2 Metallische Werkstoffe

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1 Metallische Werkstoffe Seite Metallische Werkstoffe 2.1 Eisenbasiswerkstoffe Reines Eisen ist sehr weich und verformbar (ca. 60 HV, A = 50 %, Z = 80 %) und findet aufgrund seiner magnetischen Kennwerte in der Elektrotechnik Anwendung. Das wichtigste Legierungselement des Eisens ist der Kohlenstoff (C). Legierungen des Typs Fe-C bilden die Gruppe der Stähle (bei hohen C-Gehalten des Gusseisens), die im Maschinenbau nach wie vor wichtigste Werkstoffgruppe. Die starke Verbreitung der Stähle beruht auf den vielfältigen Möglichkeiten den Werkstoff durch eine gezielte Wärmebehandlung bzw. den Zusatz geeigneter Legierungselemente an die unterschiedlichsten Anforderungen anzupassen. Durch einfache und kostengünstige Wärmebehandlungsverfahren kann z.b. die Zugfestigkeit eines unlegierten Stahles mit 0.45 % Kohlenstoffanteil zwischen 600 und 1600 MPa eingestellt werden. Eisenbasiswerkstoffe weisen die größte Variationsbreite der Festigkeit auf. Sie sind mit sehr vielen metallischen bzw. nichtmetallischen Elementen legierbar, wodurch die Festigkeit, Zähigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Warmfestigkeit, Verschleissfestigkeit usw. in weiten Grenzen variiert werden kann, so dass die Werkstoffe optimal an die verschiedensten Bauteilanforderungen angepasst werden können. Eisenbasiswerkstoffe sind ohne Einschränkung stofflich wiederverwendbar, da der Schrott ohne nachteilige Auswirkungen auf die Werkstoffeigenschaften beliebig oft eingeschmolzen werden kann Gewinnung des Eisens Eisen ist das vierthäufigste Element in der Erdkruste (ca. 5 %) und liegt wie die meisten Metalle in mineralischer Form in der Erdrinde vor. Da es sich um Mischungen mehrerer Mineralien handelt, spricht man von Erzen. Die wichtigsten eisenhaltigen Minerale in Eisenerzen sind die Oxide: Hämatit (Fe ) und Magnetit (Fe 3 O 4 ). Durch metallurgische Massnahmen werden aus diesen chemischen Verbindungen die reinen Metalle gewonnen. Der Herstellungsprozess vollzieht sich im allgemeinen in drei Teilschritten: Erzaufbereitung, womit ein metallreicheres Konzentrat und/oder ein für die weiteren Verfahrensschritte besser präpariertes Erz erzeugt wird. Gewinnung des Rohmetalls, was sowohl auf die Freisetzung des Metalls aus seiner chemischen Verbindung als auch auf eine Entfernung der Verbindungen anderer Metalle (Gangart) hinausläuft. Raffination des Rohmetalls bis zur gewünschten Reinheit, d.h. möglichst weitgehende Entfernung unerwünschter Begleitelemente. Die Herstellung von Gusseisen und Stahl geht in erster Linie von im Hochofen erzeugtem Roheisen aus, hinzu kommt der in großen Mengen wiederverarbeitete Schrott. Die Hauptreaktion des Hochofenprozesses besteht in der Reduktion von Eisenerz zu einer stark verunreinigten und kohlenstoffreichen Eisenschmelze, dem Roheisen (Verhüttung).

2 Metallische Werkstoffe Seite 2.2 Der wird dabei von oben wechselweise mit Erz zuzüglich Zuschlägen (Möller) und Koks beschickt. Der Koks dient einerseits als Brennstoff zur Erzeugung der hohen Reaktions- bzw. Schmelztemperaturen, andererseits zur Erzeugung von Kohlenmonoxid CO, das im Hochofenprozess als Reduktionsmittel wirkt. Die Eisenreduktion vollzieht sich mit Hilfe von Kohlenmonoxid CO, das dabei zu C0 2 oxidiert wird. Der intensive Kontakt des reduzierten Eisens mit Kohlenstoff hat eine Aufkohlung des Eisens bis zu etwa 4% C zur Folge, womit eine merkliche Erniedrigung des Schmelzpunktes verbunden ist. Schmelzende Schlacke und schmelzendes Roheisen sammeln sich im untersten Hochofenbereich, wobei sie sich dort aufgrund ihrer unterschiedlichen Dichte trennen. Das vom Hochofen gelieferte Roheisen wird überwiegend zu Stahl weiterverarbeitet. Roheisen ist als Konstruktionswerkstoff unbrauchbar, da es durch die hohen Gehalte, insbesondere an Kohlenstoff und Phosphor, hart und spröde ist. Wegen der fehlenden Zähigkeit müssen die versprödend wirkenden Eisenbegleiter Heißluft (1100 C) Schlacke Kohlenstoff, Phosphor, Schwefel, zum Teil auch Mangan und Silizium durch Verbrennen aus dem Roheisen entfernt werden. Dieser Oxidationsvorgang wird Frischen genannt. Das Ergebnis der Frischvorgänge im Roheisen ist dann Stahl. Die Stahlerzeugung hat sich im Laufe der letzten Jahre stark gewandelt. Die bis etwa 1960 seit einem knappen Jahrhundert die Stahlherstellung beherrschenden Verfahren nach Bessemer und Thomas auf der einen und nach Siemens-Martin auf der anderen Seite sind durch sauerstoffblasende Konverter und elektrisch einschmelzende Öfen (Elektrostahl) fast vollständig verdrängt worden. Eine ähnliche Entwicklung hat auch die Einführung des kontinuierlichen Stranggießens anstelle des sonst üblichen Blockgießens genommen. Das Stranggießen hat selbst einen nicht unbedeutenden Einfluss auf die Stahlherstellungsverfahren ausgeübt. Bei diesem Verfahren wird die Stahlschmelze nicht wie üblich in Blöcke oder Brammen vergossen, sondern in eine wassergekühlte Kupferkokille gegossen und als Endlosstrang abgezogen. Die Kokillenform kann dabei optimal der jeweiligen Halbzeugform angepasst werden. Daraus ergeben sich einige signifikante Vorteile, die diesem Verfahren in den letzten Jahrzehnten zu einer weiten Verbreitung verholfen haben: kein Block- oder Brammenwalzwerk notwendig hohe Abkühlungsgeschwindigkeit sorgt für homogene (seigerungsfreie) Qualität höhere Ausbringung (nur ein verlorenes Kopfstück) Möller (Erz, Zuschläge) + Koks Gicht Schacht Rast Gestell Heißluft (1100 C) Roheisen Trocknen, Vorwärmen Reduzieren (indirekt) Reduzieren (direkt) Schmelzen Aufkohlen 200 C 400 C 1000 C C 1600 C 1400 C

3 Metallische Werkstoffe Seite 2.3 Die Qualität eines Stahles wird vor allen Dingen von seinem Gehalt an unerwünschten, d.h. schädlichen Begleitelementen bestimmt. Die Verunreinigungen bewirken im wesentlichen eine Versprödung des Werkstoffs (Phosphor, Sauerstoff), so dass die Gehalte möglichst gering gehalten werden müssen. Schwefel bildet mit dem Fe das niedrig schmelzende Eisensulfid FeS, welches sich als Korngrenzbelag ausscheidet. Die massgebenden Eigenschaften von Eisensulfid, nämlich Sprödigkeit und niedriger Schmelzpunkt, bewirken bei dieser Anordnung Bruchempfindlichkeit sowohl bei niedrigeren als auch bei höheren Temperaturen. Die Niedrigtemperaturbrüchigkeit zeigt sich beim Warmverformen oberhalb 800 C und wird dann als Rotbrüchigkeit bezeichnet. Die Hochtemperatur- FeS als Korngrenzenbelag MnS-Einschlüsse oder Heissbrüchigkeit setzt oberhalb 1200 C mit dem Schmelzen des FeS ein. Die Heissrissempfindlichkeit von S-haltigem Eisen ist nicht nur für die Warmverformbarkeit, sondern auch für die Gieß- und Schweissbarkeit überaus schädlich. Neben der Absenkung des Schwefelgehaltes besteht durch die Zugabe von Mn die Möglichkeit den Schwefel in MnS zu überführen. Da dieses Sulfid einen deutlich höheren Schmelzpunkt hat, scheidet es sich in globularer Form im Korn aus, so dass die Versprödung gemindert wird. Die Roheisen- oder Stahlschmelze nimmt Stickstoff aus der Atmosphäre vor allem beim Abstechen oder Gießen auf. Stickstoff verursacht bei Gehalten über 0.01% die als Alterung bezeichnete Versprödung von Stahl, die auf einer Blockierung von Gleitversetzungen durch Wolken von N-Atomen beruht. Die Blockierungswirkung ist im Temperaturbereich um 300 C besonders effektiv, weil die Stickstoffatome nun eine Beweglichkeit erlangt haben, die sie zu permanenter Versetzungsblockierung befähigt. Da im Fall eines Sprödbruchs die frische Bruchfläche bei dieser Temperatur blau anläuft, wird die Versprödung bei 300 C auch als Blausprödigkeit bezeichnet. Die durch Stickstoff verursachte Sprödbruchanfälligkeit von Stahl kann ebenfalls durch Abbinden des Stickstoffs mit einem entsprechend affinen Zusatz unterbunden werden (Aluminium, Titan und Niob). Wasserstoffatome werden im Fe-Gitter auf Zwischengitterplätzen gelöst und bewirken trotz ihrer geringen Größe eine Gitteraufweitung bzw. -verspannung. Die H-Atome sitzen dabei vorzugsweise an Gitterfehlstellen, wie Versetzungen und inneren Grenzflächen wie Korn- und Phasengrenzen. Dabei besteht die Möglichkeit der Rekombination zu Wasserstoffmolekülen. Eine Wasserstoffaufnahme ist auch bei niedrigeren Temperaturen möglich, wenn sich der Wasserstoff an der Eisenoberfläche infolge einer chemischen oder elektrochemischen Reaktion atomar entwickelt (Säurebeizen, Wasserstoffkorrosion, bei kathodischem Reinigen oder galvanischem Beschichten). Der Wasserstoff kann zu Rissbildungen führen. Der schädliche Einfluss kann in zwei sehr unterschiedlichen Erscheinungen zutage treten: in Form sog. Flockenrisse an meist großen Schmiedeteilen vor allem aus niedriglegierten CrNioder CrMn-haltigen Stählen an hochfesten Stählen als sog. Wasserstoffversprödung oder besser H-induzierte Rissbildung.

4 Metallische Werkstoffe Seite 2.4 Bei den in einem Stahlgefüge vorhandenen nichtmetallischen Einschlüssen oder Schlacken handelt es sich in erster Linie um die nicht mehr zur Abscheidung aus der Schmelze gelangten Desoxidations- und Entschwefelungsprodukte des Siliziums, Mangans und Aluminiums, i.d.r oxidische (SiO 2, MnO, Al 2 O 3 ) oder sulfidische (MnS) Verbindungen. Der Einfluss solcher in der Schmelze unlöslicher Einschlüsse auf die Stahleigenschaften hängt von deren Art und Menge, insbesondere aber auch von ihrer Teilchengröße, -form und -anordnung ab. So kann das harte Aluminiumoxid (Tonerde) in größerer Menge einen erheblichen Werkzeugverschleiß bei der zerspanenden Weiterverarbeitung nach sich ziehen. Im Fall stark gerichteter Warmverformung ordnen sich die Einschlüsse, allen voran das plastische Mn-Sulfid, zeilig an. Dieses Zeilengefüge wird häufig auch Rißverlauf Kerbschlagprobe zeiliger Einschluß als Faser (Walz-, Schmiedefaser) bezeichnet. Die zeilige Anordnung wirkt sich hinsichtlich Festigkeit und Zähigkeit in Zeilen- bzw. Verformungsrichtung kaum, quer und vor allem senkrecht dazu jedoch je nach Ausprägung mindernd bis katastrophal aus. Grobe Einschlüsse können bei dynamischer Beanspruchung besonders in hochfesten Gefügen zur Rissbildung führen. Schließlich wird die Polierbarkeit eines Stahles, die beispielsweise bei der Herstellung bestimmter Formwerkzeuge wichtig ist, entscheidend von seinem Gehalt an Einschlüssen bestimmt. Es ist einsichtig, dass solche Einschlüsse je nach Menge und Größe die Qualität einer polierten Oberfläche beeinträchtigen würden.

