Gusseisen kleine Werkstoffkunde eines viel genutzten Eisenwerkstoffs

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1 Klaus Herfurth, Solingen Gusseisen kleine Werkstoffkunde eines viel genutzten Eisenwerkstoffs Eine wesentliche Grundlage für die etallkundliche Beschreibung von Stahl und Gusseisen ist das Eisen-Kohlenstoff-Diagra (Fe-C-Diagra). Es handelt sich dabei u ein scheinbar sehr kopliziertes Zweistoffsyste, das bei der Ausbildung und Weiterbildung den Studierenden und anderen Lernenden so anche Mühe bereitet. Auch bei der Zusaenarbeit zwischen den Gusseisenherstellern und ihren Kunden gibt es dabei die einen oder anderen Schwierigkeiten. Ziel des Artikels ist es deshalb, zu zeigen, dass das Fe-C- Diagra gar nicht so schwer zu verstehen ist, wie es anchal scheint. Hervorgehoben wird auch, dass Gusseisenwerkstoffe besser it de Fe-C-Si- Diagra beschrieben werden können. Eingegangen wird des Weiteren auch kurz auf die Wirkung von Legierungseleenten auf das Fe-C-Diagra und höherer Abkühlungsgeschwindigkeiten auf die Gefügebildung bei der Wärebehandlung von Gusseisenwerkstoffen. 1 Einleitung Den späteren Erörterungen vorgreifend uss einleitend bereits darauf hingewiesen werden, dass es zwei Fe-C-Diagrae gibt: das etastabile und das stabile Fe-C-Diagra. I etastabilen Fe-C- Diagra gibt es keine Graphitkristalle, die jedoch für die Gusseisenfailie von außerordentlich großer Bedeutung sind. Die Gusseisenfailie ufasst insgesat sieben Werkstoffgruppen: - Gusseisen it Laellengraphit GJL (DIN EN 1561) [1], - Gusseisen it Vericulargraphit GJV (VDG-Merkblatt W 50, März 2002) [2], - Gusseisen it Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563) [3], - Bainitisches Gusseisen GJS (DIN EN 1564) (international als ADI (Austepered Ductile Iron) bekannt [4, 5, 6], in ISO it Ausferritic Spheroidal Graphit Cast Iron ( Ausferritisches Gusseisen it Kugelgraphit ) bezeichnet [7]), - Teperguss GJMB/GJMW (DIN EN 1562) [8], - Austenitisches Gusseisen GJLA-X/ GJSA-X (DIN EN 13835) [9,10], - Verschleißbeständiges Gusseisen GJN (DIN EN ) [11]. Bei Teperguss und bei verschleißbeständigen Gusseisen, traditionell Hartguss genannt, erfolgt die Erstarrung nach de etastabilen Fe-C-Diagra, bei allen anderen Gusseisen-Werkstoffgruppen jedoch nach de stabilen Fe-C-Diagra. Bei Stahlguss laufen alle Uwandlungen nach de etastabilen Fe- C-Diagra ab. In der Tabelle 1 sind die Produktionsengen wichtiger Werkstoffgruppen für das Jahr 2005 für Deutschland angegeben. Von den insgesat t erstarren t (94,0 %) it Graphitkristallen und nur t (6,0 %) ohne Graphitkristalle. Die etallkundlichen Vorgänge i etastabilen Fe-C-Diagra sind von D. Kohtz [12] in anschaulicher For sehr schön beschrieben worden, so dass in der vorliegenden Arbeit das stabile Fe-C-Diagra i Vordergrund steht. Erfolgt die Erstarrung nach de etastabilen Syste ohne Graphitkristalle, sieht eine frische Bruchfläche weiß aus. Davon sind die Begriffe Weißerstarrung und weißes Gusseisen abgeleitet. Erfolgt die Erstarrung nach de stabilen Syste unter Bildung von Graphitkristallen, hat eine frische Bruchfläche eine graue Farbe. Die Begriffe Grauerstarrung, graues Gusseisen und Grauguss basieren auf diese Sachverhalt. Tabelle 1: Produktionsengen 2005 in Deutschland (Quelle: Statistik DGV) Gusseisen it Laellengraphit t (58,7 %) Gusseisen it Kugelgraphit t (35,3 %) Teperguss t ( 1,3 %) Stahlguss t ( 4,8 %) Gesat t (100,0 %) Gusseisenwerkstoffe it Graphitkristallen können als natürliche Verbundwerkstoffe aufgefasst werden. In eine Stahl sind Graphitkristalle eingelagert. Die echanischen Eigenschaften dieser Werkstoffe sind wesentlich von der Menge, For und Anordnung dieser Graphitkristalle abhängig. Deren Menge liegt in der Größenordnung von fast 13 Voluen-% bei rein ferittischer Grundasse. Auf die Eigenschaften der Gusseisenwerkstoffe wird i vorliegenden Beitrag nicht näher eingegangen, in diese Zusaenhang wird auf entsprechende Fachliteratur verwiesen [1 bis 11, 13 bis 16]. Der it eine Mikroskop sichtbare innere Aufbau eines etallischen Werkstoffs wird Mikrogefüge genannt. Dieses Mikrogefüge ist der Träger der Eigenschaften. Eine Änderung des Mikrogefüges führt ier zu einer Veränderung der Eigenschaften. Angeerkt sei hier nur, dass bei den graphithaltigen Gusseisenwerkstoffen die Zugfestigkeit eine Bereich von 100 bis 1600 N/² überstreicht. Weil i Eisen-Kohlenstoff-Diagra, das die Phasenfelder beziehungsweise die Gefüge in Abhängigkeit vo Kohlenstoffgehalt und von der Teperatur beschreibt, die Zeitabhängigkeit einer Gefügeuwandlung nicht enthalten ist, wird auch auf die etallkundlichen Grundlagen der Zeit-Teperatur-Austenitisierungs-Diagrae (ZTA-Diagrae) und die Zeit-Teperatur-Uwandlungs-Diagrae (ZTU-Diagrae) eingegangen.

