Übung Grundlagen der Werkstoffe. Thema: Zugversuch

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1 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Zugversuch

2 Übungen Grundlagen der Werkstoffe WS 2008/09 Studiengang Maschinenbau (360502) Zugversuch Kerbschlagbiegeversuch und Härtemessung Dauerschwingfestigkeitsprüfung Labor Mechanische Werkstoffprüfung Labor Mechanische Werkstoffprüfung Gitterstrukturen und Kristallbaufehler Binäre Zustandsdiagramme Eisen-Kohlenstoff-Diagramm Wärmebehandlung von Stahl Labor Metallographie-Stahlgefüge Labor Metallographie-Stahlgefüge Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe

3 Aufgaben der Werkstoffprüfung Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften von Werkstoffen (Festigkeit, Verformbarkeit, Steifigkeit, Härte ) Qualitäts- und Fehlerprüfung Betriebsüberwachung Schadensanalyse

4 Einteilung der Prüfverfahren Mechanisch-technologische Prüfverfahren (Zugversuch, Härtemessung, Kerbschlagbiegeversuch, Dauerschwingfestigkeitsprüfung) Zerstörungsfreie Prüfverfahren (Ultraschallprüfung, Prüfung mit Röntgenstrahlung, magnetische und magnetinduktive Prüfverfahren) Struktur- und Gefügeanalyse (Lichtmikroskopie, Transmissions- und Rasterelektronenmikroskopie) Chemische Prüfverfahren (Prüfung der chemischen Zusammensetzung, Korrosionsprüfung) Physikalische Prüfverfahren (Untersuchung thermischer, optischer, elektrischer und magnetischer Werkstoffeigenschaften)

5 Zugversuch - Ziel Prüfprinzip: ein ungekerbter Probestab wird langsam und stetig (quasistatisch) unter Zugbeanspruchung bis zum Bruch belastet Aufzeichnung eines Kraft-Längenänderungs-Diagramms Ziel: Ermittlung von Festigkeits- und Verformungskennwerten unter einachsiger Zugbelastung Dimensionierung statisch beanspruchter Bauteile

6 Zugversuch - Prüfprinzip

7 Zugversuch - Probenformen F Probenformen: Rund- bzw. Flachproben Rundproben: l 0 = 5 x d 0 (kurzer Proportionalstab) l 0 = 10 x d 0 (langer Proportionalstab) Flachproben: l 0 = 5,65 x A 0 (kurzer Proportionalstab) l 0 = 11,3 x A 0 (langer Proportionalstab) A 0 l 0 F

8 Zugversuch Ergebnis: Kraft-Längenänderungs-Diagramm (abhängig von den Probenabmessungen!) Ermittlung der Festigkeits- und Verformungskennwerte (abmessungsunabhängig) Überführung des Kraft-Längenänderungs-Diagramms in technisches Spannungs-Dehnungs-Diagramm

9 Zugversuch Kraft F [N] technische Spannung σ [MPa] (1 MPa = 1 N/mm 2 ) (Kraftmessdose) σ = F / A 0 (A 0 Ausgangsquerschnittsfläche [mm 2 ]) Längenänderung Δl [mm] technische Dehnung ε [%] (Traversenbewegung ε = Δl / l 0 bzw. Extensiometer) (l 0 Ausgangsmesslänge [mm])

10 Zugversuch Änderung der Abmessungen der Zugprobe während des Versuches (duktiler Werkstoff) a unverformt b mit Gleichmaßdehnung (bis zur Zugfestigkeit) c mit Einschnürung d - gebrochen

11 Zugversuch Spannungs-Dehnungs-Diagramm Typ I (Werkstoff mit Streckgrenze) Elastische (reversible) Längenänderung σ = E ε (Hook) Plastische (irreversible) Längenänderung) - diskontinuierlicher Übergang von der elastischen zur plastischen Dehnung - Beispiel: unlegierter Stahl (normalgeglüht)

12 Zugversuch Spannungs-Dehnungs-Diagramm Typ II (Werkstoff ohne Streckgrenze) - kontinuierlicher Übergang von der elastischen zur plastischen Dehnung - Beispiel: Aluminiumlegierung

13 Zugversuch - Kenngrößen Festigkeitskenngrößen: Obere Streckgrenze R eh R eh = F eh / A 0 0,2% - Dehngrenze R p0,2 R p0.2 = F p0,2 / A 0 (Ersatzstreckgrenze) Zugfestigkeit R m R m = F max / A 0 E-Modul E = σ / ε (Hook'sches Gesetz) Verformungskenngrößen: Bruchdehnung A 5 (A 10 ) A 5 (A 10 ) = l B / l 0 = (l B l 0 ) / l 0 Einschnürung Z Z = A B / A 0 = (A 0 A B ) / A 0

14 Zugversuch Bedeutung der Kenngrößen Festigkeitskenngrößen: Obere Streckgrenze R eh 0,2% - Dehngrenze R p0,2 (Ersatzstreckgrenze) } Widerstand gegenüber plastischer Verformung Zugfestigkeit R m Widerstand gegenüber Bruch E-Modul Widerstand gegenüber elastischer Verformung (Maß für die Steifigkeit, materialabhängig) Verformungskenngrößen: Bruchdehnung A 5 (A 10 ) Einschnürung Z } Maß für die plastische Verformbarkeit (Duktilität)

15 Zugversuch Spannungs-Dehnungs-Diagramme verschiedener Werkstoffe

16 Zugversuch Einfluss einer Wärmebehandlung auf Spannungs-Dehnungs-Diagramm des unlegierten Stahls C45 Das Spannungs-Dehnungs-Diagramm ist vom Wärmebehandlungszustand des Materials abhängig.

17 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Kerbschlagbiegeversuch und Härtemessung

18 Kerbschlagbiegeversuch-Motivation

19 Kerbschlagbiegeversuch-Prüfprinzip Prüfprinzip: eine genormte Kerbschlagbiegeprobe wird mit Hilfe eines Pendelschlagwerkes zerschlagen Ermittlung der verbrauchten Schlagarbeit (Kerbschlagzähigkeit) Ziel: Bewertung der Sprödbruchsicherheit von Werkstoffen Einbeziehung sprödbruchbegünstigender Faktoren in die Versuchsführung hohe Beanspruchungsgeschwindigkeit (Pendelschlagwerk) mehrachsiger Spannungszustand (gekerbte Probe) ggf. tiefe Prüftemperatur

20 Kerbschlagbiegeversuch-Pendelschlagwerk Pendelschlagwerk, Arbeitsinhalt: 300 J Kerbschlagbiegeversuch (schematisch)

21 Kerbschlagbiegeversuch-Pendelschlagwerk Kerbschlagzähigkeit K [J] K = m g (H - h) = m g r (cos α cos α 0 ) Die Kerbschlagzähigkeit (die zum Zerschlagen der Probe verbrauchte Schlagarbeit) wird aus der der Differenz der Energien des Pendelhammers vor und nach dem Schlag bestimmt. erreicht der Hammer nach dem Schlag nahezu die Ausgangshöhe (h ~ H) verbrauchte Schlagarbeit gering Sprödbruch

22 Kerbschlagbiegeversuch-Probenformen Kerbschlagbiegeproben nach DIN EN (Deutsches Institut für Normung e.v. Europa-Norm) mit Rundkerb (U-Kerb) mit Spitzkerb (V-Kerb)

23 Kerbschlagbiegeversuch Angabe der Kerbschlagzähigkeit nach DIN EN : KU = 105 J - Normalprobe mit U-Kerb - Arbeitsvermögen des Pendelschlagwerkes: 300 J - beim Bruch verbrauchte Schlagarbeit 27 J KV 150 = 27 J - Normalprobe mit V-Kerb - Arbeitsvermögen des Pendelschlagwerkes: 150 J - beim Bruch verbrauchte Schlagarbeit 27 J

24 Temperaturabhängigkeit der Kerbschlagzähigkeit für Baustähle wie St 37 (krz): T ü Der Steilabfall der Kerbschlagzähigkeit wird durch die Übergangstemperatur T ü charakterisiert.