5 Metallische Werkstoffe Seite Metallkundliche Grundlagen des Eisens Die Abkühl- und Aufheizkurve von reinem Eisen zeigt eine Besonderheit, die für die Stahllegierungen von besonderer Bedeutung ist. Nach Unterschreiten der Schmelztemperatur (1536 C) kristallisiert das Eisen zunächst in krz-form (d -Eisen). Unterhalb von 1392 C stellt sich dann aber eine kfz- Gitterform ein (g -Eisen). Erfasst man das thermische Verhalten dilatometrisch über die Volumenänderung, so äussert sich die Änderung in der Kristallkonfiguration durch eine sprunghafte Verminderung des Volumens im austenitischen (kfz) Zustand, deren Ursache in der höheren Packungsdichte des kfz-gitters gegenüber dem krz- Gitter begründet ist. Das kubischraumzentrierte Gittersystem enthält 9 Atome je Gitterzelle. Die kfz-elementarzelle enthält dagegen 14 Eisenatome und besitzt demnach eine deutlich größere Packungsdichte. Bei einer weiteren Abkühlung unter 906 C wandelt das Gefüge erneut in einen krz- Gittertyp um (a -Eisen). Der bei 769 C auftretende Haltepunkt wird als CURIE-Punkt bezeichnet. Sein Auftreten ist nicht mit einer Gitterumwandlung verbunden, sondern zeigt an, dass das Eisen ferromagnetisch wird. Die wichtigsten Phasen des Eisens und der entsprechenden Eisen-Kohlenstofflegierungen werden wie folgt bezeichnet: Temperaturbereich (C) Austenit (kfz) Ferrit (krz) Kurzbezeichnung Bezeichnung Gitterstruktur Bemerkung δ-eisen (δ-)ferrit krz γ-eisen Austenit kfz unmagnetisch unterhalb 906 α-eisen Ferrit krz magnetisch

6 Metallische Werkstoffe Seite 2.6 Die verschiedenen Umwandlungspunkte äußern sich in der Abkühl- und Aufheizkurve in den für reine Metalle typischen Haltepunkten (Index A für Arret = Stillstand). Die Lage der Punkte ist aufgrund der thermischen Hysterese richtungsabhängig, so dass sie häufig noch richtungsabhängig indiziert werden: A c - Haltepunkte bei Erwärmen, c = chauffage A r - Haltepunkte bei Abkühlen, r = refroidissement Diese schon beim thermischen Gleichgewicht auftretenden Unterschiede werden um so größer, je weiter man sich vom Gleichgewichtszustand entfernt und je größer die Menge an Legierungs- und Begleitelementen ist. Größere Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten bzw. zunehmender Legierungsgehalt verschieben die Haltepunkte erheblich Eisen-Kohlenstoff Legierungen Aufgrund des Verhältnisses der Atomradien der beiden Elemente wird der Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen im Fe-Gitter eingelagert und ist demnach nur in begrenztem Umfang in dem jeweiligen Fe-Gitter löslich. Die verschiedenen Eisenmodifikationen verfügen allerdings über unterschiedlich große Gitterlücken, in denen der Kohlenstoff eingelagert werden kann. Die höhere Packungsdichte des Austeniten bedingt einen deutlich größeren Abstand der Eckatome, so dass die Gitterlücken auf den Würfelkanten der kfz-elementarzelle größer sind als die Lücken im krz Grundgitter. Da der Atomradius der C-Atome mit 80 pm in jedem Fall größer als die Gitterlücken im Fe- Gitter ist, treten bei Fe-C-Mischkristallen immer starke Gitterverzerrungen auf und es werden insbesondere beim krz-gitter nur wenige der theoretisch möglichen Gitterplätze besetzt. Die temperaturabhängige C-Löslichkeit in den verschiedenen Gittermodifikationen zeigt das nebenstehende Bild. Wird durch Abkühlung die Lösungsfähigkeit von Eisen für Kohlenstoff überschritten, so werden entweder elementarer Kohlenstoff mit Graphitstruktur oder metastabile Verbindungsphasen von Eisen mit Kohlenstoff (Karbide) ausgeschieden.

7 Metallische Werkstoffe Seite Eisen-Kohlenstoff-Schaubild (EKS) Die Legierungseigenschaften des Typs Fe-C lassen sich in einem binären Zustandsschaubild darstellen. Wie für die Zustandsschaubilder typisch, gibt es die Verhältnisse im Gleichgewichtszustand, d.h. bei langsamer Temperaturänderung mit hinreichend langen Haltezeiten, wieder. Obwohl diese Verhältnisse in der Praxis i.d.r. nicht vorhanden sind, lassen sich die grundlegenden Eigenschaften der Legierung aus dem EKS ableiten. Im EKS wird nur ein kleiner Teilbereich des gesamten Zustandsschaubildes wiedergegeben, da FeC-Legierungen nur bis zu einem gewissen C-Gehalt von technischer Bedeutung sind. Die Ursache dafür ist, dass der Kohlenstoff im Eisen i.d.r. nicht in elementarer Form vorliegt, sondern als Karbid. Zur Bildung dieser Karbidphasen ist vor allem im festen Zustand eine geringere Keimbildungsarbeit als zur reinen Kohlenstoffausscheidung (Graphit) erforderlich, so dass bei der Ausscheidung von Kohlenstoff aus einem C-übersättigten Mischkristall im allgemeinen ein Karbid entsteht. Das Eisenkarbid ist eine Verbindungsphase, d.h. die Elementzusammensetzung steht in einem festen sog. stöchiometrischen Verhältnis. Es wird in der Regel als Fe 3 C ausgeschieden und als Zementit bezeichnet. Die Verbindungsphase Zementit ist hart und spröde (Härte ca HV) und zersetzt sich erst bei hohen Temperaturen. Dies bedeutet, dass in der Praxis das metastabile Fe-Zementit-Schaubild eine größere Rolle spielt. Der Begriff metastabil kennzeichnet lediglich einen bestimmten thermodynamischen Zustand und darf nicht mit unstabil im Sinne von weniger haltbar gleichgesetzt werden. Da bei der Verbindungsphase der Gehalt an Legierungselementen festliegt, kann der C-Gehalt direkt dem Fe 3 C-Gehalt zugeordnet werden. Aus diesem Grund kann als Abszisse sowohl Kohlenstoff als auch Fe 3 C gewählt werden. Da der Kohlenstoffgehalt von 6,67 % reinem Zementit entspricht, endet das EKS an dieser Stelle. Da Stähle i.d.r. durch den Kohlenstoff-, und nicht durch den Fe 3 C-Gehalt charakterisiert werden, wählt man auch im Fe-Fe 3 C-Schaubild als Konzentrationsangabe den Kohlenstoffgehalt. Das stabile und metastabile Fe-C-Schaubild ist als Anlage beigefügt. Aufgrund der größeren technischen Bedeutung beziehen sich die nachfolgenden Ausführungen allerdings nur auf das metastabile Zustandsschaubild. Beim EKS handelt es sich um Legierungssysteme mit beschränkter Löslichkeit der Legierungskomponente Kohlenstoff im Eisen-Grundgitter. Im Schaubild sind zum besseren Verständnis die Diagrammpunkte mit Buchstaben A bis Q gekennzeichnet. Das EKS ist aus einem: eutektischen (Punkt C), eutektoiden (Punkt S) periteklischen (Punkt J) Teilschaubild aufgebaut. Die als Stähle bezeichneten Eisenwerkstoffe weisen im allgemeinen Kohlenstoffgehalte bis höchstens 2 % und eine metastabile Phasenausbildung auf. Die Begrenzung auf 2 % C ist dadurch begründet, dass diese Legierungen noch durch Erwärmen unter Lösung des gesamten Anteiles an spröder Zweitphase Fe 3 C in den gut verformbaren (schmiedbaren), einphasigen, kubischflächenzentrierten Austenit übergeführt werden können. Neben Kohlenstoff enthalten Stähle immer einen nicht genannten, genügend großen Anteil an Zusätzen, die die metastabile Gefügeausbildung sichern.

8 Metallische Werkstoffe Seite 2.8 d d + g A Eisen-Kohlenstoff-Schaubild (metastabiles System) Zementitgehalt N H J B S + δ Schmelze D G g E S + γ γ + C Fe 3 C S + Fe C 3 F Temperatur (C) 8 00 α α+γ Q P O S K Fe C α Kohlenstoffgehalt Stähle Gußeisen

9 Metallische Werkstoffe Seite 2.9 Als wesentliche Wirkungen des Kohlenstoffs im EKS ergibt sich mit zunehmendem Gehalt: Abnahme der Schmelztemperatur der Fe-C-Legierungen (Liquiduslinie ABC), Absinken der A 3 -Temperatur (Linie GOS, die auch A 3 -Linie genannt wird), unterhalb der die γ nach α-umwandlung erfolgt. Erhöhung der A 4 -Temperatur (Linie NJ). Damit gehört Kohlenstoff zu den Elementen, die den Austenitbereich erweitern oder den austenitischen Zustand stabilisieren Eutektoide Umwandlung Ein mit 0.8 % C eutektoid zusammengesetzter, einphasiger Fe-C-Mischkristall γ befindet sich bei 723 C (Punkt S) in einem an C gesättigten Zustand. Eine Unterkühlung führt zur Übersättigung des γ-mischkristalls an C, und der γ-mischkristall wird nun, wie bei einer eutektischen Reaktion, in die bei dieser Temperatur existierende eisenreiche und kohlenstoffreiche Phase in einer feinen, lamellaren Anordnung umgewandelt. Die eisenreiche Phase ist in diesem Fall ein α-mischkristall der Zusammensetzung P (0.02 % C) und die kohlenstoffreiche Phase wiederum Zementit der Zusammensetzung K (6,67 % C). Das so entstandene charakteristische Gefüge wird Perlit genannt. Eutektische und eutektoide Phasenumwandlungen stimmen in ihrem Reaktionsablauf vollständig ü berein mit dem Unterschied, dass im ersten Fall die Ausgangsphase flüssig, im zweiten Fall fest ist. In den Austenitkörnern des Ledeburits vollzieht sich bei Unterschreiten der eutektoiden Temperatur noch die eutektoide Umwandlung in Perlit, so dass das ledeburitische Gefüge bei Raumtemperatur aus einem feinen Gemenge von Zementit und Perlit besteht, der sich seinerseits als zweiphasige Struktur aus Lamellen von α und Fe 3 C zusammensetzt. T 1 T a+g 0 G 0.01 Q P 0.6 g eutektoider Stahl (perlitisches Gefüge) 0.8 S 1.1 Perlit

10 Metallische Werkstoffe Seite 2.10 Die Keimbildung für die Perlitumwandlung beginnt im allgemeinen an einer Austenitkorngrenze mit einem in das Austenitkorn wachsenden Fe 3 C-Keim. Neben diesem Keim vermindert sich die C-Konzentration im Austenit erheblich, so dass hier α-keime entstehen können. Die Umwandlung in Ferrit hat eine Erhöhung der C-Konzentration im umgebenden Austenit zur Folge, wodurch dort nun wiederum die Zementitkeimbildung gefördert wird. Das Wachsen dieser Perlit-Keime in das Austenitkorn mit einer fortschreitenden Reaktionsfront, in der die für die Perlitumwandlung erforderliche C-Diffusion sehr rasch erfolgt, veranlasst so eine fortwährende, weitere und sich seitlich ausbreitende Keimbildung. Auf diese Weise erfolgt die Perlitumwandlung durch das Wachsen sog. Perlitkolonien, wobei sich mehrere voneinander unabhängige Kolonien in einem γ-korn ausbreiten können. Ferritund Zementitlamellen innerhalb einer Kolonie stehen in ihren kristallographischen Ausrichtungen zueinander stets in einer festgelegten Beziehung, während eine solche Orientierungsabhängigkeit zu dem γ-korn, in das die Perlitlamellen vordringen, nicht besteht. Der Abstand der Perlitlamellen nimmt mit zunehmender Unterkühlung ab, so dass bei hohen Umwandlungstemperaturen grob lamellare, bei tieferen fein- bis feinstlamellare Strukturen entstehen Untereutektoide Umwandlung Die untereutektoide Umwandlung (C<0.8 %) wird am Beispiel eines Stahls mit einem C-Gehalt von etwa 0.4 % beschrieben. Bei der Temperatur T 1 liegt die einphasige γ- Phase (Austenit) vor und der gesamte Kohlenstoff von 0.4% ist im kfz-gitter gelöst. Mit Erreichen der Linie GS, ist die Legierung an Fe gesättigt, so dass bei Unterschreiten dieser Temperatur die eisenreiche Phase α gebildet. Die Keimbildung der kohlenstoffarmen α-körner erfolgt an den Korngrenzen der γ-phase. Vor den sich beim T 1 G 0.01 Wachsen der α-keime ausbreitenden Korngrenzen diffundiert der überschüssige, im α-gitter T S nicht lösliche Kohlenstoff in das verbleibende Austenitgitter und erhöht dort den Kohlenstoffgehalt auf einen für die jeweilige Temperatur durch die GS-Linie gegebenen Wert. Für eine Temperatur P Q 0.8 T 2 ergibt sich ein Mengenverhältnis von etwa 33 % α und 67 % γ-phase (abgewandte Hebel) und C-Gehalte von 0.01 % im Ferrit- und 0.6 % im Austenitgitter. Die sich in das Austenitkorn hineinbewegende α-korngrenze schiebt eine Zone erhöhter Kohlenstoffkonzentration vor sich her. Der Gitterumbau kfz in krz erfolgt unmittelbar nach Abdiffusion des Kohlenstoffs, also in der wandernden α/γ-grenzfläche. Ausscheidungsvorgänge, insbesondere im festen Zustand, verlaufen stets nach einem solchen Schema und bedürfen entsprechend langer Zeiten.

