Werkstoffkunde: Strukturen, Eigenschaften, Prüfung
Author: Wolfgang Weißbach; Michael Dahms
Date: 2011-11-23T23:00:00+00:00
Keywords: Materialwissenschaften; Werkstoffkunde; Naturwissenschaften & Technik; Maschinenbau; Physikalische Grundlagen; Bautechnik & Architektur; Ingenieurwissenschaft & Technik; Ingenieurwissenschaften; Fachbücher
Description: Mittlerweile ist der Weißbach das Standardwerk und somit ein zuverlässiger Ratgeber in Fragen der Werkstoffkunde. Auf Grund seines verständlich geschriebenen Textes ist es für den Einsatz an Fachschulen und Fachhochschulen gleichermaßen gut geeignet. Kontinuierlich werden Verbesserungen vorgenommen, Abschnitte neu gestaltet und theoretische Grundlagen vertieft. **
Publisher: Springer Verlag

Wolfgang Weißbach

Michael Dahms

Christoph Jaroschek

Werkstoffkunde

Strukturen, Eigenschaften, Prüfung

19. Auflage

Werkstoffkunde

Wolfgang Weißbach Michael Dahms

Christoph Jaroschek

Werkstoffkunde

Strukturen, Eigenschaften, Prüfung

19., vollständig überarbeitete und erweiterte Auflage

Wolfgang Weißbach

Prof. Dr. Christoph Jaroschek

Braunschweig, Deutschland

FH Bielefeld

Bielefeld, Deutschland

Prof. Dr.-Ing. Michael Dahms

FH Flensburg

Flensburg, Deutschland

ISBN 978-3-658-03918-9

ISBN 978-3-658-03919-6 (eBook)

DOI 10.1007/978-3-658-03919-6

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Vorwort

„Der Weißbach“ ist seit seiner 1. Auflage ein erfolgreiches Lehrbuch für die Werkstoff-
kunde. Es zeichnet sich aus durch seinen Anwendungsbezug und die vielen Beispiele.

Ein ganz besonderer Dank gilt an dieser Stelle Herrn Wolfgang Weißbach, der über Jahr-
zehnte hinweg mit viel Engagement das Buch inhaltlich aber auch layouttechnisch immer
weiter entwickelt hat, jetzt aber aus persönlichen Gründen leider nicht mehr für eine

Überarbeitung des Buches zur Verfügung steht. Nur weil das Lehrbuch auch permanent
normenaktuell gehalten wurde, konnte es erfolgreich in so viele Auflage geführt werden.

Mit der nun vorliegenden Auflage übernehmen Michael Dahms und Christoph Jaro-
schek die notwendigen Aktualisierungen und Ergänzungen. Das bisherige zweispaltige

Layout wird aufgelöst, weil Bücher heute auch über elektronische Systeme gelesen wer-
den.

Sämtliche Kapitel sind grundlegend überarbeitet und aktualisiert worden. Wesentliche

Veränderungen sind:

Die Kap. 9 Kunststoffe und Kap. 14 Werkstoffprüfung wurden vollständig überarbeitet und erweitert

Kapitel Tribologische Beanspruchung wurde gestrichen

Die Erweiterungen betreffen besonders die Bereiche der Kunststoffe. Hier ist besonders
das Kap. 14 zu beachten, denn es stellt das Bindeglied zwischen den sehr unterschiedli-
chen Werkstoffgruppen der Metalle und der Kunststoffe dar.

Ein besonderer Dank gilt Frau Anke Wolfram, die Unschätzbares bei der Realisierung
des neuen Umbruches und bei der Verweis-Verfolgung geleistet hat. Weiterhin gilt auch
unser Dank Herrn Thomas Zipsner, der als Lektor des Verlags ebenfalls in Fragen des

Layouts viel Arbeit hatte.

Eine Bitte richtet sich nun an Sie als Leser: sollten Sie Inhalte nicht verständlich finden
oder insgesamt vermissen, scheuen Sie sich bitte nicht, Ihre Anmerkungen an den Verlag
zu senden. Wir hoffen, dass bereits die 19. Auflage den Erfolg des „Weißbach“ fortsetzt

V

VI

Vorwort
und wir werden alles daran setzen, die nachfolgenden Auflagen in weiterhin verständlicher

Form zu gestalten.