25 Temperaturabhängigkeit der Kerbschlagzähigkeit Kerbschlagzähigkeit-Temperatur-Kurven für verschiedene Werkstoffgruppen 1: KC_Temperatur-04.jpg 2: 3:

26 Kerbschlagbiegeversuch-Bruchflächenanalyse Sprödbruch Mischbruch Verformungsbruch Sprödbruch: kristallin glänzend Normalspannungsbruch senkrecht zur größten Normalspannung Verformungsbruch: matt, faserig Bruchfläche parallel zur Ebene der größten Schubspannung (45 )

27 Temperaturabhängigkeit der Kerbschlagzähigkeit K-T-Diagramm für einen aktuellen, feinkörnigen Schiffbaustahl im Vergleich zum Stahl der Titanic Rasterelektronenmikroskopische Aufnahme von einem Mangansulfidteilchen; die Mangansulfidteilchen tragen zur Erhöhung der Spröbruchempfindlichkeit bei Reduzierung der Kerbschlagzähigkeit Erhöhung der Übergangstemperatur

28 Definition der Härte Härteskala nach Mohs (1822): Härte nach Mohs Mineral 1 Talk 2 Gips 3 Kalkspat 4 Flußspat 5 Apatit 6 Feldspat 7 Quarz 8 Topas 9 Korund 10 Diamant 10 Härtegrade, wobei jedes Mineral einer bestimmten Härte von dem Mineral mit der nächst höheren Härte geritzt werden kann Bsp. Quarz ritzt Feldspat, aber nicht Topas Härte : Werkstoffwiderstand, den ein Werkstoff dem Eindringen eines härteren Prüfkörpers entgegensetzt

29 Härtemessung-Prüfprinzip Prüfprinzip: Eindrücken eines genormten, harten Prüfkörpers mit bestimmter Prüfkraft in den zu untersuchenden Werkstoff Ermittlung des Härtewertes aus der im Werkstoff verbleibenden Eindruckoberfläche bzw. aus der Eindrucktiefe Ziel: schnelle und billige Methode zur Bewertung der Festigkeit (Widerstand gegenüber plastischer Verformung) Methoden: Härtemessung nach Brinell Vickers Rockwell

30 Makrohärte-, Kleinlasthärte- und Mikrohärtemessung je nach Ziel der Härtemessung wird die Prüfkraft und damit die Größe des im Material verbleibenden Eindrucks gewählt Härte Prüfkraft [N] Anwendung Makrohärte Härtemessung an Gesamtgefügen Kleinlasthärte 1,96 <49 Härtemessung in Randschichten Mikrohärte <1,96 Härtemessung lokal in einzelnen Gefügebestandteilen

31 Brinell- und Vickershärtemessung Brinell-Härtemessung Prüfkörper: Kugel (Hartmetall bzw. gehärteter Stahl) Vickers-Härtemessung Prüfkörper: Pyramide (Diamant) Prüfkörper Prüfkörper Probe d Probe F-Prüfkraft [N], A-Eindruckoberfläche [mm 2 ] D-Durchmesser der Kugel [mm] d-durchmesser des Eindrucks [mm] F-Prüfkraft [N], A-Eindruckoberfläche [mm 2 ] d-diagonalenlänge des Eindrucks [mm]

32 Mikrohärtemessung Mikrohärtemessung zur Bestimmung der Härte einzelner Gefügebestandteile Erzeugung sehr kleiner Eindrücke erforderlich (F< 2N) Prüfkörper befindet sich im Objektiv eines Lichtmikroskops 1. Eindruck erzeugen 2. Eindruck vermessen 3. Härtewert bestimmen

33 Rockwell-Härtemessung Prüfkörper: Diamantkegel (HRC-hardness rockwell cone) oder gehärtete Stahlkugel (HRB-hardness rockwell ball) Ablauf: 1.Vorlast F 0 aufbringen t 0 2.Prüfkraft F 1 aufbringen t 1 3.Wegnahme von F 1 t b 4.t b (bleibende Eindringtiefe [mm]) Rockwellhärte HRC /4. Bestimmung des Härtewertes: geringer Härtewert, wenn t b groß Festlegung von 0 HRC für t b =0,2 mm HRC = t b 0,002 Der Rockwell-Härtewert wird unmittelbar aus der Eindrucktiefe (Kopplung mit Messuhr) bestimmt. kein Vermessen des Eindrucks schnelles Verfahren insbesondere für Serienprüfungen in Härtereien üblich

34 Härtemessung - Messbedingungen Oberflächengüte: Rand- und Mittenabstände: Probendicke: ebene Oberfläche, fein geschliffen bzw. poliert, um ein genaues Vermessen der Härteeindrücke zu gewährleisten Einhaltung von Mindestabständen erforderlich, da kaltverfestigte Zonen um die Eindrücke herum die Härtewerte beeinflussen Einhaltung von Mindestdicken erforderlich, da bei Verformungen auf der Rückseite der Probe der Härtewert beeinflusst wird

35 Härtemessung Bezeichnung der Härtewerte

36 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Dauerschwingfestigkeitsprüfung

37 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Makroskopisches Aussehen eines Dauerbruchs (schematisch) Dauerbruch einer Welle (Realbeispiel)

38 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Oberflächenmerkmale zyklisch beanspruchter Metalle A) Ermüdungsgleitband B) Ex- und Intrusionen C) Oberfläche (rasterelektronenmikroskopisch)

39 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Entstehung und Ausbreitung eines Schwingungsrisses

40 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Last-Zeit-Funktionen bei der Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einstufenbelastung Mehrstufenbelastung Randombelastung

41 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Spannungs- bzw. Verformungsverlauf beim Einstufenversuch N

42 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Beanspruchungsfälle beim Einstufenversuch (Wöhlerversuch) (σ u und σ o negativ) (σ u und σ o verschiedene Vorzeichen) (σ u und σ o positiv)

43 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Wöhlerlinie N B = f (σ a bzw. ε a )

44 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Wöhlerlinie σ a σ m = konst. R = σ / σ = konst. min max Zeitfestigkeitsbereich σ D Dauerfestigkeitsbereich 7 N G = 1 10 Dauerfestigkeit σ D : maximale Spannungsamplitude, die das Material unendlich oft (bis zur Grenzschwingspielzahl N G = ) erträgt, ohne zu brechen lg N F

45 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einfluss der Gitterstruktur auf die Wöhlerlinie

46 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Umlaufbiegeversuch Maschine Last-Zeit-Verlauf σ σ m = 0 t

47 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Dauerschwingverhalten des Vergütungsstahls 42CrMo4 (Umlaufbiegung) Spannungsamplitude, σ a [MPa] vergütet normalgeglüht 300 R= Bruchlastspielzahl, N F Dauerfestigkeiten σ D (σ m = 0): vergütet: σ D = 700 MPa normalgeglüht: σ D = 300 MPa

48 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einflüsse auf die Dauerfestigkeit Statische Festigkeit Beanspruchungsart (Spannungsgradient) Mittelspannung (Spannungsverhältnis R=σ u /σ o ) Kerbwirkung (Oberflächenrauheit) Korrosion Temperatur Oberflächennahe Eigenspannungen

49 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einflüsse auf die Dauerfestigkeit

50 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einfluss der Zugfestigkeit und der Beanspruchungsart auf die Dauerschwingfestigkeit

51 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Einfluss der Mittelspannung auf die Dauerfestigkeit Spannungsamplitude, σ a [MPa] σ m < 0 (Druckmittelspannung) σ m =0 σ m > 0 (Zugmittelspannung) Bruchlastspielzahl, N F

52 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Dauerfestigkeitsschaubilder Smith-Diagramm Haigh-Diagramm Zug-Mittelspannungen verringern die dauerfest ertragbare Spannungsamplitude (Dauerfestigkeit)

53 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Dauerfestigkeitsschaubild nach Smith R=-1 R=0.1 R=0.5 R=1 R m Oberspannung 7 σ max (10 ) 7 σ a (10 ) Goodman: σ W 7 σ a (10 ) σ ( σ > 0) = a 10 7 m σ a 10 7 ( σ = 0) [1- σ / R ] m m m 0 7 σ a (10 ) 45º Unterspannung 7 σ min (10 ) Zug-Mittelspannungen verringern die dauerfest ertragbare Spannungsamplitude (Dauerfestigkeit) Zug-Mittelspannung, σ m σ W

54 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Risswachstumskurve da/dn = f (ΔK) (schematisch) A: Risswachstum bei ΔK > ΔK 0 B: Kontinuierliches Risswachstum Paris-Gleichung: da/dn = c (ΔK) m mikroskopisch: Schwingungsstreifen C: Instabiles Risswachstum

55 Dauerschwingfestigkeitsprüfung Schwingungsstreifen auf der Dauerbruchfläche (REM)

56 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Gitterstrukturen und Kristallbaufehler

57 Musterfragen 1. Nennen und skizzieren Sie die Elementarzellen für die drei häufigsten Gitterstrukturen von Metallen. Zeichnen Sie in die Elementarzellen je eine Gleitebene und eine Gleitrichtung ein und geben Sie die Miller schen Indizes für beide an. 2. Vergleichen Sie die kfz-, krz- und hdp-gitterstrukturen bezüglich Koordinationszahl, Packungsdichte sowie Gleitfähigkeit. Nennen Sie Beispiele. 3. Erläutern Sie unter Nennung von zwei Beispielen, was man unter Allotropie versteht. 4. Nennen und beschreiben Sie wichtige null-, ein-, zwei- und dreidimensionale Gitterfehler. Geben Sie deren Bedeutung für das mechanische Verhalten metallischer Werkstoffe an.