11 Metallische Werkstoffe Seite 2.11 Unmittelbar vor der Linie PS beträgt die C- Konzentration im Austenit ungefähr 0.8 %. Das Gefüge besteht dann zu etwa 50% aus voreutektoidem Ferrit und zu 50% aus Austenit eutektoider Zusammensetzung. Dieser Austenit wandelt bei Unterschreiten der Phasengrenzlinie eutektoid zu Perlit um. Das Ergebnis ist ein ferritischperlitischer Gefügezustand, der in seiner Entstehung und seinem Aussehen dem einer untereutektischen Legierung entspricht. Dieses Gefüge ist typisch für Stähle mittleren C-Gehaltes, die aus einem austenitisierten Zustand an Luft abgekühlt wurden. Mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt nimmt der Anteil an Ferrit im Gefüge zu. Ferrit Ferrit-Perlit Gefüge

12 Metallische Werkstoffe Seite Übereutektoide Umwandlung Die übereutektoide Umwandlung (C>0.8 %) wird am Beispiel eines Stahls mit einem C-Gehalt von etwa 1.1 % beschrieben. Der Austenit ist mit Erreichen der Linie SE, an Kohlenstoff gesättigt und scheidet bei Unterschreiten dieser Sättigungslinie an den Korngrenzen voreutektoiden Zementit aus. Der Kohlenstoffgehalt im Austenit verringert sich dabei entsprechend seiner Sättigungslinie ES und erreicht bei Linie KS wiederum eine eutektoide Zusammensetzung. Bei weiterer Abkühlung folgt die eutektoide Umwandlung des Austenits in Perlit. Die Gefügezusammensetzung kann ebenfalls wieder über das Hebelgesetz bestimmt werden. Dabei zeigt sich, dass der vorliegende Stahl mit 1.1 % C in seinem Gefüge bereits: Menge Zementit bei T 2 = ( C-Gehalt - S) / ( K - S) = ( ) / ( ) = 5.1 % der voreutektoid ausgeschiedenen spröden Fe 3 C-Phase enthält. Nach Unterschreiten der Linie SK wandelt der restliche Austenit in Perlit um. Damit erhöht sich der Anteil an der spröden Fe 3 C- Phase: Menge Zementit bei T 2 = ( C-Gehalt - P) / ( K - P) = ( ) / ( ) = 16 % Der übereutektoide Stahl ist demzufolge wegen mangelnder Verformbarkeit bzw. Zähigkeit für Bauteile i.d.r. ungeeignet. Aufgrund der hohen Härte besitzt er allerdings eine beachtliche Verschleißfestigkeit und wird daher typischerweise für Werkzeuge eingesetzt. T 1 T a+g 0 Q G P 0.02 g 0.8 S 1.1 E Perlit mit Korngrenzzementit

13 Metallische Werkstoffe Seite Gusseisen Bei einem C-Gehalt von mehr als 2.06 % spricht man bei den FeC-Legierungen vom Gusseisen. Die dabei ablaufenden Umwandlungsvorgänge werden am Beispiel einer FeC-Legierung mit einem C- Gehalt von etwa 3 % beschrieben. Aus der Schmelze mit 3 % C wird bei Unterschreiten der Liquiduslinie BC die nächste bei dieser Temperatur existierende eisenreiche Gleichgewichtsphase ausgeschieden, im vorliegenden Fall also Austenitkörner. S + γ Bei realen Erstarrungsvorgängen bildet sich das Austenitkorn in dendritischer Form aus. Die vor der Soliduslinie vorhandene Restschmelze weist eutektische Zusammensetzung auf und erstarrt bei Unterkühlung ledeburitisch. Während Austenit + Fe C 3 der Abkühlung verringert sich der C- S Gehalt in den austenitischen Gefügebereichen gemäß der Linie ES von 2 % auf Perlit + Fe C % wobei der Fe 3 C an den Korngrenzen des Austenits ausgeschieden wird. Bei Erreichen der Linie KS besitzt der Austenit eine eutektoide Zusammensetzung und wandelt bei weiterer Abkühlen in Perlit um. Die hier beschriebenen Umwandlungsvorgänge und die dabei entstandenen Gefüge bilden sich bei langsamer Abkühlung z.b. an Luft. Sie können daher als gleichgewichtsnah betrachtet werden. Dennoch ist zu beachten, dass die infolge der Perlitreaktion entstandene Lamellenstruktur der Phasen Ferrit und Zementit wegen der sehr großen gemeinsamen Phasengrenzfläche nicht dem thermodynamischen Gleichgewicht entspricht und sich bei langem Halten auf Temperaturen dicht unterhalb von 723 C in ein Gefüge von kugeligen Zementitteilchen in ferritischer Matrix umwandeln. Als treibende Reaktionskraft wirkt bei diesem Vorgang das Streben nach Verminderung der Grenzflächenenergie. g E Gußeisen (C-Gehalt = 3 %) C K

14 Metallische Werkstoffe Seite Eutektische Umwandlung Eine mit 4,3 % C eutektisch zusammengesetzte, einphasige Fe-C-Schmelze befindet sich bei 1147 C (Punkt C) in einem an Fe und C gesättigten Zustand. Eine Unterkühlung führt zur Übersättigung der Schmelze an diesen beiden Komponenten, und die Schmelze wird entsprechend einer eutektischen Erstarrungsreaktion in die bei der Unterkühlungstemperatur existierende eisenreiche Phase und kohlenstoffreiche Temperatur (C) Phase in feiner Verteilung umgewandelt. Dies sind γ-mischkristalle (Austenit) der Zusammensetzung E (2,0 % C) und Fe 3 C-Kristalle (Zementit) der Zusammensetzung F (6,67 % C). Bei der weiteren Abkühlung scheidet der übersättigte Austenit gemäß Linie SE Kohlenstoff in Form von Sekundärzementit vorzugsweise an den Korngrenzen aus. Bei 723 C besitzt der Restaustenit dann eine eutektoide Zusammensetzung (0.8 % C, Punkt S), der dann bei einer Unterschreitung der Linie SK in Perlit umgewandelt wird. Das hierbei entstehende charakteristische Gefüge wird Ledeburit genannt A H J N G Q P g α+γ O B S E Zementitgehalt S + γ Fe C g + 3 a + Fe C Kohlenstoffgehalt Schmelze C Fe C S + 3 Eutektikum (Ledeburit) D F K

15 Metallische Werkstoffe Seite Wärmebehandlung von Stahl Die Wärmebehandlung ist ein Verfahren, bei dem ein Werkstück im festen Zustand Temperaturänderungen unterworfen wird, um bestimmte Werkstoffeigenschaften zu erzielen. Dabei kann durch die Umgebung eine Änderung der chemischen Zusammensetzung erfolgen (z.b. Aufkohlen, Aufsticken). Die Verfahren der Wärmebehandlung können in die beiden Hauptgruppen Glühen und Härten eingeteilt werden Glühbehandlungen Durch Glühen wird das Gefüge in Richtung des Gleichgewichtzustandes verändert, da die Temperaturänderungen nur relativ langsam erfolgen Diffusionsglühen (Homogenisieren) Diese Glühbehandlung dient zum Ausgleich von Konzentrationsunterschieden, die bei der Primärkristallisation entstehen können (Kristallseigerungen). Da der Konzentrationsausgleich durch Diffusion erst bei sehr hohen Glühtemperaturen von 1100 C C und entsprechend langen Zeiten (ca. 50 h) erfolgt, machen die hohen Energiekosten dieses Verfahren teuer. Es wird daher im wesentlichen nur für legierten Stahlguss verwendet, da die Kerbschlagzähigkeit erheblich verbessert wird. Beim Diffusionsglühen entsteht wegen der hohen Glühtemperaturen praktisch immer ein grobkörniges Gefüge. T α+γ α+p 1200 C-1300 C γ 0.8 γ+fe 3 C α+fe 3 C 2.06 C-Gehalt Spannungsarmglühen T γ γ+fe 3 C α+γ α+p α+fe 3 C C-Gehalt Unter Spannungsarmglühen versteht man den Abbau von Eigenspannungszuständen im Bauteil durch das Glühen bei einer Temperatur unterhalb der unteren Umwandlungstemperatur A 1 mit anschließendem langsamen Abkühlen. Da keine wesentlichen Änderungen der Festigkeitseigenschaften bewirkt werden sollen, muss die Glühtemperatur bei vergüteten Werkstoffen unterhalb der Anlasstemperatur liegen, so dass Gefügeänderungen nicht auftreten. Die Glühtemperatur ist von der chemischen Zusammensetzung des Werkstoffes abhängig und liegt für

16 Metallische Werkstoffe Seite 2.16 unlegierte und niedriglegierte Stähle bei 580 C bis 650 C. Wesentlich für die Wirkung sind eine möglichst langsame Auf- und Abkühlung, da ansonsten durch Temperaturdifferenzen im Werkstück erneut Spannungen entstehen. Die Wirksamkeit des Verfahrens beruht auf der Abnahme der Festigkeitseigenschaften mit zunehmender Temperatur. Bei der Glühtemperatur werden die Spannungen bis zur Höhe der dann noch vorhandenen sehr geringen Warmstreckgrenze durch plastische Verformung abgebaut. Eigenspannungen können bei ungleichmäßigem Erwärmen/Abkühlen (Schweißen, andere Wärmebehandlungen: Härten), Kaltverformen, bei der spanabhebenden Bearbeitung (Fräsen, Hobeln, Drehen usw.) sowie als Folge von Umwandlungsvorgängen entstehen. Diese Spannungen überlagern die äußeren Lasten am Bauteil und können somit insbesondere bei Schwingungsbeanspruchung zu einem vorzeitigen Versagen führen. Vor allem Schweißkonstruktionen oder dickwandige Bauteile, bei denen schon bei geringen Temperaturdifferenzen zwischen Rand und Kern merkliche Spannungen entstehen können, werden häufig spannungsarm geglüht Rekristallisationsglühen Die durch Kaltverformung bedingten Eigenschaftsänderungen (Verfestigung bei verringerter Zähigkeit) werden durch Rekristallisationsglühen rückgängig gemacht. Die Glühtemperatur hängt dabei vom Kaltverformungsgrad α+γ und dem Ausgangsgefüge ab und liegt üblicherweise bei γ+fe 3 C etwa 600 C C. Das Ergebnis dieser Wärmebehandlung ist ein neugebildetes (rekristallisiertes) Gefüge, dessen Korngröße in hohem Masse vom Verformungsgrad α+p α+fe 3 C abhängig ist. In vielen Fällen muss z.b. bei schweren Tiefzieharbeiten zwischengeglüht (= rekristallisierend geglüht) werden, um die für die weitere Zieharbeit erforderliche hohe Verformbarkeit zu erhalten. Gegenüber dem Normalglühen besitzt das Rekristallisationsglühen den Vorteil, dass zum Erzeugen eines feinen Kornes wesentlich niedrigere Glühtemperaturen erforderlich sind. Darüber hinaus ist die Verzunderung - vor allem bei dünnen Blechen wichtig - erheblich geringer. Zudem ist die Maßhaltigkeit rekristallisierend geglühter Teile größer. Zum Normalisieren müssen vor allem dünnwandige Werkstücke unterstützt und gegen Verformung gesichert werden. Allerdings müssen beim Rekristallisieren Verformungsgrad, Glühzeit und Glühtemperatur genau aufeinander abgestimmt werden, sonst besteht die Gefahr der Grobkornbildung Normalglühen (Normalisieren) Ziel des Normalglühens ist die Erzeugung eines möglichst feinkörnigen, gleichmäßigen Gefüges, welches bei unlegierten Stählen die beste Kombination von T Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften besitzt. Allgemeine Baustähle werden daher im normalisierten Zustand geliefert. γ Durch diese Wärmebehandlung entsteht unabhängig von der Art des Ausgangsgefüges immer das gleiche feinkörnige und reproduzierbare Normalgefüge. α+γ γ+fe 3 C Bei untereutektoiden Stählen wird auf Temperaturen erwärmt, die 30 C bis 50 C über der A 3 -Linie liegen. Die T α+p γ α+fe 3 C C-Gehalt C-Gehalt

17 Metallische Werkstoffe Seite 2.17 Erwärmung soll so schnell erfolgen, wie es das Werkstück zulasst. Die dann nicht vollständig aufgelösten Zementitlamellen wirken als Keime für die entstehenden feinkörnigen γ-mischkristalle. Je nach Stückgröße und Zusammensetzung wird relativ langsam abgekühlt, so dass das gewünschte feinkörnige ferritisch-perlitische Gefüge entsteht. Die Wirkung beruht damit auf der doppelten α-γ-α- Umwandlung, die zu einer vollständigen Umkristallisation führt. Zur Vermeidung von Grobkorn darf nicht überhitzt werden (Glühtemperatur dicht über A 3 ) und die als richtig erkannte Haltezeit nicht überschritten werden. Übereutektoide Stähle werden nicht oberhalb A 3 geglüht, sondern bei Temperaturen, die ca. 50 C über A 1 liegen, da es ansonsten ebenfalls zu unerwünschtem Kornwachstum kommt. Darüber hinaus besteht die Gefahr, dass sich bei dickwandigen Bauteilen wegen der geringen Abkühlgeschwindigkeit ein geschlossenes Zementitnetz ausbildet. Durch das Glühen wird der Perlit in feinkörnigen Austenit umgewandelt und der spröde Korngrenzenzementit (Sekundärzementit) eingeformt. Nach dem Abkühlen entsteht ein feinkörniges perlitisches Gefüge. Wegen der hohen Kosten, der Verzunderung und der Notwendigkeit, dünnwandige Teile im Ofen zu unterbauen, wird das Verfahren nur angewendet, wenn dessen güteverbessernde Wirkung für die Bauteilsicherheit zwingend ist. Stahlformguss wird nahezu immer normalisiert, um das spröde Gussgefüge (WIDMANNSTÄTTEN-Gefüge) zu beseitigen. Das entstandene feinkörnige Gefüge hat insbesondere eine wesentlich bessere Schlagzähigkeit. Große Schmiedestücke und Walzwerkserzeugnisse, die relativ langsam abkühlen und daher grobkörnig sind, werden ebenfalls normalisiert. Darüber hinaus schreiben Abnahme- und Klassifikationsgesellschaften (z.b. die Technischen Überwachungsvereine) für bestimmte Erzeugnisse (z.b. Teile des Kessel- und Apparatebaus) oberhalb festgelegter Wanddicken (z.b. s > 30 mm) das Normalglühen bindend vor Weichglühen Mit diesem Verfahren wird durch Glühen dicht unterhalb A 1 (manchmal auch oberhalb A 1 ) oder Pendeln um A 1 mit anschließendem langsamem Abkühlen das lamellare ferritisch-perlitische Gefüge in ein körniges überführt und somit ein weicher Zustand des Stahles erreicht. Die Wirkung beruht auf der höheren Oberflächenenergie des lamellaren Gefüges. Bei genügend hohen Glühtemperaturen bildet sich der energiearme körnige Zementit (eingeformter Perlit). Der Unterschied zum Spannungsarmglühen besteht T vor allem in den wesentlich längeren Haltezeiten (100 h), die zum Einformen des Perlits erforderlich γ sind. Die Einformung des Perlits wird durch kurzzeitiges Überschreiten der A 1 -Temperatur wesentlich erleichtert und damit die Haltezeiten verkürzt. Eine γ+fe 3 C α+γ merkliche Umwandlung des Perlits in Austenit (γ- Mk) muss aber vermieden werden, lediglich die α+p α+fe 3 C schwer einformbaren Zementitlamellen sollen koagulieren. Ein wiederholtes Pendeln beschleunigt diesen Einformungsvorgang spürbar C-Gehalt Bei untereutektoiden Stählen wird meistens dicht unterhalb A 1 geglüht. Glühtemperaturen oberhalb A 1 führen zu Karbidablagerungen an den Ferrit-Korngrenzen, wodurch die Zähigkeit stark abnimmt. Übereutektoide Stähle haben keinen voreutektoiden Ferrit, häufig aber ein schwer lösbares Zemen-