2 2.1 Mischkristalle und interetallischen Phasen Die Wechselwirkungen von zwei Metallen oder von eine Metall und einer Verbindung werden in Zustandsdiagraen dargestellt. Sie zeigen, welche Zustände in Abhängigkeit von Teperatur und Konzentration jeweils vorliegen. Die Ausgangsstoffe werden Koponenten genannt, die it großen lateinischen Buchstaben bezeichnet sind. Neben den reinen Stoffen (den Koponenten A und B) entstehen durch die Wechselwirkung der Koponenten Mischkristalle oder Verbindungen. Bild 1: Die Eleentargitter bei den Gusseisenwerkstoffen [16] 2 Aufbau der etallischen Werkstoffe Die kleinsten Bausteine der Metalle, die Atoe, sind nach eine geoetrischen Muster regeläßig i Rau angeordnet. Die kleinsten geoetrischen Ordnungen sind dabei die Eleentarzellen (Bild 1). I Bild sind nur die Schwerpunkte der Atoe dargestellt. Diese können entsprechend ihrer speziellen Atoanordnung und des Abstands benachbarter Gitterpunkte (Gitterkonstanten) eine unterschiedliche geoetrische Gestalt haben. Mögliche geoetrische Foren der Eleentarzellen sind kubisch, tetragonal, rhobisch, hexagonal, onoklin und triklin. Bei einigen Metallen ändert sich die Atoanordnung in der Eleentarzelle bei Erwären oder Abkühlen i festen Aggregatzustand. Diese Eigenschaft der Metalle wird als Allotropie bezeichnet. Die dadurch erreichten neuen Ordnungszustände sind die allotropen Modifikationen. Auch das Eisen hat solche allotropen Modifikationen. sehr koplizierte Eleentarzelle. Bei der Aufzählung der Mischkristalle fällt auf, dass keine Beta-Mischkristalle vorhanden sind. Diese wurde früher zwischen der Curie-Teperatur bei 766 C, bei der das Eisen während der Erwärung seinen Ferroagnetisus verliert, und de Gaa-Mischkristall angesiedelt. Weil jedoch in diese Teperaturbereich kein anderes Kristallgitter existiert, wurde diese Bezeichnung fallen gelassen. Der Prozess bei Uwandeln von einer Ordnungsstruktur in die andere ist generell reversibel, also ukehrbar. Das reine Eisen entwickelt bei Erwären von Rauteperatur bis zu Schelzpunkt die allotropen Modifikationen Alpha-, Gaa- und Delta-Eisen. Bei Abkühlen vo Erstarrungspunkt bis zur Rauteperatur erfolgen diese Uwandlungen in ugekehrter Reihenfolge. Die Teperatur, bei der eine allotrope Uwandlung erfolgt, lässt sich verändern, wenn zu Eisen weitere Eleente zugesetzt werden wie zu Beispiel Kohlenstoff. Zahlreiche Metalle haben die Eigenschaft, andere Metallatoe oder Atoe von Nichtetallen in das aus einer Vielzahl von Eleentarzellen bestehende Kristallgitter aufzunehen. Es entstehen dabei Mischkristalle, die den gleichen Gitteraufbau wie das Grundetall haben. Früher wurden diese Mischkristalle auch feste Lösungen genannt. Diese Mischkristalle werden in Zustandsdiagraen it kleinen griechischen Buchstaben (α, β, γ, δ usw.) bezeichnet. Ein Zustandsdiagra (zu Beispiel ein Zweistoffsyste) beschreibt den Zustand eines etallischen Werkstoffs in Abhängigkeit von Teperatur und Konzentration (siehe Fe-C-Phasendiagra, Fe-C-Gefügediagra). Es gibt zwei verschiedene Arten von Mischkristallen, die Substitutionsischkristalle und die Einlagerungsischkristalle. Bei den Substitutionsischkristallen (auch Austauschischkristalle genannt) (Bild 2a) werden Atoe des aus de cheischen Eleent A bestehenden Kristallgitters durch Fredatoe des cheischen Eleents B ausgetauscht (substituiert). Diese Substitution kann entweder in jede beliebigen Mengenverhältnis der beteiligten Atoe ablaufen, oder sie ist für eine bestite Menge an Fred- Für das Fe-C-Diagra sind jedoch nur die kubische (rauzentriert oder flächenzentriert) und die hexagonale Gitterstruktur von Bedeutung. Bei reine Eisen existieren die verschiedenen Eleentarzellen bei folgenden Teperaturbereichen. Das Alpha-Eisen it seiner kubisch-rauzentrierten Eleentarzelle liegt von Rauteperatur bis zu 910 C vor. Das Gaa-Eisen it seiner kubisch-flächenzentrierten Eleentarzelle existiert von 910 bis 1390 C. Das Delta-Eisen tritt von 1390 C bis zu Schelzpunkt des reinen Eisens bei 1535 C auf. Alle Graphitkristalle i Gusseisen haben das hexagonale Gitter. Die Verbindungen zwischen Eisen und Kohlenstoff haben eine Bild 2: Mischkristalle a) Substitutionsischkristall b) Einlagerungsischkristall [16]

3 atoen begrenzt. I ersten Fall wird von einer unbegrenzten Löslichkeit und i zweiten Fall von einer begrenzten Löslichkeit der Fredatoe der Koponente B i Kristallgitter der Koponente A gesprochen. Bei den Einlagerungsischkristallen (Bild 2b) werden die Fredatoe der Koponente B zwischen die Atoe des Kristallgitters der Koponente A eingelagert. Dazu üssen die einzulagernden Atoe wesentlich kleiner als die Atoe des Grundgitters sein. Für die Eisen-Kohlenstoffwerkstoffe (Fe-C-Werkstoffe) liegt eine begrenzte Löslichkeit von Kohlenstoff i Alpha-, Gaa- und Delta- Eisen vor. Dabei bildet der Kohlenstoff it de Eisen Einlagerungsischkristalle. Die Löslichkeit der Koponente B in de Kristallgitter der Koponente A ist von der Teperatur abhängig. Das gilt auch für die Mischkristalle i Fe-C-Diagra. Zwei Koponenten können auch eine Verbindung vo Typ A B n bilden. Sie werden als interediäre Phasen oder interetallische Verbindungen bezeichnet. Eine solche wichtige Verbindung i Eisen-Kohlenstoff-Diagra ist das Eisencarbid (Fe 3 C) it eine sehr koplizierten Gitter (Bild 3). Die beiden Eleente Eisen und Kohlenstoff sitzen auf fest reservierten Plätzen in eine rhobischen Gitter. Werden die einzelnen Atoe der Eleente ausgezählt, so ist ein Zahlenverhältnis von drei Atoen Eisen zu eine Ato Kohlenstoff feststellbar, was zu der Bezeichnung Eisencarbid (Fe 3 C) führt. Das Eisencarbid hat einen Kohlenstoffgehalt von 6,7 %. Bild 3: Gitterstruktur des Eisencarbids [16] gelb Eisenatoe, schwarz Kohlenstoffatoe 3 Das Eisen-Kohlenstoff- Diagra (Fe-C-Diagra) Therodynaische Betrachtungen führen bei allen Zweistoffsysteen in Abhängigkeit von der cheischen Zusaensetzung des Werkstoffs und der Teperatur zu Phasenfeldern. Phasen sind durch Grenzflächen (Phasengrenzen) voneinander getrennte Werkstoffbereiche, die sich physikalisch und/oder che- isch voneinander unterscheiden. Dait ist erkennbar, welche Phasen beziehungsweise Gefügebestandteile in Abhängigkeit von der cheischen Zusaensetzung und der Teperatur vorliegen. Der Einflussfaktor Zeit spielt dabei keine Rolle. Er wird erst dann berücksichtigt, wenn kinetische Betrachtungen angestellt werden. Das Fe-C-Diagra beschreibt eine Reihe von Grundlagen für Eisen-Kohlenstoff-Werkstoffe, bei denen zwischen Stahl (Stahlguss) und Gusseisen zu unterscheiden ist. Bei diese wichtigen Zustandsdiagra uss zwischen de Phasendiagra und de Gefügediagra unterschieden werden. 3.1 Das Phasendiagra Fe-C Das Fe-C-Diagra ist ein Doppeldiagra, in de zwei Systee dargestellt sind (Bild 5): Es gibt ein etastabiles Syste als therodynaisches Gleichgewicht (rote Linien), in de es die Mischkristalle Alpha, Gaa und Delta sowie das Eisencarbid gibt, jedoch keine Graphitkristalle vorhanden sind, und ein stabiles Syste (blaue Linien), in de neben den Mischkristallen Alpha, Gaa und Delta Graphitkristalle existieren, wohin gegen das Eisencarbid fehlt. I Gegensatz zu allen anderen Zweistoffsysteen für etallische Werkstoffe 2.2 Die Erstarrung polykristalliner Werkstoffe Metallische Werkstoffe bestehen in der Regel aus einer Vielzahl von Kristallen. Diese bilden sich während des Erstarrungsprozesses der Schelze. Die Entstehung der Kristalle verläuft in zwei Teilprozessen, de der Keibildung und de des Kristallwachstus. Bei den technischen etallischen Werkstoffen beginnt die Erstarrung an Fredkeien. Diese Fredkeie sind kleine Festkörperpartikel, die in der Schelze vorhanden sind oder sich bei der Abkühlung der Schelze bilden. Ausgehend von diesen Keien wachsen die Kristalle so lange bis keine Schelze ehr vorhanden ist und sich die gebildeten Kristalle an ihren Grenzen den Korngrenzen berühren (Bild 4). Die einzelnen Kristalle bestehen jeweils aus einer sehr großen Zahl von Eleentarzellen. Diese Kristalle werden eist Körner genannt. Oft wird nach feinkörnigen und grobkörnigen Werkstoffen unterschieden. Feinkörnige Werkstoffe haben eine höhere Festigkeit als grobkörnige. Gusseisen it Kugelgraphit (GJS) ist ein feinkörniger Werkstoff, ähnlich wie ein Feinkornstahl [17, 18]. Bild 4: Schea der Erstarrung eines Metalls [16]