58 Kristallzustand Metalle haben einen kristallinen Zustand. Sie können aus Einkristallen oder aus Vielkristallen bestehen. Bsp. Siliziumeinkristall für die Herstellung von Wafern in der Halbleiterindustrie Bsp.: Polykristalline Siliziumsolarzelle zeigt vielkristalline Struktur

59 Entstehung von Vielkristallen aus der Schmelze Bei der Erstarrung aus einer Schmelze bilden sich Keime (1), die bei weiterer Abkühlung zu kleinen Kristalliten (2) heranwachsen. Diese Kristallite haben alle eine feste Gitterstruktur, jedoch unterschiedliche Orientierungen. Beim Abschluss der Erstarrung wachsen alle Kristallite zu einem Vielkristall zusammen. Da die Orientierungsunterschiede bleiben, bilden die Kristallite, die man auch Körner nennt, Grenzflächen zu den benachbarten Körnern. Diese heißen Korngrenzen.

60 Gitterstrukturen Gitterstrukturen sind 3-dim. periodische Anordnungen von Atomen, die sich an den Gitterpunkten befinden. Gitterstrukturen werden durch Elementarzellen beschrieben. Eine Elementarzelle ist das kleinste Volumen, das durch Translation in die 3 Raumrichtungen (x,y,z) wieder zur Deckung kommt.

61 Gitterstruktur und Gittervektoren Das Raumgitter wird beschrieben durch: x, y, z = kristallographische Achsen, = Basisvektoren α, β, γ = Winkel zwischen den Gittervektoren = a 0, b 0, c 0 = Gitterkonstanten z = Gitterrichtung a c b y x

62 Die 7 Kristallgitter und 14 Bravaistypen Skript: S

63 Indizierung von Richtungen Millersche Indizes für Richtungen: [hkl] Gleichwertige Richtungen: <hkl> Skript: S. 51

64 Indizierung von Richtungen Gitterrichtungen werden immer in eckigen Klammern [ ] angegeben. Syntax: [ x y z]

65 Indizierung von Ebenen Ebenen: (hkl) Gleiche Ebenen: {hkl} Skript: S. 52

66 Indizierung von Ebenen Skript: S. 53

67 Kristallstrukturen von Metallen kfz hex krz Skript: S. 44

68 Die kubisch dichteste Kugelpackung Ebene A Ebene B Ebene C Stapelfolge ABC ABC Die Stapelfolge ABC ergibt eine Variante der dichtest möglichen Kugelpackung. Aus ihr ensteht die sog. kubisch dichteste Kugelpackung. Raumerfüllung: 74% Skript: S. 45

69 Kubisch flächenzentrierte Gitterstruktur Einheitszelle: (a=b=c), Achsenwinkel: 90 kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur (kfz oder fcc=face centered cubic) Raumerfüllung: 74% Skript: S. 46

70 Kubisch flächenzentrierte Gitterstruktur (kfz, fcc) Ebene A Ebene B Ebene C Skript: S. 47

71 Hexagonal dichtest gepackte Kristallstruktur (hdp) Stapelfolge AB AB (a = b c); c/a=1,633 α = β = 90 ; γ = 120 Raumerfüllung: 74% Skript: S. 48

72 Kubisch raumzentrierte Kristallstruktur (krz, bcc) (a = b = c) Achsenwinkel: 90 Raumerfüllung: 68% Skript: S. 49

73 Packungsdichte von Kristallstrukturen Die Packungsdichte nach dem Kugelmodell gibt an, wieviel Volumenanteil der Elementarzelle durch Kugeln (Atome) verdrängt wird. Die Kugeln berühren sich dabei. Beispiel: einfaches kubisches Modell 8 Eckatome, die auf 8 Elementarzellen verteilt werden 1 Atom pro Elementarzelle Kugelradius r = a/2 Kugelvolumen = 4πr 3 /3 a 3 π/6 Elementarzellenvolumen = a 3 Volumenanteil = Kugelvolumen/Elementarzellenvolumen 52,4 %

74 Packungsdichte der kfz-kristallstruktur π 6 2 je Elementarzelle 8 Eckatome mit jeweils 1/8 Kugelvolumen + 6 Flächenatome mit jeweils 1/2 Kugelvolumen

75 Packungsdichte der krz-kristallstruktur a je Elementarzelle 8 Eckatome mit jeweils 1/8 Kugelvolumen + 1 raumzentriertes Atom

76 Kristallstrukturen metallischer Werkstoffe im Vergleich kfz z.b. Ag, Al, Au, Cu, Pb, Ni, γ-fe hex z.b. Mg, Zn, α-ti krz z.b. Cr, Mo, W, α-fe, β-ti Fe und Ti u.a. sind allotrop, d.h. sie können abhängig von der Temperatur in unterschiedlichen Kristallstrukturen auftreten Skript: S. 50

77 Plastische Verformung Plastische Verformung erfolgt in Gleitsystemen. Gleitsysteme bestehen aus Gleitebenen (Gitterebenen dichtester Atombelegung) und Gleitrichtungen (Gitterrichtung mit dichtester Atombelegung) Zahl und Qualität der Gleitsysteme bestimmen die plastische Verformbarkeit von Kristallstrukturen Skript: S. 75

78 Modellvorstellung zur Versetzungsbewegung Skript: S. 60

79 Abgleiten entsprechend des Kugelmodels (a) Abgleiten auf dichtest gepackten Ebenen (Gleitebenen) die obere Kugelreihe muss nur wenig angehoben werden Abgleiten ist relativ leicht (b) Abgleiten auf nicht dichtest gepackten Ebenen die obere Kugelreihe muss stark angehoben werden Abgleiten ist erschwert

80 Gleitsysteme im kfz-gitter 12 Gleitsysteme: 4 Gleitebenen: {111} 3 Gleitrichtungen: <110> Skript: S. 76

81 Gleitsysteme im krz-gitter 12 Gleitsysteme: 6 Gleitebenen: {110} 2 Gleitrichtungen: <111> 12 Gleitsysteme: 12 Gleitebenen: {211} 1 Gleitrichtung: <111> 24 Gleitsysteme: 24 Gleitebenen: {321} 1 Gleitrichtung: <111> Skript: S. 77

82 Gleitsysteme im hdp-gitter 3 Gleitsysteme: 1 Gleitebene: {0001} 3 Gleitrichtungen: <1120> 3 Gleitsysteme: 3 Gleitebenen: {1010} 1 Gleitrichtung: <1120> 6 Gleitsysteme: 6 Gleitebenen: {1011} 1 Gleitrichtung: <1120> Skript: S. 78

83 Kristallbaufehler Skript: S. 55

84 0-dimensionale Gitterfehler (Punktdefekte) Leerstellen: Fremdatome: - unbesetzte Gitterplätze - Leerstellenkonzentration wird von Temperatur bestimmt - bedeutend für Diffusionsprozesse - Substitutionsatome (besetzen reguläre Gitterplätze) - Zwischengitteratome (besetzen Gitterlücken) - Bedeutung für die Mischkristallhärtung

85 0-dimensionale Gitterfehler (Punktdefekte) Substitutionsatom Zwischengitteratom Skript: S. 56

86 1-dimensionale Gitterfehler (linienförmige Gitterdefekte) Versetzungen: - Stufenversetzungen - Schraubenversetzungen - Mischversetzungen - Bedeutung für plastische Verformung sowie Verfestigungs- und Entfestigungsprozesse

87 1-dimensionale Gitterfehler (linienförmige Gitterdefekte) Skript: S. 58

88 1-dimensionale Gitterfehler (linienförmige Gitterdefekte) Plastische Verformung durch Bewegung von Stufenversetzungen Versetzungen ermöglichen plastische Verformung Skript: S. 59

89 1-dimensionale Gitterfehler (linienförmige Gitterdefekte) Plastische Verformung durch Bewegung von Schraubenversetzungen Skript: S. 62