Bielefeld, Flensburg, im Juli 2015

Christoph Jaroschek

Michael Dahms

Vorwort zur 18. Auflage

Am Lebenslauf eines technischen Erzeugnisses von der Entwicklung über seine Fertigung
mit Qualitätssicherung, der späteren Nutzung mit Wartung und evtl. Regeneration bis hin
zum Recycling, wird die zentrale Stellung des Werkstoffes deutlich. In all diesen Phasen
müssen Beteiligte ihre Maßnahmen auf die Eigenart der verwendeten Werkstoffe abstim-
men.

Ein einführendes Lehrbuch über Werkstoffe sollte eine Übersicht schaffen, über:

den theoretischen Hintergrund, denn das Verhalten der Werkstoffe lässt sich beeinflus-
sen und verändern, z. B. durch die Anwendung von Temperaturen.

die Eigenschaften, denn in der Konstruktion sind für die Auswahl von Werkstoffen und
für die Dimensionierung Kennwerte zur Berechnung notwendig, z. B. Steifigkeit, etc.

Werkstoffarten, weil es unterschiedlichste Anforderungen an ein zu entwickelndes

Bauteil bzw. System gibt, z. B. Dichte/Gewicht, Festigkeit, etc.

Das vorliegende Lehrbuch vertritt diese Richtung, die im ersten Abschnitt als Einführung
und Motivation dargelegt wird. Es wird das Prinzip „Eigenschaften sind eine Funktion der

Struktur“ erläutert und Überlegungen zur optimalen Werkstoffwahl vorgestellt. Bereits
hier werden die beiden wichtigen Werkstoffgruppen der Metalle und der Kunststoffe mit
ihrem sehr unterschiedlichen Aufbau gegenübergestellt.

Das Buch ist mit seiner Stoffauswahl und sprachlichen Gestaltung für Studienanfänger
der Fach- und Fachhochschulen angelegt und für alle Fachrichtungen, bei denen Werk-
stoffeigenschaften und Werkstoffverhalten bei technologischen Prozessen eine wichtige

Rolle spielen.

In der 18. Auflage wurden – teilweise auf Anregungen aus dem Leserkreis – Umstellun-
gen vorgenommen, Fehler berichtigt und Normen aktualisiert. Wesentliche Änderungen
sind:

Im Kap. 1 wurde die Rolle der Kunststoffe betont und wesentliche Unterschiede zu den

Metallen herausgehoben. Bei den Eigenschaften wird für alle Werkstoffe allgemein auf
das mechanische Verhalten unter Zugbelastung eingegangen.

Im Kap. 4 wurde der Abschnitt „Stähle zum Kaltumformen“ überarbeitet und aktuali-
siert.

Im Kap. 11 wurden die Werkstoffe für Lötungen gestrichen.

Vorwort

VII

Herrn Prof. Dr.-Ing. Christoph Jaroschek gilt ein besonderer Dank für die Mitarbeit am

Kap. 1.

Die Autoren danken Frau Imke Zander und Herrn Thomas Zipsner vom Lektorat Ma-
schinenbau sowie Herrn Stefan Kreickenbaum von der technischen Redaktion für die
fruchtbare Zusammenarbeit.

Autoren und Verlag danken Firmen und Instituten für Unterlagen und den Benutzern
für konstruktive Anmerkungen und Vorschläge. Wir sind auch weiterhin bestrebt, diese zu
realisieren.

Braunschweig, Flensburg, im Oktober 2011

Wolfgang Weißbach

Michael Dahms

Inhaltsverzeichnis

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge . . . . . . . . . . . . . . . . . .

1

1.1

Gegenstand und Bedeutung der Werkstoffkunde . . . . . . . . . . . . . .

1

1.1.1

Das Fachgebiet Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

1

1.2

Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik . . . . . .

3

1.3

Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik . . . . . . . . . . . . . . .

6

1.3.1

Bessere Nutzung von Werkstoff und Energie

(Material- und Energieeffizienz) . . . . . . . . . . . . . . . . . .

7

1.3.2

Oberflächenbehandlungen, Nanotechnologie . . . . . . . . . .

7

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe
erklären? . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

7

1.4.1

Atombau und Periodensystem (PSE) . . . . . . . . . . . . . . .

8

1.4.2

Bindungsart . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

10

1.4.3

Materialaufbau . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

11

1.4.4

Werkstoffeigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

17

1.5

Anforderungen an Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

22

1.5.1

Anforderungsprofil . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

22

1.5.2

Eigenschaftsprofil . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

23

2

Metallische Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

25

2.1

Metallkunde . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

25

2.1.1

Vorkommen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

25

2.1.2

Metallbindung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

26

2.1.3

Metalleigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

29

2.1.4

Die Kristallstrukturen der Metalle (Idealkristalle) . . . . . . .

31

2.1.5

Entstehung des Gefüges . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

39

2.1.6

Verformung am Idealkristall (Modellvorstellung) . . . . . . . .

47

2.2

Struktur und Verformung der Realkristalle . . . . . . . . . . . . . . . . .

51

2.2.1

Kristallfehler . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

51

2.2.2

Verformung der Realkristalle und Veränderung
der Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

56

IX

X

Inhaltsverzeichnis

2.3

Verfestigungsmechanismen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

57

2.3.1

Mischkristallverfestigung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

58

2.3.2

Kaltverfestigung (Verformungsverfestigung) . . . . . . . . . .

60

2.3.3

Feinkornverfestigung (Korngrenzenverfestigung) . . . . . . . .

63

2.3.4

Dispersionsverfestigung (Teilchen-, Ausscheidungs-) . . . . .

64

2.3.5

Verfestigungsmechanismen kombiniert . . . . . . . . . . . . . .

68

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen

(Thermisch aktivierte Prozesse) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

69

2.4.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

69

2.4.2

Kristallerholung und Rekristallisation . . . . . . . . . . . . . . .

72

2.4.3

Kornvergröberung (-wachstum) . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

76

2.4.4

Warmumformung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

77

2.4.5

Diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

79

2.4.6

Werkstoffverhalten bei höheren Temperaturen
unter Beanspruchung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

83

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

87

2.5.1

Begriffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

87

2.5.2

Zustandsdiagramme, Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . .

92

2.5.3

Zustandsdiagramm mit vollkommener Mischbarkeit
der Komponenten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

94

2.5.4

Allgemeine Eigenschaften der Mischkristalllegierungen . . .

97

2.5.5

Eutektische Legierungssysteme (Grundtyp II) . . . . . . . . . .

97

2.5.6

Allgemeine Eigenschaften der eutektischen Legierungen . . .

99

2.5.7

Ausscheidungen aus übersättigten Mischkristallen . . . . . . . 103

2.5.8

Zustandsdiagramm mit Intermetallischen Phasen . . . . . . . . 105

2.5.9

Übung: Auswertung eines Zustandsdiagrammes,

Abkühlverlauf einer Cu-Zn-Legierung (64,5 % Cu) . . . . . . 106

2.5.10 Vergleich von homogenen und heterogenen Legierungen . . . 108

2.5.11 Übersicht über Phasenumwandlungen im festen Zustand . . . 108

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 111

3.1

Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens . . . . . . . . . . . . 112

3.2

Erstarrungsformen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 115

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD) . . . . . . . . . . . . . . . . . . 117

3.3.1

Erstarrungsvorgänge . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 118

3.3.2

Die Umwandlungen im festen Zustand . . . . . . . . . . . . . . 120

3.4

Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften . . . . . . . 129

3.4.1

Mechanische Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 129

3.4.2

Technologische Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 130

Inhaltsverzeichnis

XI

4

Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 131

4.1

Erzeugung und Klassifizierung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 131