4 Tabelle 2: Konzentrationen und Teperaturen i Fe-C-Diagra Punkt Teperatur Kohlenstoff- Konzentration [ C] [Gew.-%] [Ato-%] A B C C D D E E F F G H I K K L M N O P P Q S S ? ,000 0,530 4,300 4,260 6,687? 2,030 2,010 0, ,000 0,000 0,080 0,160 6, ,000 6,687 0,000 0,000 0,512 0,025 0,023 0,000 0,800 0,680 0,00 2,42 17,29 17,14 25,00? 8,79 8,71 25,00 100,00 0,00 0,37 0,38 25,00 100,00 25,00 0,00 0,00 2,34 0,12 0,12 0,00 3,62 3,09 enthält das Fe-C-Diagra zusätzliche Inforationen. So sind zu Beispiel alle wichtigen Punkte hinsichtlich Teperatur und Kohlenstoffkonzentration it großen lateinischen Buchstaben gekennzeichnet (beispielsweise C für das etastabile Syste und C für das stabile Syste). Die Tabelle 2 gibt eine Übersicht über diese wichtigen Punkte. Erkennbar ist, dass i Fe-C-Diagra drei Teilsystee enthalten sind: ein eutektisches Syste (ABCDEF), ein eutektoides Syste (GOSEPK) und ein peritektisches Syste (ABHNI). I Rahen des eutektischen Systes spielt sich die Erstarrung, die Uwandlung von der Schelze in den festen Aggregatzustand ab. Das eutektoide Syste ist de eutektischen Syste ähnlich, beschreibt jedoch Uwandlungsvorgänge innerhalb des festen Aggregatzustands. Das peritektische Syste steht auch it der Erstarrung in Zusaenhang. Es ist jedoch für das Gusseisen ohne Bedeutung. Für die allgeeinen Grundlagen über die Zweistoffsystee sei auf herköliche Lehrbücher der Werkstoffkunde verwiesen. Die Mischkristalle Alpha, Gaa und Delta i Fe-C-Diagra haben eine begrenzte und teperaturabhängige Löslichkeit für Kohlenstoff. Die axiale Löslichkeit für Kohlenstoff i Gaa- Mischkristall beträgt bei einer Teperatur von 1147 C 2,03 % (Punkt E). Die Löslichkeit nit it abnehender Teperatur ab und erreicht bei einer Teperatur Bild 5: Eisen-Kohlenstoff-Diagra, Phasendiagra [16] von 723 C 0,8 %. Für Kohlenstoff i Alpha-Mischkristall liegt die Löslichkeit bei einer Teperatur von 723 C dagegen bei nur 0,025 % (Punkt P). Bei näherer Betrachtung des Fe-C-Diagras gibt es i festen Zustand nur fünf Phasen: Alpha-, Gaa- und Delta- Mischkristalle, Graphit und Fe 3 C. Der Kohlenstoff ist in den Mischkristallen gelöst und entweder an das Eisen gebunden (Fe 3 C) oder in freier For (Graphit) vorhanden. Bild 6: Eisen-Kohlenstoff-Diagra, Gefügediagra [16] 3.2 Das Gefügediagra Fe-C Bei de Fe-C-Gefügediagra (Bild 6) liegen einige Besonderheiten vor, die es bei den anderen Zweistoffsysteen für etallische Werkstoffe so nicht gibt. Die vorhandenen Phasen und Gefüge tragen spezielle Naen, die das Fe-C-Diagra scheinbar unübersichtlich achen. Der Alpha-Mischkristall heißt Ferrit (Ferru Eisen), der Gaa-Mischkristall trägt den Naen Austenit nach de engli-

5 schen Wissenschaftler R. Austen, das eutektische Gefüge des etastabilen Systes (Gaa- beziehungsweise Alpha- Mischkristall und eutektisches Fe 3 C) wird Ledeburit nach de deutschen Hochschullehrer A. Ledebur genannt. Das eutektoide Gefüge (Alpha-Mischkristall und eutektoides Fe 3 C) wird als Perlit bezeichnet, dessen für die ikroskopische Untersuchung vorbereiteten Proben an der Oberfläche einen perluttartigen Glanz haben. Das Fe 3 C heißt Zeentit. Bei de Zeentit gibt es noch folgende Unterscheidungen. Ausgehend von der Erstarrung bis Rauteperatur entsteht entlang der Linie D - C Priärzeentit, entlang der Linie E - S Sekundärzeentit und entlang der Linie P - Q Tertiärzeentit. Außerde gibt es noch die erwähnten eutektischen und eutektoiden Zeentite. Analog zu den Zeentit-Bezeichnungen gibt es die entsprechenden Graphitbezeichnungen: Ausgehend von der Erstarrung bis zur Rauteperatur bildet sich entlang der Linie D - C` Priärgraphit, entlang der Linie E - S Sekundärgraphit und entlang der Linie P - Q Tertiärgraphit. Hinzu koen der eutektische und eutektoide Graphit. Der Delta-Mischkristall und das eutektische Gefüge i stabilen Syste, das bei der Erstarrung aus Gaa-Mischkristallen und Graphit besteht, haben (noch) keine speziellen Naen. Wegen der großen Bedeutung des eutektischen Gefüges i stabilen Syste, das bei der Erstarrung bei allen graphithaltigen Gusseisenwerkstoffen entsteht, ist das eigentlich unverständlich. R. Döpp [19] hat in diese Zusaenhang den Vorschlag geacht, das eutektische Gefüge des stabilen Systes Osannit nach de deutschen Hochschullehrer B. Osann zu nennen. 3.3 Abkühlungsverläufe für Gusseisen bei der Erstarrung i stabilen Syste Ein eutektisches Gusseisen der Zusaensetzung 1 i Bild 6 erstarrt i stabilen Syste i Punkt C bei der eutektischen Teperatur E - F und bildet das Austenit-Graphit-Eutektiku. Bei der weiteren Abkühlung entlang der Linie E - S verart der Austenit an Kohlenstoff unter Ausscheidung von Sekundärgraphit, der sich an die eutektisch ausgeschiedenen Graphitkristalle anlagert. Die Austenit- Kristalle wandeln sich bei der eutektoiden Teperatur P - K in Alpha-Mischkristalle und eutektoiden Graphit u. Das Gefüge eines eutektischen Gusseisens besteht bei Rauteperatur aus de Graphit- Eutektiku und de eutektoiden Ferrit. Die Ausscheidung von Tertiärgraphit entlang der Linie P - Q kann wegen der geringen Menge vernachlässigt werden. Ein untereutektisches Gusseisen der Zusaensetzung 2 i Bild 6 beginnt zu erstarren, wenn die Linie B - C unterschritten wird und scheidet bei weiterer Abkühlung zunächst priäre Austenit- Kristalle aus. Die Schelze reichert sich durch die Ausscheidung der kohlenstoffaren Priärkristalle des Austenits it Kohlenstoff an, bis sie die eutektische Zusaensetzung i Punkt C erreicht und dann eutektisch erstarrt. Mit weiter sinkender Teperatur verläuft die Gefügeuwandlung wie bei de eutektischen Gusseisen. Das Gefüge eines untereutektischen Gusseisens enthält bei Rauteperatur Ferrit, der aus den priären Austenit-Kristallen entstanden ist, und das Graphit-Eutektiku aus Graphitkristallen und de eutektoiden Ferrit. I Bild 7 ist die Erstarrung eines untereutektischen Gusseisens it Laellengraphit (GJL) scheatisch dargestellt. Aus der Schelze scheiden sich die priären Austenit-Kristalle aus. Dann folgt die Erstarrung des Graphit-Eutektikus in For von eutektischen Zellen (eutektischen Körnern), die sich ständig vergrößern, bis die Schelze aufgebraucht ist (Bild 7a). In jeder eutektischen Zelle befindet sich ein Graphitkristall, der aus vielen blattartigen Teilen besteht. Ein zweidiensionaler Schnitt durch einen solchen Graphitkristall lässt erkennen, dass es sich u Laellengraphit it seiner charakteristischen