18 Metallische Werkstoffe Seite 2.18 titnetzwerk, das erst bei wesentlich über A 1 liegenden Temperaturen in körnigen Zementit überführt werden kann. Für den Erfolg des Härtens ist eine möglichst vollständige Lösung des Kohlenstoffs im Austenit erforderlich. Das durch Weichglühen erzeugte Gefüge mit feinverteilten Karbiden ist daher (besonders bei übereutektoiden Stählen) der optimale Ausgangszustand zum Härten, vielfach wird aber wegen der geringeren Kosten (Haltezeit) normalgeglüht Härten Das EKS ist eine Gleichgewichtsschaubild, d.h. die dargestellten Verhältnisse gelten nur dann, wenn für die notwendigen Diffusionsvorgänge ausreichend lange Zeit vorhanden ist. Zum Einstellen des Gleichgewichtsgefüges bei der Umwandlung γ->α kommt es daher wegen der i.d.r. höheren Abkühlgeschwindigkeit praktisch nie. Es entstehen Unterkühlungserscheinungen, d.h., die Umwandlung erfolgt bei tieferen Temperaturen. Bei der Umwandlung γ->α klappt beim Unterschreiten der Umwandlungstemperatur 723 C das kubisch-flächenzentrierte Kristallgitter um in die kubisch-raumzentrierte Form. Der Kohlenstoff muss aufgrund der schlagartig geringeren Löslichkeit von 0.8 % im Austeniten (kfz) auf 0.02 % im Ferrit (krz) sofort aus dem Kristallgitter ausdiffundieren. Hat er Martensit dazu durch eine zu hohe Abkühlgeschwindigkeit keine Zeit, muss er seinen Gitterplatz zwangsweise beibehalten. Das inzwischen umgewandelte Kristallgitter muss durch dieses zwangsweise eingebaute a 0 Kohlenstoffatom sehr stark aufgeweitet werden, wodurch sowohl in der Gitterzelle als auch in deren Umgebung hohe a Gitterspannungen entstehen. 0 a /2 2 0 Austenit Die entstandene Gitterzelle wird metallographisch als Martensit bezeichnet. Dabei handelt es sich um ein kubisch-raumzentrierten, durch den zwangsgelösten Kohlenstoff aber stark tetragonal (in Längsrichtung) verzerrten α-mischkristall. Im Schliff zeigt sich ein nadeliges Gefüge.

19 Metallische Werkstoffe Seite 2.19 Die Eigenschaften der entstehenden Gefüge hängen also weitgehend von der Diffusion des Kohlenstoffs ab. Die Beweglichkeit der Kohlenstoffatome wird mit abnehmender Temperatur geringer, d.h., es werden sich vorwiegend Form, Größe und Verteilung der Karbide (Fe 3 C) ändern. Legierungselemente beeinflussen die Diffusion des Kohlenstoffs und die für die Ferritbildung notwendige Selbstdiffusion des Eisens. Sie beeinflussen also ebenfalls die Umwandlungstemperatur und die Umwandlungszeit und damit die Eigenschaften des Umwandlungsgefüges. Mit zunehmender Unterkühlung des Austeniten wird die Umwandlung in Ferrit/Perlit erschwert. Die Vorhersage der Gefügezustände anhand des EKS ist nicht mehr möglich, da die Umwandlungspunkte mit zunehmender Abkühlungsgeschwindigkeit zu tieferen Temperaturen verschoben werden. Grundsätzlich kann der unterkühlte Austenit in drei Temperaturbereiche umwandeln, wobei es wegen der unterschiedlichen Diffusionsbedingungen zu sehr unterschiedlichen Gefügeausbildungen kommt: C und Fe können leicht diffundieren -> Perlit (A 3 und A 1 noch erhalten, V<V uk ) T T A3 α+γ Ms A1 Az Ms Mf C-Gehalt 0.8 Vuk Vok Nur noch C kann diffundieren -> Zwischenstufe (A 3 und A 1 fallen in A z zusammen, V>V uk ) Keine Diffusion möglich -> Martensit (V>V ok ) Abkühlgeschwindigkeit Bei der Zwischenstufe (Bainit) handelt es sich ebenfalls um ein Nichtgleichgewichtsgefüge, dessen Eigenschaften (Festigkeit/Zähigkeit) einen Übergang zwischen dem hochfesten aber spröden Martensit und dem weichen und zähen Ferrit-Perlit Gefüge darstellt. Überschreitet die Abkühlgeschwindigkeit V uk (untere kritische Abkühlgeschwindigkeit zur Martensitbildung), so wandelt der Restaustenit bei Unterschreiten der Temperatur M s (Martensitstarttemperatur) in Martensit um. Diese Umwandlung ist erst bei Unterschreiten von M f (Martensit-Finish- Temperatur) beendet. Neben Martensit liegen bei RT aber auch noch andere Gefügebestandteile, wie z.b. Bainit, vor. Der Martensitanatiel nimmt dabei mit steigender Abkühlgeschwindigkeit zu. Liegt die Abkühlgeschwindigkeit sogar oberhalb V ok (obere kritische Abkühlgeschwindigkeit zur Martensitbildung), so ensteht ein rein martensitisches Gefüge. Es ist klar ersichtlich, dass die jetzt ablaufenden Vorgänge bei der Austenitumwandlung aus dem EKS als einem Gleichgewichts-Schaubild nicht vorhergesagt oder abgeleitet werden können. Zur

20 Metallische Werkstoffe Seite 2.20 Veranschaulichung des zeitlichen Einflusses einer erhöhten Abkühlgeschwindigkeit auf die Austenitumwandlung, zieht man die sog. Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder (ZTU) heran. In den ZTU-Schaubildern wird das von Temperatur und Zeit abhängige Umwandlungsgeschehen dargestellt. Da die Umwandlung oft sehr lange Zeiten erfordert, ist die Zeitachse logarithmisch geteilt. Die eingezeichneten Abkühlkurven stehen für eine konstante Abkühlungsgeschwindigkeiten (V1>V2>V3), so dass man in diesem Fall von einem ZTU-Schaubild für kontinuierliche Abkühlung spricht. Die Abkühlkurven sind in erster Näherung charakteristisch für das jeweilige Abschreckmedium. In der Grafik ist die Wirkung einiger typischer Abschreckmedien aufgetragen. Die höchsten Abkühlgeschwindigkeiten sind dabei mit Salzlösungen und Wasser zu erzielen. Die im ZTU-Schaubild links liegende Abkühlkurve gilt daher i.d.r. für Wasserabschreckung, die am weitesten rechts liegende Abkühlkurve für Luftabkühlung. Darüber hinaus hängt die sich einstellende Abkühlrate noch von: der Form, der Masse und dem Oberflächenzustand des abzukühlenden Werkstücks, sowie der Relativgeschwindigkeit zwischen Abschreckmittel und Werkstückoberfläche ab.

21 Metallische Werkstoffe Seite 2.21 Die zum Abschrecken benutzten Mittel zeigen eine deutliche Abhängigkeit ihrer Abkühlwirkung von der Temperatur. Werden flüssige Abschreckmittel, deren Siedepunkt unterhalb der Härtetemperatur liegt, verwendet, läuft der Abkühlvorgang in drei Phasen ab, wie in Abbildung veranschaulicht ist: Dampfhautphase - in dieser Phase entsteht durch den Effekt des,,filmsiedens" eine wärmeisolierende Dampfhaut an der Werkstückoberfläche (Leidenfrost-Phänomen). Die Abkühlwirkung ist relativ gering. Kochphase - in dieser Phase bricht die Dampfhaut zusammen, und der Wärmeübergang wird sehr intensiv. Die Abkühlwirkung ist relativ hoch. Konvektionsphase - in dieser Phase findet kein Blasensieden mehr statt, der Wärmeübergang erfolgt durch Konvektion. Die Abkühlwirkung ist relativ gering. Das ZTU-Schaubild wird, beginnend von der Austenitisierungstemperatur, in Richtung der eingezeichneten Abkühlkurven gelesen. Es ist das beste Hilfsmittel, um die optimale Behandlungsvorschrift für alle Wärmebehandlungen festzulegen, bei denen die Abkühlung im austenitischen Zustand beginnt. Ausser dem vollständigen Umwandlungsverhalten können weitere wesentliche Informationen entnommen werden: Die Menge der in den verschiedenen Umwandlungsbereichen gebildeten Gefüge sind an den Ferrit-Perlit (oben) Zwischenstufe (Mitte) Schnittpunkten der Abkühlkurve mit der unteren Grenze des jeweils durchlaufenen Bereiches in Martensit (unten) Prozent angegeben. Dabei sind Anteile der folgenden Gefügezustände möglich: F - Ferrit P - Perlit M - Martensit Z - Zwischenstufe Am Ende der Abkühlkurven ist die Härte des Gefüges in HV oder HRC angegeben.

22 Metallische Werkstoffe Seite 2.22 Je weiter die Linie für den Umwandlungsbeginn zu größeren oder kleineren Zeiten verschoben sind, um so kleiner bzw. größer ist die kritische Abkühlgeschwindigkeit. Der Verlauf der Umwandlungslinien wird durch die Höhe der Austenitisierungstemperatur (A 3 ) und die chemische Zusammensetzung bestimmt. Die Höchsthärte wird nur erreicht, wenn der Kohlenstoff im Austenit vollständig gelöst ist, d.h., Härtetemperatur und Haltedauer müssen sehr genau eingehalten werden. Zunehmender Legierungsgehalt (Kohlenstoffgehalt) bewirkt, dass Umwandlungsbeginn und -ende (M s, M f ) zu tieferen Temperaturen verschoben und die kritische Abkühlgeschwindigkeit erniedrigt wird. Mit zunehmendem Legierungsanteil werden die Umwandlungskurven zu längeren Zeiten verschoben. Als Konsequenz ergibt sich daraus, dass höher legierte Stähle aufgrund der abgesenkten kritischen Abkühlgeschwindigkeit eine tiefere Durchhärtung erwarten lassen. Die Abbildung zeigt einen Rundstahl mit von links nach rechts zunehmendem Legierungsgehalt. Bei gleichen Abkühlbedingungen führt die Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit zur einer vollständigen Durchhärtung, d.h. Martensitbildung, im hochlegierten T A3 A1 Ms V F M P Z V ok Vok V ok log (Zeit) Härte (HV 10) C-Gehalt (%) 100 % Martensit C-Gehalt (%) (rechten) Querschnitt. Die Einhärtungstiefe von unlegierten Stählen (links) ist wegen ihrer großen kritischen Abkühlgeschwindigkeit gering: die Tiefe der martensitischen Zone beträgt maximal etwa 5 mm. Man bezeichnet diese Stähle daher auch als Schalenhärter. Restaustenitgehalt (%)

23 Metallische Werkstoffe Seite 2.23 Neben den Legierungselementen beeinflusst vor allem der C-Gehalt den Härtungsvorgang maßgeblich. Mit zunehmendem C-Gehalt wird die kritische Abbkühlgeschwindigkeit und die Martensitstarttemperatur abgesenkt. Für sehr niedrige C-Gehalte (<0,2 %) bedeutet dies, dass die kritische 0 Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtereibetrieb nicht oder massiv gemischt nadelig -200 M f nur mit großem Aufwand erreichbar ist. Daher beträgt bei härtbaren Stählen der Mindestkohlenstoffgehalt C-Gehalt (%) %. Der Kohlenstoff die Gitterverzerrung des Martensits bewirkt, bedingt er die Härte des Martensits. Dieser Härteanstieg ist allerdings zu hohen C-Gehalten hin begrenzt, da durch die Absenkung der Martensitumwandlungstemperatur ab 0.5 % bis 0.6 % C im zunehmenden Umfang (weicher) Restaustenit zurückbleibt Härtbarkeitsprüfung Das Härteverhalten der Stähle (Härtbarkeit) kann einfach und zuverlässig mit dem Stirnabschreck- Versuch nach DIN (JOMINY-Probe) festgestellt werden. Ein genormter Prüfkörper wird austenitisiert und anschließend nach definierten Bedingungen abgeschreckt. Härtemessungen auf einer parallel zur Zylinderachse angeschliffenen Fläche ergeben die: - Aufhärtbarkeit (Höchsthärte) und die - Einhärtbarkeit (Härteverlauf). Temperatur (C) Für die Einhärtbarkeit ist der Abstand von der Stirnfläche (Stirnabstand), der dem Härtewert eines Gefüges mit 50 % Martensit entspricht maßgebend. Die Härtekurven zeigen das Härteverhalten von drei verschiedenen Stählen mit gleichem Kohlenstoffgehalt (gleiche maximale Härte!): Kurve 1: unlegierter Stahl, sehr schneller und plötzlicher Abfall der Höchsthärte, Einhärtungstiefe I Kurve 2: niedriglegierter Stahl, größere Einhärtungstiefe Kurve 3: höher legierter Stahl, durchgehärtet M s