4.1.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 131

4.1.2

Ausgangsstoffe und Aufgaben der Stahlerzeugung . . . . . . . 131

4.1.3

Rohstahlerzeugung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 132

4.1.4

Sekundärmetallurgie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 134

4.1.5

Vergießen und Erstarren des Stahles . . . . . . . . . . . . . . . . 135

4.1.6

Eisenbegleiter und Wirkung auf Gefüge
und Stahleigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 137

4.1.7

Einfluss der Legierungselemente . . . . . . . . . . . . . . . . . . 139

4.1.8

Einteilung der Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 146

4.2

Stähle für allgemeine Verwendung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 148

4.2.1

Anforderungsprofil . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 148

4.2.2

Baustähle nach DIN EN 10025/04 . . . . . . . . . . . . . . . . . 150

4.3

Baustähle höherer Festigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 152

4.3.1

Die Erhöhung der Festigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 153

4.3.2

Nicht vergütete schweißgeeignete Feinkornbaustähle . . . . . 154

4.3.3

Vergütete schweißgeeignete Feinkornbaustähle,

DIN EN 10025-6/04 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 154

4.4

Stähle mit besonderen Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 156

4.4.1

Kaltzähe Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 156

4.4.2

Wetterfeste Baustähle DIN EN 10025-5/04 . . . . . . . . . . . 157

4.4.3

Austenitische Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 157

4.4.4

Ferritische Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 159

4.4.5

Stähle für Einsatz bei hohen Temperaturen . . . . . . . . . . . . 161

4.5

Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . 163

4.5.1

Automatenstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 163

4.5.2

Stähle zum Kaltumformen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 164

4.6

Stähle für bestimmte Bauteile . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 169

4.6.1

Wälzlagerstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 169

4.6.2

Federstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 170

4.7

Werkzeugstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 174

4.7.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 174

4.7.2

Kaltarbeitsstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 177

4.7.3

Warmarbeitsstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 178

4.7.4

Kunststoffformenstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 179

4.7.5

Schnellarbeitsstähle (HS-Stähle) . . . . . . . . . . . . . . . . . . 180

4.8

Stahlguss . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 182

4.8.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 182

4.8.2

Stahlguss für allgemeine Verwendung . . . . . . . . . . . . . . . 183

4.8.3

Weitere Stahlgusswerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 185

XII

Inhaltsverzeichnis

5

Wärmebehandlung der Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 187

5.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 187

5.1.1

Einteilung der Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 187

5.1.2

Zeit-Temperatur-Folgen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 188

5.1.3

Austenitisierung (ZTA-Schaubilder) . . . . . . . . . . . . . . . . 189

5.2

Glühverfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 192

5.2.1

Normalglühen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 193

5.2.2

Glühen auf beste Verarbeitungseigenschaften . . . . . . . . . . 195

5.2.3

Spannungsarmglühen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 198

5.2.4

Diffusionsglühen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 199

5.2.5

Rekristallisationsglühen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 200

5.3

Härten und Vergüten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 202

5.3.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 202

5.3.2

Austenitzerfall . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 202

5.3.3

Martensit, Struktur und Bedingungen für die Entstehung . . . 204

5.3.4

Härtbarkeit der Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 207

5.3.5

Verfahrenstechnik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 210

5.3.6

Härteverzug und Gegenmaßnahmen . . . . . . . . . . . . . . . . 216

5.3.7

Zeit-Temperatur-Umwandlung (ZTU-Schaubilder) . . . . . . . 219

5.3.8

Vergüten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 223

5.4

Aushärten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 229

5.4.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 229

5.4.2

Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 229

5.4.3

Ausscheidungshärtende Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 231

5.4.4

Vergleich Härten/Vergüten und Aushärten . . . . . . . . . . . . 232

5.4.5

Ausscheidungsvorgänge mit negativen Auswirkungen . . . . . 233

5.5

Thermomechanische Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 234

5.5.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 234

5.5.2

Thermomechanische Behandlung (TM) . . . . . . . . . . . . . . 236

5.5.3

Austenitformhärten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 236

5.5.4

Weitere Anwendungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 237

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 238

5.6.1

Überblick . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 238

5.6.2

Randschichthärten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 239

5.6.3

Einsatzhärten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 244

5.6.4

Nitrieren, Nitrocarburieren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 251