Salatkopfstruktur handelt (Bild 7b). Bei eine untereuktischen Gusseisen it Kugelgraphit (GJS) läuft die Erstarrung analog zu Gusseisen it Laellengraphit ab (siehe Bild 8). Jede eutektische Zelle enthält eine Graphitkugel (Bild 8a). I Bild 8b wird eine Graphitkugel it de typischen Sphärolithenkreuz gezeigt, das auf den inneren Aufbau dieser Graphitkugeln hinweist. Die Sechseckebene des Graphitgitters liegt senkrecht zu Kugelradius. Ein Gusseisen it der Zusaensetzung 3 entsprechend Bild 6 scheidet bei Unterschreitung der Linie C - D Priärgraphit aus. Durch diese Ausscheidung von reine Kohlenstoff verart die Schelze entlang der Linie D - C an Kohlenstoff und erreicht bei weiterer Abkühlung die Konzentration C bei der eutektischen Teperatur, wo sie unter Bildung des Graphit-Eutektikus erstarrt. Bei der Abkühlung bis auf Rauteperatur erfolgt die Gefügeuwandlung analog zu eutektischen Gusseisen. Bei Rauteperatur besteht das Gefüge aus Priärgraphit und de Graphit-Eutektiku, das aus Graphit- und Ferrit-Kristallen besteht. a) b) a) b) Bild 7:Erstarrungsablauf eines untereutektischen Gusseisens it Laellengraphit Bild 8:Erstarrungsablauf eines untereutektischen Gusseisens it Kugelgraphit

6 Die Gusseisenwerkstoffe it Graphitkristallen sind vorwiegend eutektische und untereutektische Werkstoffe. Deutlich übereutektische Werkstoffe sind in der Praxis nicht beherrschbar. Der sich ausscheidende Priärgraphit hat eine deutlich geringere Dichte als die Schelze und schwit deshalb sehr schnell nach oben und bildet auf der Oberfläche der Schelze eine Schauschicht, die als Garschaugraphit bezeichnet wird. Bei der Gefügebildung beziehungsweise Gefügeuwandlung werden bei Gusseisen zwei Uwandlungsstufen unterschieden: Die erste Stufe liegt zwischen de Beginn der Erstarrung und der Teperatur der eutektoiden Uwandlung. Hier entscheidet sich, ob ein Gusseisen grau oder weiß erstarrt. Die zweite Stufe liegt i Bereich der eutektoiden Uwandlung. Hier entscheidet sich, ob eine perlitische, perlitisch-ferritische oder ferritische etallische Grundasse entsteht. In der Tabelle 3 sind die realen Gefügebildungen und Gefügeuwandlungen bei den verschiedenen Gusseisengruppen it Blick auf das stabile (s) und das etastabile () Fe-C-Diagra und die Erstarrung beziehungsweise die Wärebehandlung zusaengestellt. Aus dieser Zusaenstellung können folgende Schlussfolgerungen entnoen werden: Bei den Gusseisengruppen Gusseisen it Laellengraphit, Gusseisen it Kugelgraphit und Gusseisen it Vericulargraphit erfolgt die Erstarrung (erste Stufe) nach de stabilen Fe-C-Diagra, bei den Werkstoffgruppen Teperguss und Hartguss nach de etastabilen Fe-C-Diagra. Bei der zweiten Uwandlungsstufe ergeben sich folgende Verhältnisse. Bei den Gusseisengruppen Gusseisen it Laellengraphit, Teperguss und Hartguss bildet sich Perlit. Die Gefügeuwandlung erfolgt also nach de etastabilen Fe-C-Diagra. Bei den Gusseisengruppen Gusseisen it Kugelgraphit und Gusseisen it Vericulargraphit können die Bedingungen so eingestellt werden, dass die eutektoide Uwandlung entweder nach de stabilen oder nach de etastabilen Fe-C-Diagra abläuft. Es entsteht dann entweder Ferrit oder Perlit. Bezüglich der Wärebehandlung gibt es bei den Gusseisengruppen Gusseisen it Laellengraphit, Gusseisen it Kugelgraphit und Hartguss gegenüber der bisherigen Beschreibung in der ersten Uwandlungsstufe keine Veränderungen. Bei Teperguss erfolgt durch eine Wärebehandlung, das Tepern, Tabelle 3: Gusseisenwerkstoffe und ihre Graphitisierungsstufen Stufe 1. Stufe 2. Stufe 1. Stufe 2. Stufe Gusseisen it Laellengraphit angestrebter Gefügezustand bei Abkühlung von der Schelzteperatur bis auf Rauteperatur s (it Graphit) (Perlitbildung) keine Änderung (Austenitisierung) (Perlitbildung) Gusseisen it Kugelgraphit s (it Graphit) s oder (Ferrit- oder Perlitbildung) Gusseisen it Vericulargraphit s (it Graphit) s oder (Ferrit- oder Perlitbildung) angestrebte Veränderung bei einer Wärebehandlung keine Änderung (Austenitisierung) s oder (Ferrit- oder Perlitbildung) der Übergang vo etastabilen zu stabilen Fe-C-Diagra. Aus de graphitfreien Gefüge aus priären Austenit-Kristallen und Ledeburit entsteht bei Tepern in neutraler Atosphäre ein Gefüge aus Austenit und Graphit (Teperkohle). Erfolgt das Tepern in oxidierender Atosphäre, wird de Teperguss der Kohlenstoff entzogen und es bildet sich ein Gefüge aus Austenit ohne Graphitkristalle. In der zweiten Uwandlungsstufe wird entweder das etastabile Fe- C-Diagra it der Perlitbildung oder das stabile Fe-C-Diagra it der Ferritbildung betätigt. Es entsteht so der perlitische oder der ferritische Teperguss, der noch Graphitkristalle (Teperkohle) enthält. Teperguss it Graphitkristallen (Teperkohle) heißt Schwarzer Teperguss ; Teperguss ohne Graphitkristalle (Teperkohle) heißt Weißer Teperguss. Weißer Teperguss entsteht bei einer entkohlenden Glühung. I Noralfall hat beispielsweise ein eutektisches Gusseisen it Laellengraphit bei Rauteperatur ein perlitisches Gefüge it eingelagerten Graphitlaellen. Es ist dait ein Werkstoff, der nach de stabilen Fe-C-Diagra erstarrt und nach de etastabilen Fe-C-Diagra bei der eutektoiden Uwandlung reagiert. Das Gusseisen it Laellengraphit ist also ein Werkstoff, der sowohl zu stabilen Fe-C-Diagra als auch zu etastabilen Fe-C-Diagra gehört. Das gilt auch für perlitisches Gusseisen it Kugelgraphit, für perlitisches Gusseisen it Vericulargraphit und für perlitischen Teperguss. keine Änderung (Austenitisierung) s oder (Ferrit- oder Perlitbildung) Teperguss (graphitfrei) (Perlitbildung) Übergang von zu s (Austenitisierung und Graphitbildung) s oder (Ferrit- oder Perlitbildung) Hartguss (graphitfrei) (Perlitbildung) keine Änderung (Austenitisierung) (Perlitbildung) Bei den Phasen- und Gefügeuwandlungen i Fe-C-Diagra üssen die Atoe Ortswechsel vornehen. Es erfolgen Platzwechselvorgänge. Dabei wird die Beweglichkeit der Atoe durch die Gesetze der Diffusion beschrieben. Die Diffusionsgeschwindigkeit der Atoe ist uso größer, je höher die Teperatur ist. Für die Diffusion der Atoe ist Zeit erforderlich. Bei den bisher beschriebenen Gefügeuwandlungen liegen unbegrenzte Diffusionsöglichkeiten vor, das heißt, für die Beendigung der Diffusionsvorgänge ist ausreichend Zeit vorhanden. I Fe-C-Diagra gibt es für den Ablauf der beschriebenen Uwandlungsvorgänge keine zeitliche Beschränkung. Wird die Zeit für die Diffusion der Atoe durch technische Randbedingungen eingeschränkt, liegen nur begrenzte Diffusionsöglichkeiten vor. Es entstehen andere Gefüge, die i Fe-C-Diagra gar nicht enthalten sind (zu Beispiel Bainit, siehe Kapitel 6.2.3). Bei sehr schneller Abkühlung aus de Austenitgebiet ergibt sich eine diffusionslose Gefügeuwandlung. Es entsteht dann Martensit (siehe Kapitel 6.2.2). Bei unbegrenzter und begrenzter Diffusionsöglichkeit bewegen sich die einzelnen Atoe noch individuell, weshalb itunter von einer zivilen Gefügeuwandlung gesprochen wird. Für die diffusionslose Gefügeuwandlung, die ohne individuelle Atobewegung erfolgt, sondern durch einen Uklappvorgang ganzer Atoverbände, ist deshalb die Bezeichnung ilitärische Gefügeuwandlung gewählt worden. Für die Beschreibung der Gefügeuwandlungen bei begrenzten Diffusionsöglichkeiten und der diffusionslosen Gefügebildung sind Zeit-Teperatur-Uwandlungsdiagrae (ZTU-Diagrae) notwendig (siehe Kapitel 6.2).