90 2-dimensionale Gitterfehler (flächenhafte Gitterdefekte) Korngrenzen: - Grenzen gleicher Phasen mit unterschiedlicher Orientierung - steigender Flächenanteil an Korngrenzen (Feinkorn) verbessert sowohl Festigkeit als auch Zähigkeit Phasengrenzen: - trennt Kristallite verschiedener chemischer Zusammensetzung und Struktur - steigender Flächenanteil von Phasengrenzen erhöht Festigkeit Stapelfehler: - Störungen der Stapelfolge der Gleitebenen - Behinderung der Versetzungsbewegung

91 2-dimensionale Gitterfehler (flächenhafte Gitterdefekte) Korngrenzen Großwinkelkorngrenze Kleinwinkelkorngrenze Skript: S. 63

92 3-dimensionale Gitterfehler (räumliche Gitterdefekte) Ausscheidungen: - kleine Teilchen (nm-bereich) einer Zweitphase - können in sehr feiner Verteilung eine erhebliche Verfestigung durch Ausscheidungshärtung bewirken Poren, Seigerungen, Mikrorisse: - können eine deutliche Verringerung der Festigkeit bewirken

93 3-dimensionale Gitterfehler (räumliche Gitterdefekte) Teilchen oder Zweitphasen Skript: S. 64

94 Zusammenfassung der Gitterfehler 0-dimensionale (punktförmige) Defekte Fremdatome Zwischengitteratome Substitutionsatome Leerstellen 1-dimensionale (linienförmige) Defekte Versetzungen Stufenversetzungen Schraubenversetzungen Mischversetzungen 2-dimensionale (flächenhafte) Defekte Korngrenzen 3-dimensionale (räumliche) Defekte Teilchen einer Zweitphase (Ausscheidungen) Skript: S. 65

95 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Binäre Zustandsdiagramme

96 Musterfragen zu Grundlagen der Werkstoffe Musterfragen: Lehre Skripte Musterfragen Zustandsdiagramme (Pkt.2), Fragen Skizzieren Sie schematisch die Anordnung der Atome in Substitutions- und in Einlagerungsmischkristallen. Inwieweit beeinflussen Atomdurchmesser und Gitterstruktur zweier Metalle deren gegenseitige Löslichkeit? 2. Zeichnen Sie ein Zweistoffsystem A-B mit vollständiger Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand. Nennen Sie ein Realbeispiel. Beschreiben Sie an dem Phasendiagramm den Erstarrungsvorgang einer Legierung unter Gleichgewichtsbedingungen (extrem langsame Abkühlung). Wählen Sie fünf geeignete Temperaturen und skizzieren Sie dazu schematisch die Gefüge. 3. Skizzieren Sie ein Zweistoffsystem A-B mit begrenzter Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand und eutektischem Erstarrungstyp. Nennen Sie ein technisch bedeutsames Realbeispiel. Beschreiben Sie die eutektische Erstarrungsreaktion und erklären Sie, wofür eutektische Legierungen bevorzugt zur praktischen Anwendung kommen. 4.

97 Binäre Zustandsdiagramme Zustandsdiagramme: Temperatur-Konzentrations-Diagramme, in denen die Phasenfelder durch Phasengrenzlinien (Liquidus-, Solidus-, Löslichkeitslinien) voneinander getrennt sind Phase: stofflich homogener Bereich mit annähernd gleichen chemischen, strukturellen und physikalischen Eigenschaften

98 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Vollständige Unlöslichkeit im flüssigen und festen Zustand

99 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Vollständige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand Beispiele: Cu-Ni, Ag-Au, Cu-Au, Ni-Pt, Cr-Mo, Mo-W, Ge-Si NiO-MgO Mg 2 SiO 4 -Fe 2 SiO 4 Skript: S. 115

100 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Vollständige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand nur bei Komponenten A und B, die Substitutionsmischkristalle bilden Substitutions-Mischkristall Geringe Unterschiede der Atomradien Gleiche/ähnliche Gitteranordnungen Geringe Unterschiede der Elektronegativität Gleiche chemische Wertigkeit Skript: S. 107

101 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Vollständige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand; Realbeispiel Cu-Ni Wichtige Phasengrenzlinien: Liquiduslinie: bei Temperaturen oberhalb der Liquiduslinie liegt nur schmelzflüssige Phase vor Soliduslinie: bei Temperaturen unterhalb der Soliduslinie liegt nur feste Phase vor während die reinen Metalle einen festen Schmelzpunkt aufweisen, erstarren die Legierungen im System Cu-Ni innerhalb eines Temperaturbereiches Skript: S. 110

102 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Vollständige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand reine Metalle Haltepunkt in der Abkühlungskurve bei T=T L Legierungen Knickpunkte in der Abkühlkurven (jeweils am Übergang Einphasengebiet/ Zweiphasengebiet) Thermische Analyse zur Ermittlung von Zustandsdiagrammen

103 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Substitutionsmischkristallbildung im System Cu-Ni Vollständige Löslichkeit der Komponenten im gesamten Konzentrationsbereich Cu-Atome Ni-Atome Substitutionsmischkristallbildung: gleicher Gittertyp der Komponenten (kfz) geringe Abweichung der Gitterkonstanten (~3%) chemische Ähnlichkeit der Komponenten (Ordnungszahlen 28 und 29)

104 Vollständige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand Realbeispiel Cu-Ni; Legierung mit 40 % Ni und 60 % Cu Während der Erstarrung der Legierung ändern sich die Konzentrationen der Phasen (S und α-mk) und der Mengenanteil der Phasen. Skript: S. 111

105 Konzentrationsänderungen und Änderung der Phasenanteile Die Konzentrationen der Phasen während der Abkühlung aus der Schmelze werden im Zustandsdiagramm auf den Phasengrenzlinien abgelesen. Konzentration der Schmelze auf der Liquiduslinie Konzentration des α-mischkristalls auf der Soliduslinie Die Mengenanteile der Phasen bei gegebener Temperatur werden mit dem sog. Hebelgesetz bestimmt. Die Gesamtmenge der Phasen im Zweiphasengebiet wird bei gegebener Temperatur durch den Abstand zwischen den Phasengrenzlinien bestimmt (Gesamthebelarm). Die Konzentration der gewählten Legierung teilt den Gesamthebelarm in zwei Teilhebelarme, die die Mengenanteile der einzelnen Phasen bestimmen.

106 System Cu-Ni; Konzentrationsänderungen Änderung der Konzentrationen während der Erstarrung der Legierung 40 % Ni + 60 % Cu Temperatur Zusammensetzung der Schmelze Zusammensetzung des α-mischkristalls T 1 > Liquidustemperatur T 2 (Erstarrungsbeginn) 40 % Ni + 60 % Cu - 40 % Ni + 60 % Cu 52 % Ni + 48 % Cu T 3 32 % Ni + 68 % Cu 45 % Ni + 55 % Cu T 4 (Erstarrungsende) T 5 < Solidustemperatur 28 % Ni + 72 %Cu 40 % Ni + 60 % Cu - 40 % Ni + 60 % Cu zu Skript: S. 111

107 System Cu-Ni; Änderung der Mengenanteile der Phasen Realbeispiel Cu-Ni; Legierung mit 40 % Ni und 60 % Cu Schmelze α-mk zu Skript: S. 111

108 System Cu-Ni; Änderung der Mengenanteile der Phasen Realbeispiel Cu-Ni; Legierung mit 40 % Ni und 60 % Cu Skript S. 111: T 1 (T 1 >Liquidustemperatur): T 2 (Erstarrungsbeginn): 100 % Schmelze 100 % Schmelze T 3 : Bestimmung der Mengenanteile mit dem Hebelgesetz Teilhebelarm Schmelze (45 % Ni 40 % Ni) Menge Schmelze = 100 [%] = 100 = 38,5 % Gesamthebelarm (45 % Ni 32 % Ni) bzw. Teilhebelarm α-mk (40 % Ni 32 % Ni) Menge α-mk = 100 [%] = 100 = 61,5 % Gesamthebelarm (45 % Ni 32 % Ni) T 4 (Erstarrungsende): T 5 (T 1 <Solidustemperatur): 100 % α-mischkristall 100 % α-mischkristall zu Skript: S. 111

109 Binäre Zustandsdiagramme Zustandsdiagramm Kupfer-Nickel; Mikrostrukturen 100 % Cu 65 % Cu + 35 % Ni 35 % Cu + 65 % Ni 100 % Ni

