zwangsgelöste Kohlenstoff verzerrt das Gitter und weitet es tetragonal auf ( diffusionsloses Umklappen ). Bainit wie Martensit: Ferrit mit zwangsgelöstem Kohlenstoff; anders als bei der Bildung von Martensit sind hier Umklappvorgänge im Kristallgitter und Diffusionsvorgänge gekoppelt, dadurch werden verschiedene Umwandlungsmechanismen möglich. Bainit bildet sich im Temperaturbereich zwischen der Perlit- und der Martensitstufe bei Abkühlungsgeschwindigkeiten, die für eine vollständige Martensitbildung zu hoch und für die Perlitbildung zu niedrig sind. Es wurden daher früher auch Zwischenstufengefüge genannt. Reiner Bainit lässt sich nur durch isotherme Abkühlung, z.b. beim Warmbadhärten, erzielen. Vorteilhaft ist das Zwischenstufengefüge dort, wo bei einer Vergütung durch Abschrecken und Anlassen eine Härterissgefahr besteht. Es hat sehr gute Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. I-21

27 3.3.3 Eisen-Kohlenstoff-Legierungsbezeichnungen Fe-C-Legierungen mit C-Gehalten < 2,1 Masse-% heißen (Kohlenstoff-) Stähle. Man unterscheidet: 0,02 < Masse-% C < 0,8 untereutektoide Stähle 0,8 Masse-% C eutektoide Stähle 0,8 < Masse-% C < 2,06 übereutektoide Stähle Fe-C-Legierungen mit C-Gehalten > 2,1 Masse-% heißen Gusseisen. Man unterscheidet: 2,06 < Masse-% C < 4,3 untereutektische Gusseisen 4,3 Masse-% C eutektische Gusseisen 4,3 < Masse-% C < 6,67 übereutektische Gusseisen Weiterhin wird unterschieden zwischen dem schwarzen Gusseisen (Grauguss), in dem der überschüssige Kohlenstoff in Form von Graphit, und dem weißen Gusseisen, in dem der Kohlenstoff in Form von Zementit vorkommt. Bild 3.3-3: Technische Werkstoffe des Systems Eisen-Eisencarbid (Quelle: Seidel) Mit zunehmendem C-Gehalt steigen die Festigkeit und Härtbarkeit des Stahles, wogegen seine Dehnung, Schmiedbarkeit, Schweißbarkeit und Bearbeitbarkeit (durch spanabhebende Werkzeuge) verringert werden. Der Korrosionswiderstand gegenüber Wasser, Säuren und heißen Gasen wird durch den Kohlenstoff praktisch nicht beeinflusst. Für Kohlenstoffgehalte unter 0,25 Masse-% sind Stähle gut schweißbar. I-22

28 4. Wärmebehandlung 4.1 Begriffe und Definitionen Die Wärmebehandlung ist eine Folge von Behandlungsschritten, in deren Verlauf ein Werkstoff ganz oder teilweise bestimmten Zeit-Temperatur-Folgen unterworfen wird, um eine Änderung seines Gefüges und damit seiner Verarbeitungs- und Gebrauchseigenschaften herbeizuführen. Die Behandlung kann mit einer Änderung der chemischen Zusammensetzung ( thermochemische Behandlung) oder auch einem Umformen ( thermomechanische Behandlung) verbunden sein. Entsprechen dem Ziel des Verfahrens wird die Wärmebehandlung durch folgende Angaben charakterisiert: Art des Erwärmens Haltetemperatur Haltedauer Art des Abkühlens (Ofen-, Luft-, Öl-, Wasserabkühlung) Ziel einer Wärmebehandlung kann beispielsweise sein: Verbesserung der Bearbeitbarkeit (Weichglühen) Arbeitsgang der Erzeugung (Härten von Werkzeugen) Verbesserung der mechanischen Eigenschaften (Vergüten von Stahl, Aushärten von Al-Legierungen) Verminderung des Verschleißes (Randschichthärten von Zahnrädern) Beseitigung von Kaltverfestigung (Rekristallisationsglühen) Abbau von Guss- oder Schweißspannungen (Spannungsarmglühen) Prinzipiell können die Wärmebehandlungsverfahren nach der Art des Abkühlens in zwei Gruppen unterteil werden: 1. Glühverfahren 2. Härteverfahren Beide Möglichkeiten sollen nachfolgend für Eisen-Kohlenstoff-Legierungen erläutert werden. Glühen ist das Erwärmen eines Werkstücks auf eine bestimmte Temperatur mit nachfolgendem, in der Regel langsamen Abkühlen, so dass der Werkstoffzustand bei Raumtemperatur dem Gleichgewichtszustand nahe kommt. Die erreichbaren Eigenschaften ergeben sich aus den im EKD auftretenden Gefügearten. Bei der zweiten Gruppe, den Härteverfahren, erfolgt das Abkühlen von einer Temperatur oberhalb der Umwandlungslinie GOSK mit einer Geschwindigkeit, die größer ist als die kritische ( Abschrecken ), um durch Umwandlung des Austenits in Martensit (gegebenenfalls auch Bainit) ein Gefüge zu erhalten, das einen Ungleichgewichtszustand entspricht ( ZTU-Diagramme). I-23