7 Bild 9: Einschnürung des Gaa-Gebiets durch Legierungseleente (links) [16] Bild 10: Erweiterung des Gaa-Gebiets durch Legierungseleente (rechts) [16] 3.4 Beeinflussung des Fe-C- Diagras Die Linienführung i Fe-C-Diagra und die dadurch entstehenden Phasenfelder verändern sich bei Zusatz weiterer Legierungseleente. Von großer praktischer Bedeutung bei den Fe-C-Werkstoffen sind folgende Veränderungen: - Durch bestite Legierungseleente wird das Gaa-Gebiet eingeschnürt (Bild 9). - Durch andere Legierungseleente kann das Gaa-Gebiet erweitert werden (Bild 10). Zu den Legierungseleenten it dieser Wirkung gehört das Nickel. Die Erweiterung des Gaa-Gebietes bildet die Grundlage für das Austenitische Gusseisen (vgl. DIN EN 13835). Die Sorten des austenitischen Gusseisens enthalten 12,0 bis 36,0 % Nickel. - Einige Legierungseleente bilden it Fe 3 C Mischcarbide oder es entstehen Sondercarbide. Bei Zusatz von Mangan bilden sich zu Beispiel Mischcarbide wie (Fe,Mn) 3 C. Das Gitter des Fe 3 C bleibt erhalten, es werden nur einige Eisenatoe durch Manganatoe ersetzt. Der Zusatz von beispielsweise Chro führt zu Sondercarbiden wie Cr 7 C 3 oder Cr 4 C. Solche Sonder carbide haben ein eigenes kopliziertes Gitter. Die Neigung zur Carbidbildung nit in folgender Reihenfolge der Eleente zu: Mangan (Mn), Chro (Cr), Wolfra (W), Molybdän (Mo), Vanadiu (V), Titan (Ti). Die Beeinflussung der Carbidbildung ist eine wesentliche Grundlage für das Verschleißbeständige Gusseisen (vgl. DIN EN 12513). 4 Das Syste Fe-C-Si Gusseisenwerkstoffe sind genauer betrachtet Eisen-Kohlenstoff-Siliciu- Werkstoffe it eine Kohlenstoffgehalt von 2 bis 4 % und eine Siliciugehalt von 2 bis 3 %. Zur Vereinfachung der Betrachtungen wird von anderen i Gusseisen vorkoenden Eleenten zunächst abgesehen. Die Gusseisenwerkstoffe werden trotz des relativ hohen Siliciugehalts traditionell als unlegierte Werkstoffe bezeichnet. Die Gefügeentstehung bei Erstarren und die Gefügeuwandlungen bei weiteren Abkühlen oder bei einer Wärebehandlung können deshalb auch nur it eine Dreistoffsyste (Fe-C-Si) beschrieben werden. Diese Dreistoffsystee haben vier Veränderliche, so dass sie nur räulich darstellbar sind. Auf eine gleichschenkligen Dreieck, in de die drei Eleente angeordnet sind, steht senkrecht die Teperaturachse. Erfolgt darin jedoch ein Schnitt bei eine konstanten Siliciugehalt, entsteht wieder ein einfacheres flächiges Zustandsdiagra. Ein solcher quasibinärer Schnitt i Fe-C-Si-Diagra bei zu Beispiel 2,4 % Siliciu reicht für die Beschreibung der ablaufenden Prozesse aus (Bild 11). Das Fe-C-Si-Diagra unterscheidet sich vo Fe-C-Diagra wie folgt: - Aus der eutektischen Linie wird ein eutektisches Intervall, das it zunehende Siliciugehalt breiter wird. - Der eutektische und auch der eutektoide Punkt werden durch Einfluss des Silicius nach links hin zu geringeren Kohlenstoffgehalten verschoben. - Ein zunehender Siliciugehalt fördert die Gefügebildung beziehungsweise die Gefügeuwandlung nach de stabilen Syste. - Die Kohlenstofflöslichkeit i Austenit wird verringert. 5 Die Foren der Graphitkristalle i Gusseisen Es wurde schon darauf hingewiesen, dass die echanischen Eigenschaften der graphithaltigen Gusseisenwerkstoffe sehr deutlich von der For der Graphitkristalle abhängig sind. Zunächst sollen die Graphitforen nach DIN EN ISO 945 gezeigt werden (Bild 12). In der gezeigten Richtreihe sind verschiedene Typen von Graphitkristallen vereinfacht dargestellt. Typ I ist der Laellengraphit, Typ Bild 11: Eisen-Kohlenstoff-Siliciu-Diagra (Schnitt bei 2,4 % Siliciu) [16]

8 Bild 14: Gefüge von perlitische Gusseisen it Laellengraphit (a), von ferritische Gusseisen it Vericulargraphit (b) und von ferritische Gusseisen it Kugelgraphit (c) [16] Bild 12: Richtreihe für Graphitforen (I - VI) III der Vericulargraphit (wurföriger Graphit, lateinisch Veris der Wur) und Typ VI der Kugelgraphit. Diese drei Graphitforen prägen die drei Gruppen von Gusseisenwerkstoffen: Gusseisen it Laellengraphit - GJL, Gusseisen it Vericulargraphit - GJV und Gusseisen it Kugelgraphit - GJS entsprechend den vorliegenden Werkstoff-Noren. Mit Bild 13 wird ein Eindruck über die räuliche Ausbildung der genannten wichtigen Graphitkristalle verittelt. In den Bilder 14 a bis c werden reale Gefüge von Gusseisen it Laellengraphit, Gusseisen it Vericulargraphit und Gusseisen it Kugelgraphit gezeigt. Die Gefüge des grau erstarrenden Gusseisens bestehen also aus der etalli- schen Grundasse, die Eigenschaften wie ein eutektoider Stahl hat, und den verschiedenen Graphitkristallen, die in dieser etallischen Grundasse eingelagert sind. Mit den Graphitlaellen wird die etallische Grundasse stark unterbrochen, und an den Rändern dieser Graphitlaellen bilden sich bei Beanspruchung durch äußere Kräfte Spannungsspitzen. Die Graphitlaellen haben eine innere Kerbwirkung. Bei gleicher Graphitenge nehen Graphitkugeln den kleinstöglichen Rau ein und die Kerbwirkung ist nicht ehr vorhanden (siehe Bild 15). Bei de Gusseisen it Laellengraphit koen wegen der genannten Gründe die Stahleigenschaften der etallischen Grundasse nur sehr eingeschränkt zur Geltung. Die Zugfestigkeit von Gusseisen it Laellengraphit liegt deshalb nur i Bereich von 100 bis 350 N/ 2. Bei Gusseisen it Kugelgraphit erscheinen diese Stahleigenschaften wieder voll. Deshalb reicht der Bereich der Zugfestigkeit bei Gusseisen it Kugelgraphit von 350 bis 1600 N/ 2 und liegt dait i Bereich der Stähle. 6 Wärebehandlung Mit Wärebehandlungsverfahren können durch Beeinflussung des Grundgefüges die Eigenschaften von Stählen und Gusseisenwerkstoffen in weiten Grenzen geändert werden. Die bei Erstarren entstandenen Graphitforen ändern sich dabei nicht. I Bild 16 ist scheatisch die Teperatur-Zeit-Folge bei eine Wärebehandlungsverfahren dargestellt. Der Werkstoff wird it einer festgelegten Aufheizgeschwindigkeit von Rauteperatur auf die technisch wichtige und richtige Teperatur aufgeheizt. Bei dieser Teperatur wird der Werkstoff eine bestite Zeit für die Durchwärung und Gefügeuwandlung gehalten. Eine vorgegebene Haltedauer uss eingehalten werden. Anschließend erfolgt die Abkühlung it wiederu technisch richtigen Abkühlungsgeschwindigkeiten. 6.1 Zeit-Teperatur-Austenitisierungs-Diagrae (ZTA-Diagrae) Mehrere Wärebehandlungsverfahren bei Gusseisen beginnen it eine Er- Bild 13: Rauforen der Graphitkristalle [16] a) Laellengraphit b) Vericulargraphit c) Kugelgraphit