24 Metallische Werkstoffe Seite Oberflächenhärtung Vielfach ist nicht die vollständige Durchhärtung des Bauteils gewünscht (z.b. Bolzen, Wellen, Zahnräder). Insbesondere zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit, aber auch der Dauerschwingfestigkeit wird oft nur der oberflächennahe Bereich (bis zu einigen mm) behandelt, wobei der Kern zäh bleibt. Durch die örtliche Härtung werden außerdem die Umwandlungsspannungen und der Verzug minimiert. Man unterscheidet zwischen Verfahren, bei denen der Oberflächenbereich keine oder aber eine chemische Veränderung erfährt. Das Schaubild gibt eine Übersicht über die heute geläufigen Verfahren und ihrer Zuordnung. Wärmebehandlung von Randschichten Randschichthärten Thermochemische-Diffusion keine Änderung der chemischen Zusammensetzung Änderung der chemischen Zusammensetzung Induktionshärten Aluminieren Flammhärten Borieren Tauchhärten Chromieren Elektronenstrahlh. Silicieren Laserstrahlh. Nitrocarburieren Impulshärten Nitrieren

25 Metallische Werkstoffe Seite 2.25 Bei den Verfahren ohne Änderung der chemischen Zusammensetzung erfolgt die Härtung durch eine lokalisierte Martensitumwandlung. Dazu wird der Oberflächenbereich lokal erwärmt (austenitisiert) und anschließend durch schnelles Abkühlen die Härte gesteigert. Die Härtung mittels chemischer Modifikation der Oberfläche beruht auf dem eindiffundieren von Atomen. Beim Einsatzhärten wird dabei lokal der Kohlenstoffgehalt erhöht und anschließend abgeschreckt. Dieses Verfahren kommt daher vorwiegend für Stähle mit niedrigem C-Gehalt zum Einsatz. Neben C kommen aber auch andere Elemente zur Oberflächenhärtung in Frage. In diesem Fall bilden sich häufig in der Kontaktzone Einlagerungsverbindungen (Nitride, Carbonitride, Boride usw.) die feinverteilt für eine Steigerung der Härte sorgen. Randschichthärteverfahren sind sehr vorteilhaft, wenn das Bauteil schwingbelastet wird, da durch die Steigerung der Randhärte und den Aufbau von Druckeigenspannungen in der Härtezone, die Dauerschwingfestigkeit i.d.r. erheblich gesteigert werden kann. Eine Härtung der Randschicht wird allerdings nicht bei hoch zugebelasteten, gekerbten Bauteilen vorgenommen (z.b. Schrauben). Durch die hohe Zugbeanspruchung reißt die hochfeste und spröde Randschicht ein und ist dann Ausgangspunkt für den Bruch des Bauteils.

26 Metallische Werkstoffe Seite Vergüten Der abgeschreckte, tetragonal verspannte Martensit ist im allgemeinen so hart und spröde, dass er in dieser Form nicht verwendet werden kann. Die Verspannung und damit die Härte des Martensits wird daher durch eine Wärmebehandlung bei Temperaturen unterhalb A 1 verringert und das Ungleichgewichtsgefüge Martensit damit in einen gleichgewichtsnäheren, d. h. stabileren, Zustand überführt. Diese Wärmebehandlung wird als Anlassen bezeichnet. Unter Vergüten versteht man die kombinierte Wärmebehandlung Härten und nachfolgendes Anlassen. Die Eigenschaftsänderungen beim Anlassen beruhen auf der mit der Anlasstemperatur zunehmenden Beweglichkeit der Kohlenstoff- und Eisenatome. Der Erfolg der Anlassbehandlung wird durch Zug- und Kerbschlagversuche nachgewiesen. Die große Bedeutung des Vergütens beruht darauf, dass in Abhängigkeit von der Anlasstemperatur die Festigkeits- und Zähigkeitswerte in einem sehr großen Bereich (zwischen den Gefügezuständen martensitisch und weichgeglüht beeinflussen, d.h. optimal an die Bedürfnisse des Konstrukteurs anzupassen sind. Weiterhin wird die für die Bemessung der Bauteile wichtige Streckgrenze sowie die dynamische Beanspruchbarkeit erheblich erhöht, ohne dass die Verformbarkeit unzulässig vermindert wird. Je nachdem, welches Medium zum Härten angewendet wird, spricht man vom Wasser-, Öl- oder Luftvergüten. Wegen der relativ geringen Temperaturen ist die Haltezeit beim Anlassen etwa doppelt so groß wie beim Härten. Damit wird sichergestellt, dass die erforderlichen Diffusionsvorgänge (Ausscheiden von Fe 3 C) vollständig ablaufen können. Für die Sicherheit vergüteter Bauteile muss die Betriebstemperatur unter der Anlasstemperatur liegen (sonst Festigkeitsabnahme!). Der Konstrukteur findet die mit der Anlasstemperatur sich kontinuierlich ändernden Eigenschaften der Vergütungsstähle in Vergütungsschaubildern. Durch das Vergüten können die mechanischen Kennwerte umfassend beeinflusst werden. Bemerkenswert ist die große Zunahme der Kerbschlagzähigkeit mit der Anlasstemperatur. Neben der erheblich verbesserten Zähigkeit werden durch das Vergüten auch die Unterschiede der mechanischen Gütewerte zwischen Kern und Rand ausgeglichen. Diese Erscheinung wird als Durchvergüten bezeichnet und kann durch Angabe der Vergütungstiefe quantitativ beschrieben werden. T A, Z Rm ak A3 A1 Austenitisieren Abschrecken Wasser Öl Luft Rm ak Anlassen Zeit max. Betriebstemperatur Z A Anlaßtemperatur

27 Metallische Werkstoffe Seite 2.27 Das Abkühlen von der Anlasstemperatur soll mit Rücksicht auf eine möglichst weitgehende Spannungsfreiheit der Bauteile langsam erfolgen. Bei Mangan-, Chrom-, Chrom-Mangan- und Chrom- Nickel-Stählen (vor allem in Anwesenheit von Vanadium) verringert sich bei langsamem Abkühlen die Kerbschlagzähigkeit, insbesondere die Obergangstemperatur wird zu wesentlich höheren Temperaturen verschoben. Bemerkenswert ist, dass diese Anlassversprödung im allgemeinen nicht durch den Zugversuch bei Raumtemperatur nachgewiesen werden kann. Bei einem beschleunigten Abkühlen in Wasser oder Öl ist die Zähigkeitsabnahme deutlich geringer. Wegen der dadurch entstehenden gefährlichen Spannungen ist diese Methode aber vor allem bei dickwandigen Bauteilen nicht anwendbar. Die Ursache der Anlassversprödung ist nicht genau bekannt. Mit einiger Sicherheit beruht sie auf Ausscheidungen (feinste Karbide, Spurenelemente) an den Korngrenzen, die mit speziellen Ätzmitteln sichtbar gemacht werden können. Durch Zulegieren von Molybdän (0.2 % %) oder Wolfram (1 %) tritt Anlasssprödigkeit bei den üblichen Anlasstemperaturen und Abkühlgeschwindigkeiten nicht mehr merklich auf, ohne dass sie vollständig beseitigt wäre Legierungselemente im Stahl Eisenwerkstoffe werden zur gezielten Veränderung ihres Eigenschaftsprofils legiert. Abgesehen von speziellen Anforderungen, wie besonderes Zerspanungs-, Verschleiß- oder Korrosionsverhalten, zielen diese Bemühungen hauptsächlich auf eine Steigerung der Festigkeit oder Zähigkeit ab Niedriglegierte Stähle Niedriglegierte Stähle haben im wesentlichen ähnliche Eigenschaften wie unlegierte Stähle, so dass eine ausführliche Behandlung dieser Werkstoffgruppe an dieser Stelle nicht notwendig ist. Die Zugabe der Legierungselemente dient dabei im wesentlichen der Verbesserung der Durchhärtbarkeit bzw. Durchvergütbarkeit. Eine Abschätzung der Gefügeausbildung kann i.d.r. noch mit Hilfe des binären Fe-C-Diagramms vorgenommen werden Hochlegierte Stähle Hochlegierte Stähle enthalten zur Erzielung besonderer Werkstoffeigenschaften größere Legierungsgehalte. Sie werden meist nach diesen Sondereigenschaften benannt: nichtrostende Stähle, warmfeste Stähle, verschleißfeste Stähle, Schnellarbeitsstähle usw. Häufig wird auch eine Kombination der verschiedenen Eigenschaften gefordert, z.b. chemisch beständige und verschleißfeste Stähle. Die Legierungsgehalte müssen daher bei der Herstellung genauestens eingehalten werden, ebenso werden besondere Anforderungen an den Reinheitsgrad gestellt. Diese Stähle werden dementsprechend nur in speziellen Erschmelzungsverfahren, z. B. Vakuum oder Elektroschlacke-Umschmelzverfahren. hergestellt. Legierte Stähle sind immer mindestens Dreistoffsysteme, für die eine vollständige Darstellungen in Form eines Zustandsdiagramms i.d.r. nicht vorliegen. Legierungselemente verändern die Phasenzustandsbereiche erheblich. Dabei werden die Umwandlungsgeschwindigkeiten stark herabsetzen, so

28 Metallische Werkstoffe Seite 2.28 dass eine Abschätzung der Gefügeausbildung legierter Stähle mit Hilfe des binären Fe-C-Diagramms sehr eingeschränkt und nur bei niedriglegierten Stählen vorgenommen werden kann. Es kommt hinzu, dass verschiedene Legierungselemente sich in ihren Wirkungen nicht einfach addieren, sondern häufig gegenseitig beeinflussen. Wegen dieser sehr vielfältigen Einflüsse und komplizierten Interaktionen können über die Wirkungen der Stahl-Legierungselemente nur sehr allgemeine Aussagen gemacht werden. Mit wenigen Ausnahmen treten in den legierten Stählen die gleichen Gefügebestandteile auf wie in den unlegierten Stählen, wobei die Löslichkeit des jeweiligen Legierungselements durch die Größenverhältnisse der Atome bestimmt wird. Elementare Ausscheidung Die in Eisenlegierungen vollständig unlöslichen Elemente Pb und Cu liegen in elementarer Form vor. Ihre legierungstechnische Bedeutung ist aber eher gering. Mischkristallbildung In legierten Stählen bilden die meisten Legierungselemente Substitutionsmischkristalle. Die substituiert gelösten Legierungsatome hemmen sowohl die diffusionsgesteuerte Umwandlung des Austenits in Ferrit und eine entsprechende Karbidphase als auch die diffusionslose Umwandlung in Martensit. Die Hemmung der diffusionsgesteuerten Umwandlung hat zur Folge, dass sowohl die für eine Härtung erforderliche Mindestabkühlgeschwindigkeit verringert und damit die Wahrscheinlichkeit einer Umwandlung in Martensit vergrößert wird, als auch die Umwandlungsgebiete nach rechts (zu längeren Zeiten) verschoben werden. Hierdurch lassen sich verglichen mit unlegierten Stählen entweder bei gleichem Abkühlmedium (z. B. Wasser) Bauteile größeren Querschnitts auch im Kern härten oder aber kompliziert gestaltete Bauteile mit milderen Abkühlmedien (Öl, Luft) spannungs- und verzugärmer härten. Die Fähigkeit von Stählen, beim Härten eines bestimmten Querschnitts auch eine bestimmte Einhärtungstiefe zu erreichen, wird als Einhärtbarkeit bezeichnet. Sie ist bei legierten Stählen aufgrund ihrer niedrigen kritischen Abkühlgeschwindigkeit besonders ausgeprägt. Die Hemmung der diffusionslosen Umwandlung von Austenit in Martensit, die in gleicher Weise auch vom Kohlenstoff hervorgerufen wird, bedeutet eine niedrigere M s -Temperatur und damit bei Abkühlen auf Raumtemperatur erhöhte Anteile an Restaustenit. Zur Umwandlung des Restautenits in Martensit müsste entsprechend tief (T < M s ) abgekühlt werden. Neben der Verbesserung der Durchhärtbarkeit wird die Festigkeit der Stähle durch Legierungszusätze erhöht, da die Mischkritstallbildung eine Gitterverzerrung mit einem Anstieg an Härte (HB) P Si Mn Mo %-Anteil Legierungselement im Ferrit W Cr