29 4.2 Glühverfahren Nachfolgend sind die wichtigsten Glühverfahren tabellarisch beschrieben. Verfahrensparameter T-t-Diagramm Ziel Glühverfahren Spannungsarmglühen Langsames Erwärmen auf C (unterhalb A c1 ), Haltedauer 2-4 h, langsame Abkühlung (Ofenabkühlung) Abbau innerer Spannungen (Eigenspannungen) ohne wesentliche Änderung der sonstigen Eigenschaften für grau erstarrtes Gusseisen Rekristallisationsglühen Rekristallisationstemperatur bei Stahl: C, halten, langsame Abkühlung: zu lange Haltezeit: Grobkornbildung Rekristallisationsdiagramm für kohlenstoffarmen Stahl Rückgängigmachen von Eigenschaftsänderungen (Verfestigung) durch Kaltumformung; Gefügeumbildung bzw. -neubildung im festen Zustand; Spannungsabbau, Erhöhung der Bruchdehnung Weichglühen (sphäroidisierendes Glühen) Temperaturen um A c1 (unterhalb, oberhalb oder pendelnd um A c1 ), langsame Abkühlung Herstellung eines - für die Weiterverarbeitung günstigen - weichen Zustands. Dabei werden Zementitteilchen kugelig eingeformt (GKZ- Glühen) Normalglühen (Normalisieren) Temperatur C über Umwandlungstemp. im Austenitgebiet. Erwärmung zwischen A C1 und Glühtemp. rasch, kurze Haltedauer, rasche Abkühlung durch Zweiphasen- Intervall, dann langsam Herstellung eines gleichmäßigen und feinkörnigen Gefüges mit Perlitanteilen, Annäherung an den Gleichgewichtszustand durch zweifaches Umkörnen (bei Erwärmung und Abkühlung). Häufig eingesetztes Verfahren Grobkornglühen (Hochglühen) Temperatur deutlich über A c3 ( C), Haltezeit 1 bis 2 h, langsame Ofenabkühlung, dann raschere Luftabkühlung Erzielung eines groben Korns. Hierdurch wird die Spanbarkeit verbessert. Hohe Temperaturen bewirken Kornvergrößerung Diffusionsglühen Temperatur hoch im Austenitbereich, lange Haltezeit (bis 50 h), langsame Abkühlung Beseitigung örtlicher Konzentrationsunterschiede (Seigerungen) durch Diffusion Tabelle 4.2-1: Glühverfahren für Eisenwerkstoffe I-24

30 Bild 4.2-1: Die Stahlecke des EKD; Glüh- und Härteverfahren/Gefügeausbildung I-25

31 4.3 ZTU-Schaubilder Das Umwandlungsverhalten aus dem Austenit ist für das Verständnis der Wärmebehandlung der Eisenwerkstoffe besonders wichtig. Je nach Abkühlungsgeschwindigkeit wird die Austenitumwandlung zu tieferen Temperaturen verschoben und es werden drei Bereiche der γ-α-umwandlung unterschieden: Perlitstufe, Zwischenstufe, Martensitstufe Der Gleichgewichtszustand des EKD wird bei Wärmebehandlungsverfahren mit beschleunigter Abkühlung nicht mehr eingehalten. Das Umwandlungsverhalten des Austenits wird bei einer Temperaturführung je nach Wärmebehandlungsverfahren und einer Gefüge verändernden Beeinflussung durch Legierungselemente ist den Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubildern (ZTU- Schaubilder) der Stähle zu entnehmen. ZTU-Schaubilder stellen sozusagen eine Erweiterung des Eisen-Kohlenstoff-Diagramms in die dritte Dimension, die Zeit, dar. Das Aufstellen der ZTU- Schaubilder erfolgt mittels dilatometrischen und metallographischen Untersuchungen. Diese ZTU- Schaubilder sind eine der Grundlagen für die Erstellung von Anweisungen zur praktischen Durchführung der Wärmebehandlung. Dabei wird die Umwandlung einmal bei konstanter Temperatur (ZTU- Schaubild für isotherme Umwandlung) und zum anderen bei kontinuierlicher Abkühlung (ZTU- Schaubild für kontinuierliche Abkühlung) betrachtet. Diese Diagramme geben Auskunft über Beginn und Ende der Umwandlung des jeweiligen Gefüges in Abhängigkeit von Temperatur und Zeit. Beim isothermen ZTU-Schaubild wird die Probe von der Austenitisierungstemperatur auf die gewünschte Temperatur abgeschreckt, und diese solange gehalten (Ölbad) bis die Umwandlung abgeschlossen ist. Beim kontinuierlichen ZTU-Schaubild wird ausgehend von der Austenitiseriungsbedingung verschieden schnell abgekühlt, wodurch die Umwandlung in Ferrit, Perlit, Bainit (Zwischenstufe) oder Martensit bei verschiedenen Temperaturen in unterschiedlichem Ausmaß passiert. Am Ende der Abkühlkurve wird meist die erreichbare Härte eingetragen. Für zahlreiche Stähle sind die Zeit- Temperatur- Umwandlungs- Schaubilder- (kontinuierlich und isotherm) im Atlas für Wärmebehandlung zu finden. Je ein Beispiel für den Vergütungsstahl 42CrMo4 ist im Bild dargestellt. I-26