9 wären des Werkstoffs in das Austenitgebiet oberhalb des eutektoiden Intervalls. Grundlage für die Einstellung der optialen Verfahrensparaeter sind die ZTA-Diagrae (Bilder 17 a und b [20, 21]). Mit den ZTA-Diagraen wird zu Beispiel die Uwandlung eines Ausgangsgefüges bei Gusseisen it Kugelgraphit it perlitischer oder ferritischer Grundasse in Abhängigkeit von der Austenitisierungsteperatur und -dauer veranschaulicht. Es zeigt sich bei den beiden dargestellten ZTA-Diagraen ein deutlicher Unterschied i Verhalten des Gusseisens bei der Austenitisierung in Abhängigkeit vo Zustand der etallischen Grundasse vor der Austenitisierung. Wenn vo ferritischen Zustand der etallischen Grundasse ausgegangen wird, ergeben sich für gleiche Austenitisierungsteperaturen längere Uwandlungszeiten als bei eine perlitischen Ausgangszustand. Bei perlitischen Gusseisen it Kugelgraphit kann die Austenitisierung schneller als bei ferritischen verlaufen, weil der Perlit schnell austenitisiert. Die Ferrit-Zwischenräue des Perlits werden durch den Zerfall des perlitischen Zeentits sehr rasch aufge- kohlt. Die weitere Austenitisierung restlicher Ferritbereiche ist erst öglich, wenn Kohlenstoff von den Graphitkristallen nachdiffundiert. Dieser Vorgang verläuft aufgrund der längeren Diffusionswege und der relativ kleinen Reaktionsfläche zwischen den Graphitkristallen und der etallischen Grundasse verhältnisäßig langsa ab. Bei Austenitisieren von ferritische Gusseisen it Kugelgraphit verläuft die Aufkohlung des Austenits nur durch Diffusion von Kohlenstoff aus den Graphitkristallen ab. Bei eine untereutektoiden Stahl it beispielsweise 0,4 % Kohlenstoff liegt nach de Austenitisieren ein Austenit it 0,4 % Kohlenstoff vor. I Unterschied dazu kohlt der Austenit eines Gusseisens durch das Vorhandensein der Graphitkristalle ier bis zur Sättigung entlang der Linie S - E i Fe-C-Si-Diagra auf. Die Geschwindigkeit dieser inneren Aufkohlung ist von der Graphitfor und von de Durchesser der Graphitkugeln abhängig. Je kleiner der Graphitkugeldurchesser ist, uso kleiner ist bei gleicher Graphitenge der Abstand zwischen den Graphitkugeln, das heißt, die Diffussionswege sind kürzer. 6.2 Zeit-Teperatur-Uwandlungs-Diagrae (ZTU- Diagrae) Eine weitere wichtige etallkundliche Grundlage für die Beschreibung der Gefügeänderungen bei eine Wärebehandlungsverfahren sind die ZTU-Diagrae (Zeit-Teperatur-Uwandlungs- Diagrae). Die Gefügeuwandlungen i festen Zustand erfolgen durch Platzwechsel über Diffusion der Atoe. Eine Voraussetzung dafür ist die volle Diffusionsöglichkeit der Atoe. Für eine Diffusion wird Zeit gebraucht. Steht eine ausreichende Zeit für die volle Diffusionsöglichkeit nicht zur Verfügung, entstehen neue Bedingungen für Gefügeuwandlungen. Unterschieden werden in diese Zusaenhang Gefügeuwandlungen bei begrenzter Diffusionsöglichkeit der Atoe einerseits und bei fehlender Diffusionsöglichkeit der Atoe andererseits. Wie bisher ersichtlich ist, wurden alle Vorgänge i Fe-C-Diagra ohne die Einflussgröße Zeit beschrieben, das heißt, es wurde volle Diffusionsöglichkeit der Atoe unterstellt. a) Bild 15: Kraftlinienverlauf bei Gusseisen it Laellengraphit (a) und bei Gusseisen it Kugelgraphit (b) b) Bild 16: Teperatur-Zeit-Verlauf bei einer Wärebehandlung Bild 17: Isotherisches ZTA-Diagra für ein ferritisches Gusseisen it Kugelgraphit (a) und für ein perlitisches Gusseisen it Kugelgraphit (b)

10 Für Gefügeuwandlungen wird die Einflussgröße Zeit durch die ZTU-Diagrae (Zeit-Teperatur-Uwandlungs-Diagrae) eingeführt. Dabei wird zwischen zwei Arten von ZTU-Diagraen unterschieden. Es gibt isotherische und kontinuierliche ZTU-Diagrae. I vorliegenden Beitrag soll besonders auf das isotherische ZTU-Diagra eingegangen werden, weil diese Diagraart für das Verständnis der Gefügebildung von ADI (Austepered Ductile Iron oder ausferritisches Gusseisen it Kugelgraphit) von großer Bedeutung ist. I Bild 18 ist stark vereinfacht ein solches isotherisches ZTU-Diagra dargestellt. Das ZTU-Diagra besteht aus der Teperatur- und der Zeitachse. Die Zeitachse ist dabei logarithisch geteilt. Das Diagra enthält vier wichtige Linien, eine Gerade für die eutektoide Teperatur (oben), eine Gerade it der Bezeichnung Ms (M Martensit, s start) (unten) und die zwei Linien it den Bezeichnungen Anfang und Ende. Die Linie Anfang gilt für den Beginn und die Linie Ende für den Abschluss einer Gefügeuwandlung. Zwischen den Linien Anfang und Ende finden Gefügeuwandlungen statt. Vor der Linie Anfang liegt noch Austenit vor. Es handelt sich dabei u instabilen oder unterkühlten Austenit, der uwandlungsbereit ist, dessen Uwandlung aber noch nicht begonnen hat. Erkennbar sind i ZTU-Diagra zwei schon bekannte Gefüge (Perlit und Austenit) sowie zwei noch unbekannte Gefüge (das Zwischenstufengefüge Bainit und der Martensit), die es i Fe- C-Diagra nicht gibt. Isotherisch bedeutet, dass dieses Diagra nur bei einer gewählten und dann konstanten Teperatur von links nach rechts also in Abhängigkeit von der Zeit gelesen werden darf. Bild 18: Isotherisches ZTU-Diagra für einen eutektoiden Stahl (scheatisch) [16] Bei der Anwendung des isotherischen ZTU-Diagras sind folgende Voraussetzungen zu beachten. Ein solches ZTU- Diagra hat nur Gültigkeit bei konstanter cheischer Zusaensetzung eines Werkstoffs und bei konstanten Prozessbedingungen des vorangehenden Glühprozesses. Mehrere Wärebehandlungsverfahren bei den Stählen und bei den Gusseisenwerkstoffen gehen vo Werkstoffzustand i Austenit-Gebiet aus. Der Werkstoff wird auf eine Teperatur erwärt, die i Austenit-Gebiet des Fe- C- oder Fe-C-Si-Diagras liegt. Nach einer bestiten Haltedauer bei dieser Teperatur liegt ein austenitisches Gefüge vor (vgl. Kapitel 6.1). Dieser Vorgang wird als Austenitisierung bezeichnet. Welche Aussagen über Gefügeuwandlungen