110 Binäres Zustandsdiagramm Cu-Ni Mechanische Eigenschaften von Cu-Ni-Legierungen Die Festigkeiten (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dauerfestigkeit) und Härtewerte der Legierungen sind deutlich größer im Vergleich zu den Reinmetallen. MISCHKRISTALLHÄRTUNG

111 Binäre Zustandsdiagramme Zustandsdiagramm mit begrenzter Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand und Eutektikum α S+α α + β S+β β Phasen: S, α (A-reich), β (B-reich); die Lösungsfähigkeit von B in A (α) und von A in B (β) ist stark begrenzt Eutektische Reaktion bei T=T E : S (α +β) lamellar Skript: S. 116

112 Binäre Zustandsdiagramme Zustandsdiagramm mit begrenzter Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand und Eutektikum Eutektische Legierung Haltepunkt in der Abkühlungskurve bei T=T E

113 Binäre Zustandsdiagramme Wachstum einer eutektischen Erstarrungsfront Skript: S. 117

114 Binäres Zustandsdiagramm mit Eutektikum untereutektische Legierungen: Konzentrationsbereich α E <c E eutektische Legierung: Konzentration c E übereutektische Legierung: Konzentrationsbereich >c E β E eutektisch untereutektisch übereutektisch Eutektikum: feines, häufig lamellar ausgebildetes Gefüge gute mechanische Eigenschaften niedriger Schmelzpunkt Skript: S. 122

115 Zustandsdiagramm Pb-Sn T 1 =T L T Teilhebel Schmelze: T E Teilhebel α-mk (primär): T L Teilhebel α-mk (gesamt): Teilhebel β-mk: 30 % Sn + 70 % Pb Skript: S. 120

116 Zustandsdiagramm Pb-Sn; Konzentrationsänderungen Änderung der Konzentrationen während der Erstarrung der Legierung 30 % Sn + 70 % Pb Temperatur Zusammensetzung Schmelze Zusammensetzung α-mischkristall Zusammensetzung β-mischkristall T 1 = Liquidustemperatur 30 % Sn + 70 % Pb - - T 2 15 % Sn + 85 % Pb 40 % Sn + 60 % Pb - T~ T E (dicht oberhalb T E ) 61,9 % Sn + 38,1 % Pb 19 % Sn + 81 % Pb - T~ T E (dicht unterhalb T E ) - 19 % Sn + 81 % Pb 97,5 % Sn + 2,5 % Pb zu Skript: S. 120

117 System Pb-Sn; Änderung der Mengenanteile der Phasen Legierung mit 30 % Sn und 70 % Pb (a) Erstarrung vor der eutektischen Reaktion (Ausscheidung von primärem α-mk) T 1 = T L (Erstarrungsbeginn): 100 % Schmelze T 2 : Bestimmung der Mengenanteile Schmelze und α-mk (primär) mit dem Hebelgesetz Teilhebelarm Schmelze (30 % Sn 15 % Sn) Menge Schmelze = 100 = 100 = 60 % Gesamthebelarm (40 % Sn 15 % Sn) bzw. Teilhebelarm α-mk (40 % Sn 30 % Sn) Menge α-mk = 100 = 100 = 40 % Gesamthebelarm (40 % Sn 15 % Sn) zu Skript: S. 120

118 System Pb-Sn; Änderung der Mengenanteile der Phasen Legierung mit 30 % Sn und 70 % Pb (b) Eutektische Reaktion (Erstarrung nach der Ausscheidung von primärem α-mk) T~ T E (dicht oberhalb T E ): (30 % Sn 19 % Sn) Menge Restschmelze = 100 [%] = 25,6 % (61,9 % Sn 19 % Sn) bzw. 74,4 % primär ausgeschiedene α-mischkristalle Die Restschmelze wandelt sich bei T E in das Eutektikum (α +β) um. lamellar T~ T E (dicht unterhalb T E ): (97,5 % Sn 30 % Sn) Menge α-mk (gesamt) = 100 = 86 % (97,5 % Sn 19 % Sn) bzw. (30 % Sn 19 % Sn) Menge β-mk = 100 = 14 % (97,5 % Sn 19 % Sn) zu Skript: S. 120

119 Zustandsdiagramme binärer metallischer Systeme Zustandsdiagramm Blei-Zinn; Mikrostrukturen 90% Pb + 10 % Sn 70% Pb + 30 % Sn 40% Pb + 60 % Sn 30% Pb + 70 % Sn 10% Pb + 90 % Sn

120 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Wärmebehandlung von Stahl

121 Musterfragen zu Grundlagen der Werkstoffe Musterfragen: Lehre Skripte Musterfragen Wärmebehandlung metallischer Werkstoffe (Pkt.3), Fragen Geben Sie an, welche Zielsetzungen und strukturellen Veränderungen folgenden Wärmebehandlungen zugrunde liegen: Härten / Vergüten / Normalglühen / Weichglühen. Beschreiben Sie kurz die technologische Durchführung dieser Behandlungen. 10. Was versteht man bei Stahl unter dem Begriff Härtbarkeit? Erläutern Sie den Einfluß von Kohlenstoff sowie von Legierungselementen auf die Härtbarkeit von Stahl anhand schematischer Stirnabschreck-Kurven. 11. Stellen Sie die Änderung der Eigenschaften Festigkeit und Zähigkeit beim Anlassen eines gehärteten Stahles in Abhängigkeit der Anlasstemperatur in einem Diagramm dar und Zeichnen Sie je eine Gefügeskizze für niedrige, mittlere und hohe Anlasstemperaturen.

122 Wärmebehandlung von Stahl Technologischer Ablauf

123 Wärmebehandlung von Stahl Erzielbare Eigenschaftsänderungen

124 Eisen-Kohlenstoff-Diagramm 0,45 % C (C45) Skript: S. 142

125 Wärmebehandlung von Stahl Umwandlungen des Austenits bei beschleunigter Abkühlung (Ungleichgewichtszustände im System Fe-Fe 3 C) Unlegierter Stahl mit 0,45 % C (C 45): Mikrostrukturen untere obere kritische Abkühlgeschwindigkeit Umwandlungstemperatur A 1 A 3 A B S M S Ofenabkühlung Ferrit + Perlit (175 HV) Luftabkühlung Ferrit + Perlit (210 HV) Abkühlgeschwindigkeit Ölabschreckung Martensit/ Bainit (420 HV) Wasserabschreckung Martensit (750 HV) Skript: S. 155

126 Wärmebehandlung von Stahl Umwandlungen des Austenits bei beschleunigter Abkühlung (Ungleichgewichtszustände im System Fe-Fe 3 C) Mit zunehmender Abkühlungsgeschwindigkeit aus dem Austenitgebiet wird die Diffusion von Eisen und Kohlenstoff stärker unterdrückt. Die Umwandlungspunkte A 3 (Ferritbildung) und A 1 (Perlitbildung) werden zu tieferen Temperaturen verschoben. Bei Erreichen höherer Abkühlungsgeschwindigkeiten bilden sich Phasen, die im Gleichgewichtsdiagramm Fe-Fe 3 C nicht zu finden sind, wie z.b. Martensit und Bainit. Unter Martensit ist das Härtungsgefüge des Stahls zu verstehen, das bei diffusionsloser Umwandlung des Austenits entsteht. Martensit weist eine tetragonal raumzentrierte Gitterstruktur auf, in der Kohlenstoff zwangsgelöst vorliegt. Bainit ist ein Gemenge aus Ferrit und Zementit, das bei beschleunigter Abkühlung des Austenits entsteht und zwischen der Perlitbildungstemperatur und der Martensit-Starttemperatur M s liegt.