29 Metallische Werkstoffe Seite 2.29 Härte und Festigkeit bewirkt. Die Legierungsverfestigung kann durch einen Versetzungsstau an den Fremd-/Legierungsatomen erklärt werden (Mischkristallhärtung). Im Vergleich zur Martensitumwandlung (Umwandlungshärtung) werden allerdings nur bescheidene Festigkeitsgewinne erzielt. Durch die hohen Legierungszusätze wird das EKS stark verzerrt. Legierungselemente mit mittleren Atomradien verengen die γ-phase (Ferritbildner), während solche mit kleinen Atomradien die γ- Phase (Austenitbildner) erweitern. Ferritbildner: Cr-Al-Ti-Ta-Si-Mo-V-W Diese Legierungselemente lösen sich bevorzugt im ferritischen Gitter und behindern die Umwandlung des krz- Ferritgitters in das kfz-austenitgitter. Da sie den Existenzbereich der Ferritphase vergrößern und somit ferritstabilisierend wirken, bezeichnet man sie als Ferritbildner. Die im Ferrit gelösten Fremdatome rufen eine Zunahme der Festigkeit und eine Abnahme der Verformbarkeit hervor. Der nebenstehende EKS-Auszug zeigt die Auswirkung der Legierungselemente dieses Typs auf die Lage der Umwandlungsgebiete. Austenitbildner: Ni-C-Co-Mn-N Diese Legierungselemente werden vorwiegend im Austeniten gelöst und behindern die Umwandlung des kfz- Austenitgitters in das krz-ferritgitter. Sie erweitern damit den Existenzbereich der Austenitphase, wirken also austenitstabilisierend. Der nebenstehende EKS-Auszug zeigt die Auswirkung der Legierungselemente dieses Typs auf die Lage der Umwandlungsgebiete. A 3 A 3 C-Gehalt hochlegiert hochlegiert X-Gehalt Wie in den beiden Auszügen aus dem X-Gehalt EKS zu erkennen, kann die das jeweilige Gitter stabilisierende Wirkung bei X = Ni, Mn, Co C-Gehalt höheren Legierungsgehalten so weit gehen, dass die Umwandlung in die andere Gittermodifikation vollständig unterbleibt und so von Raumtemperatur bis zum Aufschmelzen umwandlungsfreie kubisch-raumzentrierte ferritische bzw. kubisch-flächenzentrierte Gefüge auftreten. Bei solchen austenitischen bzw. ferritischen Stählen ist eine Umwandlungshärtung nicht mehr möglich. Eine signifikante Festigkeitssteigerung lasst sich bei Stählen dieser Art nur durch Kaltverfestigung erzielen. A 4 A 3 A 3 X = Al, Si, Cr

30 Metallische Werkstoffe Seite 2.30 Intermediäre Phasen Beim Zusatz von Mn - Cr - W -Mo - V - Ti kann es auch zur Bildung von Verbindungsphasen in Form von sehr harten Karbiden, Nitriden oder Carbonitriden kommen (Neigung der Legierungselemente zur Karbidbildung nimmt von links nach rechts zu). Diese extrem harten Phasen werden beispielsweise in Werkzeugstählen genutzt. Sie liegen dann im Gefüge feinverteilt vor und führen zu hoher Härte, Festigkeit und vor allem Verschleißbeständigkeit des Stahls. Der Festigkeitsanstieg macht sich insbesondere bei höheren Temperaturen bemerkbar. Bei Stählen mit höherem Gehalt an karbidbildenden Legierungselementen kann durch neuen Ausscheidungen ein sekundärer Verfestigungseffekt auftreten, so dass nicht nur ein als Sekundärhärte bezeichneter, erneuter Festigkeitsanstieg in Erscheinung tritt, sondern sogar ein über der Martensithärte liegendes Härtemaximum auftritt. Neben der bewussten legierungstechnischen Nutzung der Karbidbildung in Werkzeugstählen kann die Entstehung von Verbindungsphasen in deiner Legierung auch sehr negative, i.d.r. versprödende Folgen nach sich ziehen. Während mit der abnehmenden Härte und Festigkeit beim Anlassen Verformbarkeit und Zähigkeit i. allg. wieder ansteigen, zeigen Mn-, Cr-, CrMn- und CrNi-legierte Stähle einen bemerkenswerten Zähigkeitsverlust, wenn sie bei Temperaturen von etwa 500 C bis 600 C hinreichend lange angelassen werden oder die Abkühlung in diesem Bereich langsam erfolgt. Diese als Anlassversprödung bezeichnete Erscheinung äußert sich vor allem in einer deutlichen Erhöhung der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit. Die Ursachen für diese Versprödung sind Korngrenzenanreicherung von spröden Phasen. Bestimmte Gehalte vor allem an Mo vermindern die Neigung zur Anlassversprödung. Neben dieser sich bei etwa 500 C entwickelnden Anlassversprödung tritt bei manchen Stählen begünstigt durch erhöhte P-Konzentrationen schon bei Anlasstemperaturen von 300 C eine Versprödung auf, die auf der Ausscheidung von Fe-Karbiden, gegebenenfalls auch Fe-Nitriden in Form dünner Korngrenzenfilme beruht. Im einzelnen lasst sich die Wirkung der Legierungselemente wie folgt zusammenfassen. Element MK- Härtung Zugfestigkeit Streckgrenze Bruchdehnung Temperatur Teil-chenhärtung Warmfestigkeit Verschleissfestigkeit Zähigkeit Anlassbeständigkeit Einhärtbarkeit Mn Si Ni Cr Mo W V Co = keine Wirkung, - = negativer Einfluss, + = leichte Verbesserung, ++ = starke Verbesserung 0 Sekundärhärtungseffekte

31 Metallische Werkstoffe Seite Bezeichnung der Eisenbasiswerkstoffe Zusammensetzung und Eigenschaftsprofil Stahl Die Festlegung der Stahlbezeichnung beschreibt die DIN EN 10027, wobei die Benennung entweder mit Hinweis auf die: Eigenschaften oder der Legierungszusammensetzung (Analyse) erfolgt. Sehr häufig erfolgt die Bezeichnung aber auch noch nach DIN anhand der Mindestzugfestigkeit. Vorangestellt wird dabei das Kurzzeichen St, gefolgt vom 10ten Teil der Mindestzugfestigkeit in MPa: Beispiel: St 37 = allgemeiner Baustahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 370 MPa Kennzeichnung nach Verwendungszweck bzw. und Eigenschaft Die Bezeichnung ergibt sich aus dem Hauptsymbol (Buchstabenkombination die auf den Verwendungszweck schließen lässt), einer Zifferfolge zur Charakterisierung der entsprechenden physikalischen bzw. mechanischen Eigenschaft und, falls erforderlich, noch Zusatzsymbolen in Anlehnung an die DIN 17006: Hauptsymbol + Zusatzsymbol + Eigenschaft Die Bedeutung der für den Maschinenbau wichtigsten Symbole ist in der folgenden Tabelle zusammengefasst. Hauptsymbol Anwendung Eigenschaft Bedeutung der Eigenschaft S allgemeiner Stahlbau nnn Mindeststreckgrenze P Druckbehälterbau nnn Mindeststreckgrenze L Rohrleitungsbau nnn Mindeststreckgrenze E Maschinenbaustähle nnn Mindeststreckgrenze Die weiterhin anwendbaren Symbole finden sich in DIN EN Teil 1. Beispiele: E295 = Maschinenbaustahl mit R pmin = 295 MPa (entspricht einem St 52).

32 Metallische Werkstoffe Seite 2.32 Kennzeichnung nach der chemischen Zusammensetzung Wichtigstes Legierungselement im Stahl ist der Kohlenstoff, der für die Härteannahme bei der Wärmebehandlung maßgebend ist. Daher werden die unlegierten Stähle mit einem mittleren Mangangehalt unter 1 % mit dem Kennbuchstaben C für Kohlenstoff und dem mit dem Faktor 100 multiplizierten mittleren Kohlenstoffgehalt gekennzeichnet: Beispiel: C45 = unlegierter Stahl mit einem C-Gehalt von 0.45 % Unlegierte Stähle mit einem höheren Mn-Gehalt, unlegierte Automatenstähle und legierte Stähle mit einem Gehalt an Legierungselementen unter 5 Masseprozent werden gemäß ihrer Legierungszusammensetzung wie folgt benannt: 100facher C-Gehalt chemische Symbole der wichtigsten Legierungselemente nach abnehmendem Gehalt geordnet Gehalt an den entsprechenden Legierungselementen Die Kennzahlen entsprechen dabei nicht dem tatsächlichen Gehalt, sondern müssen mit Hilfe der folgenden Multiplikatoren umgerechnet werden: Legierungselement Umrechnungsfaktor Cr, Co, Mn, Ni, Si, W 4 Al, Be, Cu, Mo, Nb, Ta, Ti, V, Zr 10 P, S, N, C, Ce 100 Die einzelnen Legierungsanteile werden mittels Bindestrich voneinander getrennt: Beispiel: 40 CrMoV 4-7 = niedriglegierter Stahl mit einem C-Gehalt von 0.4 %. Darüber hinaus ist dieser Stahl mit einem Cr-Gehalt von 1 %, einem Mo-Gehalt von 0.7 % und einem nicht näher spezifizierten (d.h. niedrigen) Gehalt an V legiert. Überschreitet mindestens ein Legierungselement einen Massenanteil von 5 %, so spricht man von einem hochlegierten Stahl. Diese Stähle (ausgenommen Schnellarbeitsstähle) werden durch ein vorangestelltes großes X gekennzeichnet. Danach folgt der Kohlenstoffgehalt mit dem Multiplikator 100 und die Liste der chemischen Kurzzeichen der wichtigen Legierungselemente und deren Massenprozentgehalt (Umrechnungsfaktor 1). Die einzelnen Gehalte werden ebenfalls durch Bindestriche voneinander getrennt. Beispiel: X5 CrNi = Hochlegierter Stahl mit: C-Gehalt von 0.05 % Cr-Gehalt von 18 % Ni-Gehalt von 10 % Schnellarbeitsstähle werden mit der Buchstabenfolge HS gekennzeichnet. Danach folgt der Anteil der für Schnellarbeitsstähle charakteristischen Legierungselemente in der Reihenfolge: W - Mo - V - Co Die Gehalte werden dabei direkt in Masseprozent angegeben, wobei der mittlere Gehalt des jeweiligen Elementes gerundet wird. Auch hier erfolgt eine Trennung mittels Bindestrich. Beispiel: HS = Schnellarbeitsstahl mit 6 % W, 5 % Mo und 2 % V

33 Metallische Werkstoffe Seite Gusswerkstoffe Stahlgusswerkstoffe werden durch ein vorangestelltes G (Guss) gekennzeichnet. Die sonstige Bezeichnung erfolgt nach den o.a. Mustern. Beispiel: G200 - unlegierter Stahlguss mit einer Mindeststreckgrenze von 200 N/mm 2 GC20 - unlegierter Stahlguss mit 0.2 % C G17CrMo5-5 - niedriglegierter Stahlguss mit 0.17 C, 1.25 % Cr, 1.25 % Mo Gusseisenwerkstoffe werden nach der E DIN 1560 wie folgt gekennzeichnet: EN + GJ + Graphitstruktur + Eigenschaft + Zusatz EuroNorm G=Gußwerkstoff J = Eisen (Iron) z.b. L=Lamellengraphit S=Kugelgraphit M=Temperkohle z.b.: Mindestzugfestigkeit Härte (Brinell) z.b.: Mindestbruchdehnung Prüftemperatur Beispiel: EN-GJL-150 = Gusseisen mit Lamellengraphit und einer Mindestzugfestigkeit von 150 N/mm Werkstoffnummer Im zweiten Teil der DIN EN wird ein Nummernsystem zu Kennzeichnung eingeführt, um die EDV-Erfassung und -Bearbeitung zu erleichtern. Die Werkstoffnummern sind fünfstellig, evtl. ergänzt durch zwei nachgestellte Ziffern für möglichen zukünftigen Bedarf (z.b. Kennzeichnung der Erschmelzungsart und den Behandlungszustand) X.XXXX (.XX) Die Ziffer vor dem Punkt kennzeichnet die Werkstoffhauptgruppe (z.b. 1 = Stahl, 3 = Leichtmetalle). Die Ziffern nach dem Punkt stellen eine Gruppenbezeichnung (zwei Ziffern) und eine Zählnummer (zwei Ziffern) dar. Für die Gruppe der Stähle (Hauptgruppe 1.) bedeuten die Kennzeichnung der Stahlgruppe: 0,9 = Grund- und Qualitätsstähle 1 = Edelstähle 2 = Werkzeugstähle 3 = Sonderstähle, z.b. verschleissfeste Stähle oder Kugellagerstähle 4 = chemisch beständige Stähle 5,6,7,8= Konstruktionsstähle.

34 Metallische Werkstoffe Seite Stahlgruppen Unabhängig von den Stahlbezeichnungen benutzen Ingenieure sehr häufig pauschale Stahlbezeichnungen, die wichtige Werkstoff-, Verarbeitungseigenschaften oder Anwendungsgebiete beschreiben. Diese Stahlbezeichnungen sind teilweise auch Grundlage des Systems der Werkstoffnummern und der Normen. Bei der Einteilung nach dem Verwendungszweck können folgende zwei Hauptgruppen unterschieden werden: Bau- und Vergütungsstähle: Einsatz für technische Konstruktionen aller Art in den Bereichen allgemeiner Maschinenbau, konstruktiver Ingenieurbau usw. Werkzeugstähle: Einsatz zur Bearbeitung anderer Werkstoffe durch Umformen (Schmieden, Kaltumformen), Zerspanen (Drehen, Bohren, Fräsen u.ä.) usw. Eine grobe Einteilung der FeC-Legierungen kann bereits anhand des EKS vorgenommen werden.