können de isotherischen ZTU- Diagra (Bild 18) entnoen werden? Das ZTU-Diagra gilt für einen eutektoiden Stahl, also einen Stahl it eine Kohlenstoffgehalt von 0,8 %. Seine cheische Zusaensetzung und die Austenitisierungsbedingungen (Austenitisierungsteperatur und Haltedauer bei dieser Teperatur) sind konstant. Das Beispiel eines eutektoiden Stahls wurde hier deswegen gewählt, weil isotherische ZTU-Diagrae für Gusseisen einige Besonderheiten aufweisen, die eine grundlegende Beschreibung der ablaufenden Vorgänge an dieser Stelle erschweren würden. Oberhalb der Teperatur von 723 C liegt für diesen Fall das Gebiet des stabilen Austenits. Ausgehend von eine austenitischen Gefüge des Stahls erfolgt nun seine Abkühlung. Unabhängig von der technischen Ausführung dieser Abkühlung werden für die nachfolgenden Betrachtungen einfach verschiedene Teperaturen auf der y-achse gewählt: - Beispiel Abkühlung auf 600 C: Nach einer bestiten Zeit t 1, der Inkubationszeit, beginnt die Gefügeuwandlung, die bei t 2 beendet ist. Aus de Austenit ist bei dieser Teperatur i Gebiet der Perlit-Stufe Perlit entstanden. Je tiefer die Teperatur innerhalb der Perlit-Stufe liegt, uso feinstreifiger ist der Perlit (vgl. Kapitel 6.2.1). - Beispiel Abkühlung auf 250 C: Nach Ablauf der Inkubationszeit beginnt bei t 3 die Austenituwandlung in der Zwischenstufe. Bei t 4 ist die Gefügeuwandlung beendet. Das entstandene Gefüge heißt Bainit (vgl. Kapitel 6.2.3). Bild 19: Kontinuierliches ZTU-Diagra für Gusseisen it Kugelgraphit (scheatisch) - Beispiel Abkühlung auf 100 C: Bei dieser Teperatur ist die Ms-Teperatur deutlich unterschritten, und es

11 6.2.1 Die Perlitbildung Wie schon aus Betrachtungen zu Eisen- Kohlenstoff-Diagra bekannt ist, bildet sich der Perlit bei eutektoider Uwandlung des Austenits. Dabei zerfällt der hoogene Austenitkristall it 0,8 % Kohlenstoff in ein heterogenes Geenge, das aus den beiden Phasen Ferrit it nur 0,02 % Kohlenstoff und Zeentit it 6,67 % Kohlenstoff besteht. Es uss dabei zu einer beträchtlichen Uverteilung des Kohlenstoffs durch Diffusion koen. Als Kei für die Gefügeuwandlung dient ein plattenföriger Zeentit-Kristall, der an einer Austenit-Korngrenze gebildet wird. Neben einer wachsenden Zeentit-Platte entstehen Platten des Ferrits und daneben wieder Zeentit-Platten, so dass sich nach und nach bei zweidiensionaler Betrachtung der streifige Aufbau des Perlits ergibt (Bild 20). Je tiefer die Teperatur bei dieser Gefügeuwandlung liegt, uso feinstreifiger wird der Perlit. In diese Bereich der Gefügebildung liegen noch vollständige Diffusionsöglichkeiten vor Die Martesitbildung Bild 20: Ablauf der Perlit-Bildung [16] kot zur Martensitbildung (vgl. Kapitel ). Bei sehr schneller Abkühlung des Austenits beginnt nach Unterschreitung der Ms- Teperatur (M Martensit, s Start) die Gefügeuwandlung in Martensit. Für die Diffusion der Atoe reicht die Zeit nicht ehr aus. Die Martensitbildung läuft diffusionslos ab. Die Gefügestruktur wird spontan durch Uklappen von ganzen Atoverbänden verändert. Bei der Mf-Teperatur (M Martensit, f finish) ist der Austenit vollständig verschwunden, und es liegt nur noch Martensit (benannt nach A. Martens) vor. Bei der Martensit-Bildung uss das kubisch-flächenzentrierte Gitter des Austenits in das kubisch-rauzentrierte Gitter des Ferrits uwandeln, in de nur noch 0,02 % Kohlenstoff gelöst werden können. Weil i Austenit ehr Kohlenstoff gelöst war, führt der Uklappvorgang bei der Gefügeuwandlung zu einer Verzerrung des kubisch-rauzentrierten Gitters. Es liegt dann ein tetragonal verzerrtes kubisch-rauzentriertes Gitter vor, dessen Verzerrung sich it zunehende Kohlenstoffgehalt verstärkt Bei eine kontinuierlichen ZTU-Diagra sind auch cheische Zusaensetzung des Werkstoffs, Austenitisierungsteperatur und -dauer konstant. I Bild 19 ist ein vereinfachtes kontinuierliches ZTU-Diagra für Gusseisen it Kugelgraphit dargestellt. Oberhalb der Linie A C2 liegt stabiler Austenit vor. Zwischen den Teperaturen A C2 und A C1 besteht die etallische Grundasse aus Austenit und Ferrit. Ein solches kontinuierliches ZTU-Diagra wird entlang der Abkühlungslinien (Abkühlungsgeschwindigkeiten) gelesen. Bei langsaer Abkühlung (zu Beispiel Abkühlung i Ofen) wandelt der Austenit zwischen den Punkten 1 und 2 zu Ferrit u, zwischen den Punkten 3 und 4 bei ittlerer Abkühlungsgeschwindigkeit (zu Beispiel Abkühlung an Luft) zu Perlit. Bei Punkt 5 wird bei hoher Abkühlungsgeschwindigkeit (zu Beispiel Eintauchen in Wasser) die Uwandlung des Austenits in Martensit eingeleitet. Die Gefügeuwandlungen finden i Gegensatz zu den Gefügeuwandlungen i isotherischen ZTU-Diagra ier bei ständig ablaufender Abkühlung statt. Die Zahlen a unteren Ende der Abkühlungskurven sind die sich ergebenden Brinellhärtewerte. Bild 22: Gefüge Martensit und Restaustenit [16] Bild 21: Gitter des Martensits [16] a) Gitterstruktur des noralen Alpha-Eisens b) Gitterstruktur des tetragonal verzerrten Martensit-Gitters (Bild 21). Durch Wiedererwären (Anlassen) werden Diffusionsvorgänge wieder öglich und der artensitische Zustand wird it zunehender Teperatur schrittweise abgebaut (vgl. Kapitel 6.3). Die Uwandlung des Austenits in Martensit ist nicht ier vollständig, so dass das Gefüge nach eine schnellen Abkühlen (Abschrecken) aus de Austenit-Gebiet neben Martensit noch Restaustenit enthält (Bild 22). Deutliche erkennbar sind die Martensitnadeln, zwischen denen Restaustenit vorliegt. Erfolgt das Entstehen von Martensit oder von Martensit und Austenit (Restaustenit) bei sehr schneller Abkühlung des Austenits (beispielsweise durch Abschrecken in Wasser oder Öl) wird dieser technische Vorgang Härten genannt. Die Gefügeuwandlung erfolgt dabei diffusionslos. Das kubisch-flächenzentrierte Gitter des Austenits klappt diffusionslos in das kubischrauzentrierte Gitter des Ferrits u. Dieses kubisch-rauzentrierte Gitter, in de sich eigentlich nur 0,02 % Kohlenstoff lösen können, uss den gesaten Kohlenstoff aufnehen, der i Austenit gelöst gewesen ist. In dieser Zwangssituation hilft sich das Syste durch eine Verzerrung des kubisch-rauzentrierten Gitters.