127 Wärmebehandlung von Stahl Diffusionslose Umwandlung von Austenit in Martensit Voraussetzungen: Überschreiten der kritischen Abkühlungsgeschwindigkeit Abkühlen auf Temperaturen M s (Martensitstarttemperatur) Umklappen des kfz Austenitgitters in das trz Martensitgitter Zwangslösung des im Austenit gelösten Kohlenstoffs im Martensit Fe-Atome C-Atome Skript: S. 158/ 159

128 Wärmebehandlung von Stahl Härten von Stahl ZTU-Diagramm (Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Diagramm) Härten: Abkühlung eines Stahls aus dem Austenitgebiet mit einer kritischen Abkühlgeschwindigkeit in den Bereich der Martensitbildung, so dass eine erhebliche Härtesteigerung entsteht. Skript: S. 167

129 Wärmebehandlung von Stahl ZTU-Schaubild für kontinuierliche Abkühlung von C45 Skript: S. 160

130 Wärmebehandlung von Stahl ZTU-Schaubild für isotherme Umwandlung von C45 Skript: S. 161

131 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Legierungselementen auf die Martensitumwandlung mit zunehmendem Anteil austenitstabilisierenden Legierungselementen (C, N, Mn, Ni) sinken die Temperaturen M s und M f bei Kohlenstoffgehalten > 0,8 % sinkt die Temperatur M s unter RT (Restaustenit bei Abkühlung auf RT) Skript: S. 157

132 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Kohlenstoff auf die Härtbarkeit von Stählen (Aufhärtbarkeit) ohne Restaustenit mit Restaustenit Aufhärtbarkeit: maximale Martensithärte wird vom Kohlenstoffgehalt im Martensit bestimmt Skript: S. 168

133 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Legierungselementen auf die Härtbarkeit von Stählen (Einhärtbarkeit) Unlegierter Stahl C45 Niedrig legierter Stahl 42CrMo4 Hoch legierter Stahl X45NiCrMo4 Legierungselemente (Cr, Ni, Mn, Mo) verringern die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit maximal durchhärtbarer Durchmesser (Einhärtetiefe) steigt Skript: S. 166

134 Wärmebehandlung von Stahl Einhärtbarkeit von Stahl unlegiert niedriglegiert hochlegiert Wasser-, Schalenhärter Ölhärter Skript: S. 169 Lufthärter

135 Vergüten von Stahl Wärmebehandlung von Stahl Härten und anschließendes Anlassen bei Temperaturen < A 1 zur Einstellung eines festen, insbesondere schwingfesten Gefüges mit einer für den jeweiligen Anwendungsfall ausreichenden Zähigkeit (feindispers verteilte Zementitteilchen in ferritischer Matrix) Anlassen von gehärtetem Stahl Skript: S. 170

136 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss der Anlasstemperatur auf die Zugversuchskennwerte des unlegierten Stahls Ck 35

137 Wärmebehandlung von Stahl Normalglühen von Stahl Austenitisieren und Abkühlen mit mäßiger Abkühlungsgeschwindigkeit zur Überführung eines grobkörnigen, ungleichmäßigen Stahlgefüges in ein gleichmäßiges, feinkörniges Gefüge mit verbesserter Zähigkeit (feinkörniges ferritisch-perlitisches, perlitisches bzw. karbidisch-perlitisches Gefüge) A: Zustandsdiagramm mit Austenitisierungstemperaturen B: Untereutektoider Stahl L 1 C: Übereutektoider Stahl L 2

138 Wärmebehandlung von Stahl Weichglühen von Stahl Langzeitiges Erwärmen auf Temperaturen dicht bei A 1 mit nachfolgender langsamer Abkühlung zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit durch Umformen bzw. Zerspanen (Einformen der Zementitlamellen des Perlits) A: schematisch B: Realgefüge (C85)

139 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Wärmebehandlung von Stahl

140 Musterfragen zu Grundlagen der Werkstoffe Musterfragen: Lehre Skripte Musterfragen Wärmebehandlung metallischer Werkstoffe (Pkt.3), Fragen Geben Sie an, welche Zielsetzungen und strukturellen Veränderungen folgenden Wärmebehandlungen zugrunde liegen: Härten / Vergüten / Normalglühen / Weichglühen. Beschreiben Sie kurz die technologische Durchführung dieser Behandlungen. 10. Was versteht man bei Stahl unter dem Begriff Härtbarkeit? Erläutern Sie den Einfluß von Kohlenstoff sowie von Legierungselementen auf die Härtbarkeit von Stahl anhand schematischer Stirnabschreck-Kurven. 11. Stellen Sie die Änderung der Eigenschaften Festigkeit und Zähigkeit beim Anlassen eines gehärteten Stahles in Abhängigkeit der Anlasstemperatur in einem Diagramm dar und Zeichnen Sie je eine Gefügeskizze für niedrige, mittlere und hohe Anlasstemperaturen.

141 Wärmebehandlung von Stahl Technologischer Ablauf

142 Wärmebehandlung von Stahl Erzielbare Eigenschaftsänderungen

143 Eisen-Kohlenstoff-Diagramm 0,45 % C (C45) Skript: S. 142

144 Wärmebehandlung von Stahl Umwandlungen des Austenits bei beschleunigter Abkühlung (Ungleichgewichtszustände im System Fe-Fe 3 C) Unlegierter Stahl mit 0,45 % C (C 45): Mikrostrukturen untere obere kritische Abkühlgeschwindigkeit Umwandlungstemperatur A 1 A 3 A B S M S Ofenabkühlung Ferrit + Perlit (175 HV) Luftabkühlung Ferrit + Perlit (210 HV) Abkühlgeschwindigkeit Ölabschreckung Martensit/ Bainit (420 HV) Wasserabschreckung Martensit (750 HV) Skript: S. 155

145 Wärmebehandlung von Stahl Umwandlungen des Austenits bei beschleunigter Abkühlung (Ungleichgewichtszustände im System Fe-Fe 3 C) Mit zunehmender Abkühlungsgeschwindigkeit aus dem Austenitgebiet wird die Diffusion von Eisen und Kohlenstoff stärker unterdrückt. Die Umwandlungspunkte A 3 (Ferritbildung) und A 1 (Perlitbildung) werden zu tieferen Temperaturen verschoben. Bei Erreichen höherer Abkühlungsgeschwindigkeiten bilden sich Phasen, die im Gleichgewichtsdiagramm Fe-Fe 3 C nicht zu finden sind, wie z.b. Martensit und Bainit. Unter Martensit ist das Härtungsgefüge des Stahls zu verstehen, das bei diffusionsloser Umwandlung des Austenits entsteht. Martensit weist eine tetragonal raumzentrierte Gitterstruktur auf, in der Kohlenstoff zwangsgelöst vorliegt. Bainit ist ein Gemenge aus Ferrit und Zementit, das bei beschleunigter Abkühlung des Austenits entsteht und zwischen der Perlitbildungstemperatur und der Martensit-Starttemperatur M s liegt.

146 Wärmebehandlung von Stahl Diffusionslose Umwandlung von Austenit in Martensit Voraussetzungen: Überschreiten der kritischen Abkühlungsgeschwindigkeit Abkühlen auf Temperaturen M s (Martensitstarttemperatur) Umklappen des kfz Austenitgitters in das trz Martensitgitter Zwangslösung des im Austenit gelösten Kohlenstoffs im Martensit Fe-Atome C-Atome Skript: S. 158/ 159

147 Wärmebehandlung von Stahl Härten von Stahl ZTU-Diagramm (Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Diagramm) Härten: Abkühlung eines Stahls aus dem Austenitgebiet mit einer kritischen Abkühlgeschwindigkeit in den Bereich der Martensitbildung, so dass eine erhebliche Härtesteigerung entsteht. Skript: S. 167

148 Wärmebehandlung von Stahl ZTU-Schaubild für kontinuierliche Abkühlung von C45 Skript: S. 160

149 Wärmebehandlung von Stahl ZTU-Schaubild für isotherme Umwandlung von C45 Skript: S. 161

150 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Legierungselementen auf die Martensitumwandlung mit zunehmendem Anteil austenitstabilisierenden Legierungselementen (C, N, Mn, Ni) sinken die Temperaturen M s und M f bei Kohlenstoffgehalten > 0,8 % sinkt die Temperatur M s unter RT (Restaustenit bei Abkühlung auf RT) Skript: S. 157

151 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Kohlenstoff auf die Härtbarkeit von Stählen (Aufhärtbarkeit) ohne Restaustenit mit Restaustenit Aufhärtbarkeit: maximale Martensithärte wird vom Kohlenstoffgehalt im Martensit bestimmt Skript: S. 168

152 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss von Legierungselementen auf die Härtbarkeit von Stählen (Einhärtbarkeit) Unlegierter Stahl C45 Niedrig legierter Stahl 42CrMo4 Hoch legierter Stahl X45NiCrMo4 Legierungselemente (Cr, Ni, Mn, Mo) verringern die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit maximal durchhärtbarer Durchmesser (Einhärtetiefe) steigt Skript: S. 166

153 Wärmebehandlung von Stahl Einhärtbarkeit von Stahl unlegiert niedriglegiert hochlegiert Wasser-, Schalenhärter Ölhärter Skript: S. 169 Lufthärter