35 Metallische Werkstoffe Seite Gruppe der Bau- und Vergütungsstähle Allgemeine Baustähle Diese Stähle sind nicht für eine Wärmebehandlung vorgesehen. Die Lieferung erfolgt i.d.r. im normalgeglühten Zustand, d.h. es liegt ein günstiges Festigkeits/Zähigkeits-Verhältnis vor. Stähle dieser Qualität sind im allgemeinen unlegiert und haben einen Kohlenstoffgehalt von maximal 0.2%. Die Mindestzugfestigkeiten liegen zwischen 290 und 670 MPa und die Mindeststreckgrenzen zwischen 175 und 365 MPa. Allgemeine Baustähle haben einen sehr breiten Anwendungsbereich, wobei es sich dabei um Bauteile mit niedriger statischer Belastung handelt Hochfeste Baustähle Diese Stähle werden wegen ihres geringen Anteils an Legierungselementen häufig auch als mikrolegierte Stähle oder Feinkornbaustähle bezeichnet. Vereinzelt werden aber auch höher legierte Stähle eingesetzt, wobei je nach Legierungszusammensetzung martensitische, rein ferritische oder rein austenitische Stähle möglich sind. Die beiden letztgenannten Gruppen sind, wie weiter vorne ausgeführt, nicht umwandlungshärtbar. Eingesetzt werden diese Werkstoffe bei hohen, überwiegend statischen Zugbelastungen (Spannstäbe in Betonteilen, Brücken- und Kranbau). Dauerschwingbeanspruchungen sind möglichst zu vermeiden. Wegen der mit zunehmender Streckgrenze stark abfallenden Verformungsfähigkeit sind diese Stähle dann sehr stark sprödbruchgefährdet Vergütungsstähle Vergütungsstähle haben C-Gehalte zwischen 0.2 und 0.65%, damit beim Härten eine meßbare Härtesteigerung erzielt wird. Die Anlasstemperaturen liegen zwischen C. Durch die Vergütung können Festigkeit und Zähigkeit optimal an die Bauteilanforderungen angepasst werden. Diese Werkstoffe werden vorwiegend für dynamisch hoch beanspruchte Bauteile wie Wellen, Achsen, Bolzen, Zahnräder, Pleuel usw. eingesetzt. Die Einsatztemperaturen sind dabei auf Temperaturen bis etwa 150 C begrenzt Warmfeste und hitzebeständige Stähle Stähle dieser Art besitzen hohe Gehalte an Chrom, Molybdän und Vanadium, bei sehr hohen Einsatztemperaturen auch Nickel. Sie zeigen eine hohe Zeitstandfestigkeit bis über 500 C bei statischer und dynamischer Belastung mit niedrigen Lastwechselfrequenzen. Typische Einsatzbereiche sind Dampfturbinenbauteile (Gehäuse, Wellen, Turbinenschaufeln, Rohrleitungen), Gasturbinenbauteile und alle Arten von thermisch belasteten Bauteilen, z.b. Heizkessel, Wärmetauscher, Kühlmittelpumpen u.ä.. Zusätzlich werden von diesen Stählen noch eine hohe Zunderbeständigkeit (geringe Oxidation des Eisens bei hohen Temperaturen) und eine gute Beständigkeit gegen die Korrosion durch heiße Gase (Verbrennungsabgase) verlangt.

36 Metallische Werkstoffe Seite 2.36 Teilt man die Stähle bezüglich der Einsatztemperaturbereiche ein, so ergibt sich die folgende Gliederung: < 550 C: niedriglegierte Stähle, Legierungselemente Cr, Mo, V (Beispiel: 10 CrMo 9-10 für Dampfturbinengehäuse). < 600 C: hochlegierte, rein ferritische oder vergütbare Stähle, Cr-Gehalte über 12% (Beispiel: X20 Cr 13 für Dampfturbinenschaufelstahl, X20 CrMoV 12-1 für Dampfturbinengehäuse). < 800 C: hochlegierte, rein austenitische Stähle, wesentliche Legierungselemente Cr und Ni sowie Zusätze Mo, V, W und Nb (Beispiele: X19 CrMoVNbN für Dauereinsatztemperatur <580 C, X8 CrNiMoVNb für Dauereinsatzemperatur 650 C, X8 CrNiMoBNb für Dauereinsatztemperatur 650 C). > 800 C: Superlegierungen auf Ni- oder Co-Basis. Diese Werkstoffe sind keine Stähle mehr, Grundmetalle sind Nickel oder Cobalt. Dauereinsatztemperaturen sind heute möglich bis ca C, mit zusätzlichen Kühlmaßnahmen bis 1300 C. Einsatzgebiete sind vorwiegend Hochleistungsgasturbinen für Flugzeuge, aber auch stationäre Kraftwerke Kaltzähe Stähle Bei niedrigen Einsatztemperaturen werden kaltzähe Stähle eingesetzt, die sich dadurch auszeichnen, dass sie auch bei Temperaturen zwischen - 50 C und -270 C ausreichende Zähigkeitswerte besitzen und auf schlag-oder stoßartige Belastungen nicht mit einem Sprödbruch reagieren (Kerbschlagbiegeversuch). Kaltzähe Stähle brechen auch unter diesen Bedingungen noch in der Hochlage (hohe verbrauchte Schlagarbeit, Verformungsbruch). -50 bis -80C : Feinkornbaustähle -80 bis -200C : Nickellegierte Stähle (1-9 %) -200 bis -273 C: rein austenitische Stähle mit mindestens 18 % Cr und 8 % Ni. Diese Stähle zeigen bis herunter zum absoluten Nullpunkt keinen Steilabfall, sind also auch bei -273 C noch zäh Rost- und säurebeständige Stähle Diese Stähle sind grundsätzlich hochlegiert, da erst ab einem Cr-Gehalt von mehr als 12 % der Stahl die Korrosionseigenschaften des Chroms übernimmt. Der Korrosionsschutz beruht auf der Bildung einer nur wenige Atomlagen dicken Schicht von Chromoxiden, die jedoch so dicht ist, dass das Korrosionsmedium nicht mehr an den Grundwerkstoff herankommt. Je nach Legierungszusammensetzung stellen sich unterschiedliche Gefügezustände bei Raumtemperatur ein: Ferritische Cr-Stähle: Hauptlegierungselement Cr (14-30 %). Der C-Gehalt muss kleiner als 0.1% sein, da ansonsten kein ferritischer Zustand vorliegt. Wegen der fehlenden Umwandlung sind Stähle dieser Art nicht umwandlungshärtbar (Beispiel: X 8 Cr 13, X 8 Cr 17)

37 Metallische Werkstoffe Seite 2.37 Perlitische oder martensitische Cr-Stähle: Cr-Gehalte 13-18%, C-Gehalte % Diese Stähle sind umwandlungshärtbar, können also Martensit bilden. Aufgrund des hohen Cr-Gehaltes sind es lufthärtende Stähle (Beispiele: X20 Cr 13, X40 Cr 13, X6 CrTi 17, X1 CrMo 26-1). Austenitische Cr-Ni-Stähle: Cr-Gehalte>17%, Ni-Gehalte>8%, C-Gehalte = %. Diese Stähle sind ebenfalls nicht umwandlungshärtbar, da sie selbst bei Raumtemperatur (und auch darunter) ein voll austenitisches Gefüge behalten. Die austenitischen Stähle sind ganz einfach daran erkennbar, dass sie unmagnetisch sind (Beispiele: X12 CrNi 18-8, X10 CrNiTi 18-10, X6 NiMoNb ) Sonderstähle Einsatzstähle Diese Stähle mit einem Grundkohlenstoffgehalt von kleiner 0.2 % sind für eine Aufkohlung des Randes zur Randschichthärtung vorgesehen. Beispiele: C10, C15, 16 MnCr 5, 20 MnCr Nitrierstähle Stähle für eine Nitrierung der Randschicht, meist legiert mit Cr und Al, um in der nitrierten Randzone Sondernitride für eine besonders hohe Randhärte zu bilden. Beispiele: 31 CrMo 12, 34 CrAlS 5, 34 CrAlNi Automatenstähle Stähle für eine spanabnehmende Behandlung. Legierungselemente sind Schwefel und/oder Blei in Gehalten von jeweils %, eventuell auch in Verbindung mit Phosphorgehalten von %. Diese Stähle sind gekennzeichnet durch gute Zerspanbarkeit und gute Spanbrüchigkeit. Sie sind also für die Fertigung auf allen Arten von automatisch arbeitenden Zerspanungsmaschinen (Drehautomaten, NC-Maschinen) geeignet, bei denen eine störungsfreie Spanabfuhr gewährleistet sein muss. Beispiele: 9 SMn 20, 9 SMnPb20, 45 S Federstähle Speziell für die Federherstellung erschmolzene Stähle, gekennzeichnet durch ein sehr hohes StreckgrenzenverhäItnis (Streckgrenze dividiert durch Zugfestigkeit). Die Streckgrenze liegt bei diesen Stählen knapp unterhalb der Zugfestigkeit, sie verhalten sich also bis fast zur Zugfestigkeit rein elastisch. Die Federstähle haben C-Gehalte zwischen % und sind entweder mit 1.5-1,8% Silizium legiert oder aber mit 0.6-1,2 Cr. Die Wärmebehandlung ist besonders auf die Forderung nach dem hohen Streckgrenzenverhältnis abgestimmt (Anlasstemperaturen C). Die Oberflächen müssen walztechnisch glatt sein, d.h. ohne Risse, Riefen, Narben oder sonstige Walzfehler, da die ansonsten vorliegende Kerbwirkung zu einem vorzeitigen Versagen führen würde. Halbzeug für hochbeanspruchte Federn wird daher nach dem Walzen geschält oder geschliffen (Beispiele: 51 Si 7, 60 SiCr 7, 50 CrV 4).

38 Metallische Werkstoffe Seite Wälzlagerstähle Die speziell für die Herstellung von Wälzkörpern, Innen- und Außenringen von Wälzlagern erschmolzenen Stähle sind gekennzeichnet durch höchstmögliche Reinheit. Kugellagerstähle sind in der Regel übereutektoid, haben also einen Kohlenstoffgehalt über 0.8%, und sind zur besseren Durchvergütung mit Chrom legiert. Aufgrund des spezifischen Anforderungsprofils ist das Ziel der Wärmebehandlung eine besonders hohe Druck- oder Wälzfestigkeit (Härte ca. 60 HRC) bei ausreichender Zähigkeit. Die Anlasstemperaturen sind dementsprechend mit C extrem niedrig (Beispiele: 100 Cr 6, 100 CrMn 6, X 102 CrMo 17) Gruppe der Werkzeugstähle In diese Gruppe werden alle Stähle eingeordnet, aus denen Werkzeuge für die spanlose und spanende Bearbeitung metallischer und nichtmetallischer Werkstoffe hergestellt werden: spanlose Fertigung: Walzen, Schmieden, Tiefziehen, Biegen, Schneiden. Stanzen spanende Fertigung: Drehen, Bohren, Fräsen usw. Neben der Legierungszusammensetzung und dem Gehalt an Legierungselementen dient die Betriebstemperatur dieser Stähle als wesentliches Unterscheidungsmerkmal Kaltarbeitsstähle Kaltarbeitsstähle weisen eine dauernde Oberflächentemperatur des Werkzeuges von maximal 200 C auf. Je nach Legierungszusammensetzung unterscheidet man: Unlegierte Kaltarbeitstähle: eutektoide oder übereutektoide Kohlenstoffstähle, die in der Regel nicht durchvergütbar sind, meist auch recht spröde und bruchanfällig bei Schlag- oder Stoßbelastung. Qualitäten dieser Gütestufe finden sich heute nur noch sehr selten in der Praxis (Beispiele: C 60, C 85, C105). Legierte Kaltarbeitsstähle besitzen einen C-Gehalt von mehr als 1% und sind mit den Elementen Cr, Mo, V, W, Mn, Ni legiert. Es gibt heute nahezu für jeden Einsatzzweck eine optimal darauf abgestimmte Speziallegierung (Beispiel: 115 CrV 3 für Spiralbohrer, Gewindebohrer, Metallsägen, X210 Cr 12 für Stanz- und Tiefziehwerkzeuge) Warmarbeitsstähle Liegt die dauernde Oberflächentemperatur des Werkzeuges oberhalb von 200 C, so werden Warmarbeitsstähle eingesetzt. Diese Stähle müssen warmfest, anlassbeständig, warmverschleissbeständig und evtl. auch zunderbeständig sein. Diese Forderungen sind nur mit legierten Stählen zu erfüllen. Wichtige Legierungselemente sind Mo, W und V für die Warmfestigkeit sowie Cr, Mo, Ni und Mn für die Anlassbeständigkeit. Die Kohlenstoffgehalte liegen zwischen % (Beispiel: 35 WCrV 7 für Schmiedehämmer, Gesenke, Walzwerkswellen) Schnellarbeitsstähle Auch diese Gruppe zählt zu den legierten Werkzeugstählen. Legierungselemente sind dabei W, Cr, Mo und V. Diese Legierungselemente bilden zusammen mit dem Kohlenstoff (C-Gehalte > 0.8%) sehr harte und hochfeste Sonderkarbide. Die Wärmebehandlung ist allerdings sehr schwierig, da wegen der hohen Härtetemperatur von C die Gefahr einer Grobkornbildung, des Werkstückverzugs und der Bildung von Härterissen gegeben ist.

39 Metallische Werkstoffe Seite 2.39 Man unterscheidet bei diesen Stählen: SS = Schnell-Schnitt-Stahl HSS = Hochleistungs-Schnell-Schnitt-Stahl Kennzeichnend für die HSS-Stähle ist der Anstieg der Härte bei einer Anlasstemperatur von ca. 550 C, der durch die Ausscheidung feinstverteilter härtesteigender Sonderkarbide (WC, MoC, VC) hervorgerufen wird. Diese Stähle sind extrem warmfest und anlassbeständig bis zu Einsatztemperaturen von 600 C. Sie zeigen selbst im rotglühenden Zustand sehr hohe Standzeiten (Beispiel: HSS-Stahl S 6-5-2).