12 6.2.3 Die Bainitbildung Zwischen den Uwandlungen, in denen sich Perlit oder Martensit bilden, liegt ein Uwandlungsbereich it begrenzten Diffusionsöglichkeiten, in de Bainit entsteht (benannt nach de aerikanischen Metallkundler E. C. Bain). Bainit besteht wie Perlit aus Ferrit und Zeentit. Größe, For und Verteilung dieser Gefügebestandteile sind jedoch völlig anders als bei Perlit. Durch die begrenzten Diffusionsöglichkeiten können die Kohlenstoffatoe nur sehr kurze Wege zurücklegen. Zunächst entsteht aus de Austenit ein an Kohlenstoff übersättigter Ferritkristall, in de sich später kugelige oder ellipsenförige Zeentit-Kristalle ausscheiden (Bild 23). Diese Uwandlung verläuft in der beschriebenen Weise so lange, bis keine Austenit-Kristalle ehr vorhanden sind. Die technische Nutzung dieser Gefügeuwandlung wird als Bainitisieren (Zwischenstufenvergüten) bezeichnet. Wird die Ausscheidung vo Zeentit behindert, so entstehen die Ferritkristalle wie i bereits erwähnten Fall. Wenn der Kohlenstoff nicht an das Eisen gebunden werden kann, uss er bis zu dessen Sättigung in die Austenit-Kristalle diffundieren. Das Gefüge besteht dann aus Ferritnadeln und Austenit-Kristallen it eine hohen Kohlenstoffgehalt. Es enthält keinen Zeentit. Die isotherische Gefügeuwandlung ist dait unvollständig. Eine solche Gefügeuwandlung wird durch hohe Siliciugehalte verursacht, die eine Zeentit-Bildung wirkungsvoll verhindern [6]. Bei Gusseisen it Kugelgraphit, das ier hohe Siliciugehalte enthält, liegt ein ausferritisches Gefüge vor. Die M s -Teperatur des it Kohlenstoff gesättigten Austenits liegt weit unter -100 C, so dass bei Abkühlen auf Rauteperatur keine Martensit-Bildung erfolgt. Das Gefüge besteht nur aus Ferrit und Austenit und natürlich den Graphitkristallen. 6.3 Wiedererwären (Anlassen) Durch ein Wiedererwären des Gefüges der Martensit-Stufe - aus technischer Sicht Anlassen genannt - wird it zunehender Teperatur das zunächst entstandene Gefüge, das ja einen Zwangszustand darstellt, schrittweise wieder abgebaut, weil die Atoe durch die Wiedererwärung ihre Beweglichkeit zurückerhalten. Sie können wieder diffundieren. Unterschieden werden nacheinander die it zunehender Teperatur durchlaufenen Anlassstufen: In der ersten Anlassstufe wird bei etwa 100 C die tetragonale Verzerrung des it Kohlenstoff übersättigten Alpha-Eisens abgebaut. Es entsteht dadurch kubischer Martensit und es werden Übergangscarbide ausgeschie- Bild 23: Ablauf der Bainit-Bildung [16] den. Bei den Teperaturen der zweiten Anlassstufe (250 bis 325 C) zerfällt der Restaustenit und es kot zur Bildung von Zeentit (Fe 3 C). Während der dritten Anlassstufe (325 bis 400 C) verschwinden die Übergangscarbide, und es bildet sich Ferrit. Das Gefüge besteht nun wieder aus Ferrit und Zeentit, wie es de Gleichgewichtszustand bei den Stählen entspricht. Mit zunehender Anlassteperatur nit die Härte ständig ab. Die angegeben Teperaturen für die Anlassstufen beziehen sich auf unlegierten Stahl. Legierungseleente verändern diesen Teperaturbereich. Bei anchen hoch legierten Stählen entstehen in einer vierten Anlassstufe bei Teperaturen oberhalb 450 C Sondercarbide, die zu einer erneuten Härtesteigerung (Sekundärhärte) führen. Neben den drei üblichen Anlassstufen wurde bei Gusseisen it Kugelgraphit auch eine vierte Anlassstufe beobachtet [22]. In dieser Anlassstufe bei hohen Anlassteperaturen tritt Graphitbildung auf. Das Gefüge besteht dann neben den priären Graphitkugeln aus Ferrit und Anlassgraphit. Die Kobination von Härten und Anlassen wird bei den Wärebehandlungsverfahren Vergüten genannt. 7 Zusaenfassung Ausgehend von Betrachtungen a Fe-C- Diagra hinsichtlich der Erstarrung und der eutektoiden Gefügeuwandlung wird herausgestellt, dass für Gusseisen it Laellengraphit, Gusseisen it Vericulargraphit und Gusseisen it Kugelgraphit der Einfluss des ier vorhandenen und wichtigen Eleents Siliciu bei der Erstarrung, der eutektoiden Gefügeuwandlung und zur Gefügebildung bei der Wärebehandlung einzubeziehen ist. Grundlage dafür ist das Fe-C-Si-Diagra, wobei für viele Belange ein quasibinärer Schnitt ausreicht. Siliciu fördert bei der Erstarrung die Graphitbildung und bei der eutektoiden Uwandlung die Ferritbildung. Oder anders ausgedrückt, Siliciu behindert die Entstehung des Eisencarbids Fe 3 C. Dieser Einfluss des Silicius spielt auch bei der Wärebehandlung eine große Rolle. Bei Anlassen eines Härtegefüges ergibt sich eine vierte Anlassstufe, in der aus zunächst vorhandenen Eisencarbiden Graphitkristalle entstehen. Bei Bainitisieren ( Zwischenstufenvergüten) eröglicht das Siliciu ein Einstellen eines carbidfreien Gefüges, das aus den Graphitkristallen, Ferrit und Austenit besteht. Schrifttu [1] Werning, H., u. a.: Gusseisen it Laellengraphit. Sonderdruck aus konstruieren + giessen 25 (2000) H. 2, S [2] Steller, I.: Das neue VDG-Merkblatt W 50: Gusseisen it Vericulargraphit. konstruieren + giessen 28 (2003) H. 2, S [3] Werning, H.: Gusseisen it Kugelgraphit. Sonderdruck aus konstruieren + giessen 13 (1988) H. 1, S [4] Röhrig, K.: 2. Europäische ADI-Entwicklungskonferenz Eigenschaften, Bauteilentwicklung und Anwendungen. konstruieren + giessen 28 (2003) H. 1, S [5] Herfurth, K.: Austenitisch-ferritisches Gusseisen it Kugelgraphit, Teil 1: Austenitisierung. 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