154 Vergüten von Stahl Wärmebehandlung von Stahl Härten und anschließendes Anlassen bei Temperaturen < A 1 zur Einstellung eines festen, insbesondere schwingfesten Gefüges mit einer für den jeweiligen Anwendungsfall ausreichenden Zähigkeit (feindispers verteilte Zementitteilchen in ferritischer Matrix) Anlassen von gehärtetem Stahl Skript: S. 170

155 Wärmebehandlung von Stahl Einfluss der Anlasstemperatur auf die Zugversuchskennwerte des unlegierten Stahls Ck 35

156 Wärmebehandlung von Stahl Normalglühen von Stahl Austenitisieren und Abkühlen mit mäßiger Abkühlungsgeschwindigkeit zur Überführung eines grobkörnigen, ungleichmäßigen Stahlgefüges in ein gleichmäßiges, feinkörniges Gefüge mit verbesserter Zähigkeit (feinkörniges ferritisch-perlitisches, perlitisches bzw. karbidisch-perlitisches Gefüge) A: Zustandsdiagramm mit Austenitisierungstemperaturen B: Untereutektoider Stahl L 1 C: Übereutektoider Stahl L 2

157 Wärmebehandlung von Stahl Weichglühen von Stahl Langzeitiges Erwärmen auf Temperaturen dicht bei A 1 mit nachfolgender langsamer Abkühlung zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit durch Umformen bzw. Zerspanen (Einformen der Zementitlamellen des Perlits) A: schematisch B: Realgefüge (C85)

158 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Ausscheidungshärtung

159 Musterfragen zu Grundlagen der Werkstoffe Musterfragen: Lehre Skripte Musterfragen Wärmebehandlung metallischer Werkstoffe (Pkt.3), Fragen 1, 2, 3 und 6 1. Beschreiben Sie den technologischen Ablauf einer Aushärtungsbehandlung und geben Sie mit Hilfe schematischer Gefügeskizzen die bei den einzelnen Behandlungsschritten ablaufenden metallkundlichen Vorgänge an. 2. Welche Unterschiede bestehen zwischen Kalt- und Warmaushärtung? Verwenden Sie hierzu ein Diagramm Härte = f(auslagerungsdauer). Erklären Sie in diesem Zusammenhang auch die Begriffe Rückbildung und Überalterung. 3. Beschreiben Sie anhand eines Diagramms Festigkeit R p = f (Mengenanteil ß in %) die Änderung der Festigkeit einer zweiphasigen Legierung in Abhängigkeit von Menge und Verteilung der spröden Zweitphase. 6. Erläutern Sie, warum bei einer Fe-C-Legierung (z.b. Ck 45) beim Anlassen des Martensits die Festigkeit abfällt, während bei einer Al-Legierung (z.b. AlZnMgCu) beim Anlassen der unterkühlten, einphasigen übersättigten festen Lösung die Festigkeit ansteigt.

160 Ausscheidungshärtung Ausscheidungshärtung: Methode der Festigkeitssteigerung bei metallischen Werkstoffen durch speziellen Wärmebehandlungsprozess beruht auf der Erzeugung einer feindispersen Verteilung von Teilchen einer spröden Zweitphase (intermetallische Verbindung) in einer duktilen Matrixphase (Mischkristallphase) die feine Verteilung fester, kleiner Teilchen (Partikelgröße im nm- bzw. µm-bereich) führt zu einer äußerst wirksamen Behinderung der Bewegung von Versetzungen Widerstand gegenüber plastischer Verformung steigt stark an die Ausscheidungshärtung wurde erstmals bei der Entwicklung hochfester Aluminiumlegierungen erkannt (Al-Cu-Legierungen) und findet heute jedoch auch bei vielen anderen Legierungssystemen Anwendung

161 Ausscheidungshärtung Aushärtbare Aluminiumlegierungen: hochfeste Aluminiumlegierungen sind ausscheidungshärtbare (aushärtbare) Legierungen erreichbare Festigkeiten: R p0.2 = MPa

162 Ausscheidungshärtung Einfluss der Partikelverteilung auf die Festigkeit die Verteilung der Teilchen der spröden Zweitphase bestimmt entscheidend die Festigkeit der Legierung bei der Ausscheidungshärtung wird eine feindisperse Verteilung der Ausscheidungen erzeugt Skript: S. 175

163 Ausscheidungshärtung Voraussetzungen für ausscheidungshärtbare Legierungen mehrphasige Legierungen mit einer Mischkristallphase (duktil) und einer sehr festen Sprödphase (intermetallische Verbindung) deutlich abnehmende Löslichkeit des Legierungselementes mit abnehmender Temperatur z.b. eutektisches System mit intermetallischer Verbindung (Al-Cu) Aluminiumreiche Seite des Zustandsdiagramms Al-Cu:

164 Ausscheidungshärtung Technologischer Ablauf T (a) 1 2 Lösungsglühen (b) 2 3 Abschrecken (c) 3 4 Auslagern 2 T E wa 4 ka 3 1 t wa: warm auslagern ka: kalt auslagern Mikrostrukturentwicklung (1) α (2) (3) (4) (5) α Lösungsglühen Abschrecken Auslagern Altern β grob α ü Skript: S. 173 β fein

165 Ausscheidungshärtung Technologischer Ablauf Lösungsglühen Auflösen der im Gleichgewichtszustand grob ausgeschiedenen spröden Zweitphase Lösungsglühung erfolgt unterhalb der eutektischen Temperatur (keine Aufschmelzungen) Abschrecken an Legierungselementen übersättigter Mischkristall + hohe Leerstellendichte Auslagern Wiederausscheidung von Teilchen der spröden Zweitphase in feindisperser Verteilung

166 Ausscheidungshärtung Beispiel: Aluminiumlegierung Al 2024 (Al-4,4Cu-1,5Mg-0,6Mn) nach konventioneller Kalt- bzw. Warmaushärtung erreicht die 0,2%-Dehngrenze das 2,3-2,7fache der Dehngrenze im lösungsgeglühten Zustand eine Kaltverfestigung vor der Warmauslagerung führt sogar zur Vervierfachung der Dehngrenze

167 Ausscheidungshärtung der Wechselwirkungsmechanismus zwischen den Versetzungen und den Teilchen wird von der Art und Größe der Teilchen bestimmt Teichenarten Gitterstrukturen und Die Gleitsysteme von Teilchen und Matrix stimmen überein Gitterstrukturen und Gleitsysteme von Teilchen und Matrix stimmen nicht überein Skript: S. 64

168 Ausscheidungshärtung A) Schneiden (Cutting) kleine, kohärente Teilchen effektiver Teilchen durchmesser sinkt durch Schneidprozess B) Umgehen (BY-Passing) größere, kohärente Teilchen bzw. inkohärente Teilchen effektiver Teilchendurchmesser vergrößert sich durch Umgehungsprozess

169 Ausscheidungshärtung TEM-Aufnahmen der Versetzungsreaktionen (a) Schneiden hochwarmfeste NiCr-Legierung (b) Umgehen hochfester Feinkornstahl

170 Ausscheidungshärtung Änderung der kritischen Schubspannung in einer Gleitebene in Abhängigkeit von der Anzahl der Versetzungen

171 Ausscheidungshärtung Einfluss der Versetzungsreaktion auf die Art der Gleitverteilung Schneiden Umgehen Grobgleitung (inhomogene Gleitverteilung) - die Versetzungsbewegung konzentriert sich auf wenige Gleitebenen (GE) - hohe Abgleitbeträge in den GE Feingleitung (homogene Gleitverteilung) - die Versetzungsbewegung verteilt sich auf viele Gleitebenen (GE) - geringe Abgleitbeträge in den GE

172 Ausscheidungshärtung Einfluss der Teilchengröße auf den Wechselwirkungsmechanismus zwischen Versetzungen und ausgeschiedenen Teilchen Δ τ U ~ d 1 V β =konst. T A =konst. Δτ S 1/ 2 ~ d unteraltert überaltert

173 Ausscheidungshärtung Einfluss der Teilchengröße auf den Wechselwirkungsmechanismus zwischen Versetzungen und ausgeschiedenen Teilchen bei konstantem Volumenteil der spröden Zweitphase, gibt es eine kritische Teilchengröße d kritisch, für die die Verfestigungswirkung am größten wird die kritische Teilchengröße ist beim Übergang der Versetzungsreaktion Schneiden zum Umgehen erreicht die optimale Auslagerungszeit bei gegebener Temperatur ist erreicht, wenn die kritische Teilchengröße leicht überschritten wird (höchste Verfestigungswirkung bei gleichzeitig vorliegender Feingleitung)