40 Metallische Werkstoffe Seite FeC-Gusslegierungen Unter dem Begriff Gusswerkstoff sind grundsätzlich alle FeC-Legierungen zusammengefasst, die im schmelzflüssigen Zustand in Formen vergossen werden. Dabei erhält das Werkstück bereits bei der Erstarrung die vorgegebene äußere Gestalt, die im allgemeinen nur noch durch spanabhebende Bearbeitungsverfahren verändert wird. Neben dem im EKS gekennzeichneten Bereich des Gusseisens mit einem C-Gehalt von mehr als 2 % zählen demnach auch vergossene Stähle (C-Gehalt < 2 %) zu dieser Werkstoffgruppe. Darüber hinaus zählen noch einige mit Cr, Si und Al hochlegierte Sondergusssorten zu den FeC- Gusslegierungen. Die FeC-Gusswerkstoffe lassen somit gemäß dem folgenden Schaubild einteilen: FeC-Gußwerkstoffe Stahlguß (C<2%) Gußeisen (C>2%) Sonderguß (hochlegiert) Weißes Gußeisen Graues Gußeisen Weißer Temperguß (GTW) Schwarzer Temperguß (GTS) Gußeisen mit Lamellengrafit (GGL) Gußeisen mit Kugelgrafit (GGG)

41 Metallische Werkstoffe Seite Stahlguss Unter Stahlguss versteht man Eisen-Kohlenstoff- Legierungen mit C-Gehalten bis ca. 2%, deren Formgebung durch Gießen erfolgt. Gegenüber Gusseisen und Temperguss ist der Stahlguss infolge seiner hohen Schmelztemperatur und seiner ca. 2 % betragenden Schwindung schwierig zu vergießen. Wie bei den Stählen unterscheidet man je nach chemischer Zusammensetzung zwischen unlegiertem, niedriglegiertem und hochlegiertem Stahlguss. Beim Vergießen des Stahlgusses entsteht ein typisches Gussgefüge, das sog. Widmannstättengefüge. Dieses Gefüge ist sehr spröde, so dass der Stahlguss i.d.r. einer nachfolgenden Wärmebehandlung unterzogen wird (Normalglühen, Vergüten). Stahlguss gelangt zur Anwendung: wenn hohe Festigkeit und Zähigkeit gefordert werden und die Kennwerte von Gusseisen nicht ausreichen. wenn die Bauteilherstellung (Abmessungen, Form) nur gießtechnisch möglich ist (Bsp. Walzenständer mit einer Höhe von 7 m und einem Gewicht von 400 t) Mit Stahlguss können je nach Legierungszusammensetzung Festigkeitskennwerte von 700 MPa MPa erzielt werden. Stahlgussteile sind allerdings aus den nachfolgend aufgeführten Gründen erheblich teurer als solche aus Gusseisen: erhöhte Anforderungen an die Schmelze (Reinheit) hohe Schmelztemperatur (1500 C) notwendige Wärmebehandlung zur Beseitigung des Widmmannstätten-Gefüges Gusseisen Der Begriff Gusseisen ist eine Sammelbezeichnung für alle FeC-Legierungen mit mehr als 2% Kohlenstoff. Die meisten Gusseisensorten enthalten 2% bis 5% Kohlenstoff, liegen also nahe bei der eutektischen Zusammensetzung des Fe-C- System. Bedingt durch die Lage im FeC- Schaubild ergeben sich die nachfolgenden typischen Eigenschaften: niedrige Schmelztemperaturen von etwa 1250 C bis 1150 C dünnflüssige Schmelze mit sehr gutem Formfüllungsvermögen geringes Schwindmaß von rund 1% S + γ γ + Fe C 3 α + Fe C 3 C Bereich des Gußeisens Fe 3 C S + - stabiles System (Fe-C) - metastabiles System (Fe -C) D F K C-Gehalt (%)

42 Metallische Werkstoffe Seite 2.42 feinkörniges Gefüge ohne bevorzugte Kornorientierung (naheutektischer Bereich) Gusseisen ist ohne Nachbehandlung nicht schmiedbar, d.h. eine Warmformgebung ist nicht möglich. Aufgrund des hohen Kohlenstoffgehaltes ist Gusseisen nur unter großen Schwierigkeiten schweißbar. Die Dichte von Gusseisen liegt zwischen 7,2 g/cm 3 bei dickwandigem und 7,4 g/cm 3 bei dünnwandigem Guss. Gusseisen bildet beim Erstarren das Eutektikum Ledeburit, das je nach chemischer Zusammensetzung und Abkühlungsbedingungen aus Austenit und Zementit (metastabil) oder aus Austenit und Graphit (stabil) besteht. Maßgebenden Einfluss auf die Art der bei der Erstarrung des Gusseisens entstehenden Kohlenstoffphasen haben die Begleitelemente Kohlenstoff und Silizium, die beide die Graphitausscheidung begünstigen. Gusseisen mit Graphit erstarrt nach dem stabilen System (Grauerstarrung), Gusseisen mit Zementit nach dem metastabilen System (Weißerstarrung). Zwischen dem grauen und dem weißen Gusseisen liegt das sog. melierte Gusseisen, welches sowohl Ledeburit als auch Graphit enthält. Im Bereich des Gusseisen wird daher zwischen: 5 Gusseisen mit Lamellengraphit (GGL) Gusseisen mit Kugelgraphit (GGG) Temperguss (GTW, GTS). unterschieden. Auskunft über die Gefügeausbildung von Gusseisen in Abhängigkeit vom Kohlenstoff- und Siliziumgehalt gibt das Maurer- Diagramm. Ausgangspunkt der Gefügegrenzlinien des Schaubilds ist der eutektische Punkt des Fe-C-Systems bei 4,3 % Kohlenstoff. Die Linien unterteilen das Diagramm in die drei Hauptfelder: weißes Gusseisen (Temperguss) graues Gusseisen mit perlitischem Grundgefüge graues Gusseisen mit ferritischem Grundgefüge Die Übergangszonen stellen Gusseisensorten mit sog. meliertem Gefüge, einem Gemisch aus weißem und grauem Gusseisen, dar. Festigkeit und Härte des Gusseisens nehmen mit abnehmenden Gehalten an Kohlenstoff und Silizium zu. Hochfeste Gusseisensorten finden sich somit im linken unteren Bereich des betreffenden Feldes. Die Eigenschaften von Gusseisen sind vom Grundgefüge sowie von Verteilung, Menge, Form und Größe des darin eingelagerten Graphits abhängig. Vor allem die geringe Härte und Zugfestigkeit des Graphits prägt das Eigenschaftsprofil. Die metallische Grundmasse wird h o K l n e s t o f f g h e a l t Siliziumgehalt (%)

43 Metallische Werkstoffe Seite 2.43 durch die Graphiteinlagerung unterbrochen, so dass bei einer mechanischen Beanspruchung die im Innern auftretenden Kraftlinien umgelenkt werden. Es kommt dadurch zu einer inneren Kerbwirkung, die wiederum eine geringere äußere Kerbempfindlichkeit zur Folge hat. Wie die Abbildung zeigt, ist die Umlenkung der Kraftlinien (Kerbwirkung) von der geometrischer Ausbildung der Graphiteinlagerung abhängig. Die globulare Form des eingelagerten Graphits wirkt sich bei äußerer Beanspruchung günstig auf die Spannungsverteilung im Innern des Gussstückes aus. Das Bild zeigt in einer schematischen Gegenüberstellung den von der Graphitausbildung abhängigen Verlauf von Spannungslinien bei Grauguss mit Lamellengraphit und Grauguss mit Kugelgraphit. Der E-Modul des Gusseisens ist spannungsabhängig. Im Zugbereich stellen sich Werte zwischen N/mm 2 und N/mm 2 ein. Wie in der Abbildung schematisch gezeigt, verhält sich Gusseisen unter Druckbeanspruchung günstiger: s db = 3 s zb Gusseisen zeigt im Vergleich zum Stahl ein vier mal so hohes Dämpfungsvermögen. Je kleiner der E-Modul ist, desto größer ist das Dämpfungsverhalten. Das Gusseisen absorbiert die Schwingungsenergie, ohne dass es zu einer Ermüdung des Werkstoffes kommt und die Belastung die Festigkeit des Werkstoffs nicht überschreitet. Aus diesem Grund wird Gusseisen bevorzugt für Maschinenfundamente, Getriebegehäuse und Zylinderblöcke eingesetzt Graues Gusseisen Gusseisen mit Lamellengraphit (GGL) wird im allgemeinen als Grauguss bezeichnet. Beim GGL liegt in der Regel der Kohlenstoffgehalt über 3% und der Siliziumgehalt über 1.5%. Bei der Erstarrung bildet sich ein Eutektikum aus γ + Fe 3 C, welches sich bei weiterer Abkühlung beim Durchschreiten des eutektoiden Umwandlungsbereichs (Umwandlungslinie A 1 ) in Perlit oder Ferrit und Graphit umwandelt (indirekte Graphitbildung). Das Grundgefüge besteht dann aus Perlit oder Ferrit, in welches Graphit lamellenförmig eingelagert ist. Die mechanischen Eigenschaften des GG hängen stark von der Wanddicke der Gussteile ab, da diese die Abkühlbedingungen beeinflusst. Dünne Gussstücke erstarren rasch, so dass wenig und zudem meist fein verteilter Graphit ausgeschieden wird. Gussstücke mit großen Gießquerschnitten kühlen naturgemäß langsamer ab, so dass günstigere Diffusionsbedingungen für den Kohlenstoff (längere Zeiten bei hohen Temperaturen) gegeben sind. Es kommt dann zu einer erhöhten Graphitbildung, wobei sich der freie Kohlenstoff in groben Bereichen ansammelt.

44 Metallische Werkstoffe Seite 2.44 Grauguss ist genormt und wird nach der Zugfestigkeit in Güteklassen unterteilt, die von 100 N/mm 2 bis 400 N/mm 2 um jeweils 50 N/mm 2 ansteigend gestaffelt sind. Die normgerechte Bezeichnung nach E DIN 1560 erfolgt nach der Zugfestigkeit: Beispiel: EN-GJL 150 = Grauguss mit einer Zugfestigkeit von 150 N/mm 2 Da die Festigkeit von Grauguss wanddickenabhängig ist, werden nach DIN 1691 die den Güteklassen zugeordneten Zugfestigkeitswerte an Proben mit 20 mm Durchmesser ermittelt, die aus getrennt gegossenen Probestücken mit 30 mm Rohgussdurchmesser entnommen werden. Die geringe Festigkeit von Grauguss erklärt sich Rohgußdurchmesser (mm) aus dem heterogenen Gefügeaufbau. Der bei der Erstarrung ausgeschiedene Graphit ist in der Grundmasse in Form eines Lamellennetzwerkes eingelagert. Durch Beeinflussung der Schmelzbedingungen (Zugabe von Mg, Ce) ist es möglich, die Form des Graphits zu beeinflussen und Gusseisen mit Kugelgraphit zu erzeugen. Das Gusseisen mit Kugelgraphit (GGG) wird auch als Sphäroguss bezeichnet. Seine allgemeinen mechanischen Eigenschaften sind erheblich besser als jene des Graugusses. Bei gleichem Rauminhalt hat die Kugel gegenüber anderen geometrischen Formen das günstigste, d. h. kleinste Verhältnis von Oberfläche zu Volumen. Daher ist der tragende Querschnitt des stahlähnlichen Grundgefüges bei Gusseisen mit Kugelgraphit größer als bei GGL Der Sphäroguss zeichnet sich durch hohe Zugfestigkeit (bis 1200 N/mm 2 ) und große Bruchdehnung (bis 20%) aus. Gusseisen mit Kugelgraphit ist warm- und begrenzt kaltumformbar. Es erträgt neben Schwing- und Biegebeanspruchungen auch Stoßbelastungen und ersetzt in Anwendungsbereichen, in denen hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Zähigkeit gefordert werden, vielfach sogar Stahlguss. Zugfestigkeit GJL 100 GJL 150 GJL 200 GJL 250 GJL 300 GJL 400 GJL 350

45 Metallische Werkstoffe Seite Temperguss (GT) Der Begriff Temperguss kennzeichnet die graphitfrei (weiß) erstarrenden untereutektischen Fe-C-Legierungen, d.h. der Kohlenstoff liegt in Zementitform vor. Seine charakteristischen Eigenschaften erhält der Gusswerkstoff erst durch eine als Tempern bezeichnete Glühbehandlung, bei der Zementit zerlegt wird. Je nach Atmosphäre während des Temperns entsteht: Schwarzer Temperguss (GTS): bei neutraler Atmosphäre verbleibt der Kohlenstoff im Gussstück Weisser Temperguss (GTW): bei oxidierender Atmosphäre wird C entzogen Schwarzer und weisser Temperguss können leicht anhand des Aussehens der Bruchfläche erkannt werden. Die mechanischen Eigenschaften des Tempergusses liegen etwa zwischen denen von Stahl- und Grauguss. Einsatzgebiete: GTW vorzugsweise für dünnwandige Bauteile (z. B. Schlüssel, Rohrverbinder, Hebel usw.) GTS für dickwandigere Bauteile, die weiter spanend bearbeitet werden (z.b. Kolben, Zahnräder usw.).