174 Ausscheidungshärtung Beispiel: Kinetik der Ausscheidungshärtung für die Aluminiumlegierung Al 2024 (Al-4,4Cu-1,5Mg-0,6Mn) Optimale Auslagerungsbedingungen bei der Warmauslagerung: 12h 190 C

175 Ausscheidungshärtung Ausscheidungszustände beim Aushärten Skript: S. 174

176 Ausscheidungshärtung Gemeinsamkeiten und Unterschiede zwischen dem Vergüten von Stahl und der Ausscheidungshärtung von Aluminiumlegierungen Gemeinsamkeiten: Technologischer Ablauf: 1) Lösungsglühen (beim Vergüten von Stahl Austenitisieren) 2) Abschrecken 3) Auslagern (beim Vergüten von Stahl Anlassen) Unterschiede: - bei der Ausscheidungshärtung erfolgt keine Gitterumwandlung - im abgeschreckten Zustand der Ausscheidungshärtung ist das Material sehr weich, da die Verfestigung erst mit der Ausscheidung der Teilchen erfolgt - beim Vergüten von Stahl erreicht der Stahl die höchste Härte im abgeschreckten (gehärteten) Zustand; das anschließende Anlassen führt zur Verringerung der Festigkeit bei gleichzeitiger Zunahme der Zähigkeit

177 Übung Grundlagen der Werkstoffe Thema: Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe

178 Musterfragen zu Grundlagen der Werkstoffe Musterfragen: Lehre Skripte Musterfragen Eigenschaften von Werkstoffen und deren Prüfung (Pkt.4), Fragen 7, 9, 13 und Was muss vom Standpunkt der Versetzungstheorie grundsätzlich getan werden, wenn die Festigkeit metallischer Werkstoffe erhöht werden soll? 9. Verfestigung entsteht im Allgemeinen durch die Behinderung der Versetzungsbewegung. Geben Sie in der folgenden Tabelle die metallkundlichen Mechanismen, Hindernisse, Abhängigkeiten, Werkstoffe und Verarbeitungen an, um eine Verfestigung des Werkstoffes zu erreichen. Mechanismus Hindernis Abhängigkeit Werkstoffe Verarbeitung Mischkristallhärtung Fremdatome Fremdatomkonzentration Legierungen Legieren Welche Rolle spielt die Korngröße für das Festigkeits- und das Bruchverhalten von Stählen? Was versteht man unter Feinkornstählen?

179 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Festigkeit metallischer Werkstoffe bei duktilen (plastisch verformbaren Werkstoffen) Widerstand gegenüber plastischer Verformung 0,2%-Dehngrenze R p0.2 bzw. Streckgrenze Hookesche Gerade (elastische Verformung) elastisch=reversibel plastisch=irreversibel Plastische Verformung Skript: S. 72

180 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Spannungs-Dehnungs-Diagramme metallischer Werkstoffe Duktiles Werkstoffverhalten Sprödes Werkstoffverhalten Spannung [MPa] Spannung [MPa] Dehnung [%] Dehnung [%] a: 0,2%-Dehngrenze, b: Zugfestigkeit, c: Bruchdehnung Skript: S. 94

181 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Plastische Verformung τ theor = ( ) x τ krit Plastische Verformung besteht in einer sukzessiven Bewegung von Versetzungen unter Wirkung einer Schubspannung τ>τ krit, gleichzeitig entstehen neue Versetzungen (Verfestigung) Skript: S. 73

182 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Einsatz von Gitterfehlern zur Festigkeitssteigerung R = R + ΔR + ΔR + ΔR + p p,min p,v p,kg p,mkr ΔR p,t Verfestigung: Erhöhung des Widerstandes gegenüber plastischer Verformung durch Verringerung der Versetzungsbewegung und -erzeugung Skript: S. 71/86

183 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Gitterfehler 0-dimensionale (punktförmige) Defekte Fremdatome Zwischengitteratome Substitutionsatome Leerstellen 1-dimensionale (linienförmige) Defekte Versetzungen Stufenversetzungen Schraubenversetzungen Mischversetzungen 2-dimensionale (flächenhafte) Defekte Korngrenzen 3-dimensionale (räumliche) Defekte Teilchen einer Zweitphase (Ausscheidungen) Skript: S. 65

184 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Fremdatome (0-dimensionale Gitterfehler) Substitutionsatom Zwischengitteratom Skript: S. 56

185 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Einfluss von Punktdefekten auf die 0,2%-Dehngrenze Beispiel: Einfluss der Fremdatomkonzentration in Stahl MISCHKRISTALLVERFESTIGUNG ΔR Mkr p, = a G c ΔR = Erhöhung der Streckgrenze a = Konstante=f(Atomdurchmesser) G = Schubmodul c = Konzentration der Fremdatome Skript: S. 67

186 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Versetzungen (1-dimensionale Gitterfehler) Entstehung von Stufenversetzungen (schematisch) Skript: S. 58

187 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Modellvorstellung zur Versetzungsbewegung Skript: S. 60

188 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Versetzungsmultiplikation durch eine Frank-Reed-Quelle Ausbildung von Versetzungsringen Skript: S. 74

189 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Einfluss der Versetzungsdichte auf die 0,2%-Dehngrenze Beispiel: Versetzungsdichte in Kupfer KALTVERFESTIGUNG r ΔR p, V = β G b ρ ΔR = Erhöhung der Streckgrenze β = Konstante G = Schubmodul ρ = Versetzungsdichte Skript: S. 68

190 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Korngrenzen (2-dimensionale Gitterfehler) Großwinkelkorngrenze Kleinwinkelkorngrenze Skript: S. 63

191 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Einfluss der Korngröße auf die 0,2%-Dehngrenze FEINKORNVERFESTIGUNG Hall-Petch-Beziehung ΔR k d 2 p, KG = = k 1 1 d ΔR = Erhöhung der Streckgrenze k = Konstante d = mittlerer Korndurchmesser Skript: S. 69

192 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Kleine Ausscheidungen (Teilchen) einer spröden Zweitphase (3-dimensionale Gitterfehler) Skript: S. 64

193 Ausscheidungshärtung Einfluss der Partikelverteilung auf die Festigkeit die Verteilung der Teilchen der spröden Zweitphase bestimmt entscheidend die Festigkeit der Legierung bei der Ausscheidungshärtung wird eine feindisperse Verteilung der Ausscheidungen erzeugt Skript: S. 175

194 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Einfluss der Teilchengröße auf die 0,2%-Dehngrenze Beispiel: Niobkarbid-Ausscheidungen in Stahl AUSSCHEIDUNGSHÄRTUNG ΔR p,t = α r G b f d 1 3 ΔR = Erhöhung der Streckgrenze α = Faktor für Teilchenverteilung f = Volumenanteil d = Teilchendurchmesser Skript: S. 70

195 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Übersicht Verfestigungsmechanismen Mechanismus Hindernis Abhängigkeit Werkstoffe Verarbeitung Mischkristallverfestigung Fremdatome (0-dimensional) Fremdatomkonz. Legierungen (Stahl, Al-Leg.) Legieren Versetzungsverfestigung (Kaltverfestigung) Korngrenzenverfestigung (Feinkornverfestigung) Ausscheidungsverfestigung Umwandlungshärtung Versetzungen (1-dimensional) Korngrenzen (2-dimensional) Ausscheidungen (3-dimensional) Versetzungsdichte Korngröße mittlerer Teilchenabstand Reine Metalle und Legierungen Reine Metalle und Legierungen Ausscheidungshärtbare Legierungen Martensit Volumenanteil Martensitbildner (Stahl) Kaltumformung Rekristallisation Wärmebehandlung Härten

196 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Entfestigung Verringerung der Festigkeit durch Erholung und Rekristallisation bzw. Kornwachstum bzw. Teilchenwachstum Skript: S. 86

197 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Entfestigung Erholung und Rekristallisation 1 Ausgangszustand VD: 10 6 cm/cm Verfestigung 2 verformt VD: cm/cm 3 3 erholt 4 teil-rekristallisiert 5 rekristallisiert 6 Kornwachstum 5 6 Entfestigung Skript: S. 87

198 Verfestigungsmechanismen metallischer Werkstoffe Erholung und Rekristallisation (Beispiel: Cu30Zn) (a) Ausgangszustand, Raumtemperatur (b) 40% Verformung, Raumtemperatur (a) (b) VERFESTIGUNG (c) 40% Verformung, Glühung 3h/300 C (d) 40% Verformung, Glühung 3h/500 C (c) (d) ENTFESTIGUNG Skript: S. 89