5.6.5

Weitere Verfahren (Auswahl) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 256

5.6.6

Mechanische Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 257

6

Eisen-Gusswerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 261

6.1

Übersicht und Einteilung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 261

6.1.1

Vorteile der Gusskonstruktionen . . . . . . . . . . . . . . . . . . 262

Inhaltsverzeichnis

XIII

6.1.2

Einteilung der Gusswerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 264

6.2

Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen . 265

6.2.1

Gefügeausbildung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 265

6.2.2

Graphitausbildung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 267

6.3

Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11) . . . . . . . . . 268

6.4

Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11) . . . . . . . . . . . 271

6.5

Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12) . . . . . . . . . . . . . . 274

6.6

Gusseisen mit Vermiculargraphit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 278

6.7

Sonderguss . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 280

7

Nichteisenmetalle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 285

7.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 285

7.2

Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen . . . . . . . . . . . . . 286

7.2.1

Übersicht . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 286

7.2.2

Werkstoff . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 287

7.2.3

Zustandsbezeichnungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 287

7.2.4

Knetlegierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 288

7.2.5

Gusslegierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 289

7.3

Aluminium . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 290

7.3.1

Vorkommen und Gewinnung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 290

7.3.2

Einteilung der Al-Knetwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . 292

7.3.3

Unlegiertes Aluminium, Serie 1000 . . . . . . . . . . . . . . . . 293

7.3.4

Aluminiumknetlegierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 294

7.3.4.1

Nicht aushärtbare Legierungen . . . . . . . . . . . . . 295

7.3.4.2

Aushärtbare Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . 297

7.3.5

Aluminium-Gusslegierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 298

7.3.6

Aushärten der Aluminium-Legierungen . . . . . . . . . . . . . 300

7.3.7

Neuentwicklungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 303

7.4

Kupfer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 303

7.4.1

Vorkommen und Gewinnung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 303

7.4.2

Eigenschaften, Verwendung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 304

7.4.3

Normen für Kupfer und Kupferlegierungen . . . . . . . . . . . 306

7.4.4

Niedriglegiertes Kupfer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 306

7.4.5

Allgemeines zu den Kupfer-Legierungen . . . . . . . . . . . . . 308

7.4.6

Kupfer-Zink-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 310

7.4.7

Kupfer-Zinn-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 312

7.4.8

Kupfer-Aluminium-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . 314

7.4.9

Kupfer-Nickel-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 316

7.4.10 Kupfer-Nickel-Zink-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . 317

7.5

Magnesium . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 318

7.5.1

Vorkommen und Gewinnung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 318

7.5.2

Eigenschaften von Magnesium . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 319

XIV

Inhaltsverzeichnis

7.6

Titan . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 324

7.6.1

Metallgewinnung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 325

7.6.2

Eigenschaften und Anwendung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 325

7.6.3

Titanlegierungen (DIN 17 851/90) . . . . . . . . . . . . . . . . . 326

7.7

Nickel (DIN 17743/02) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 329

7.7.1

Unlegiertes Nickel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 329

7.7.2

Niedrig legiertes Nickel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 330

7.7.3

Ni-Basis-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 331

7.8

Druckgusswerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 336

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 341

8.1

Einteilung und Abgrenzung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 341

8.2

Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe . . . . . . . . . . . . . . 342

8.2.1

Thermoschockbeständigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 343

8.3

Bearbeitung der Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 346

8.4

Werkstoffsorten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 347

8.4.1

Oxidische Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 347

8.4.2

Nichtoxidische Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 351

8.5

Neue Verfahren zur Herstellung der Pulver-Ausgangsstoffe . . . . . . . 356

8.6

Mineralglas . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 357

8.7

Vergleich einiger anorganisch-nichtmetallischer Werkstoffe . . . . . . 361

9

Kunststoffe (Polymere) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 363

9.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 364

9.2

Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 366

9.2.1

Vergleich mit Metallen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 366

9.2.2

Mechanisches Verhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 367

9.2.3

Temperaturverhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 372

9.2.3.1

Glastemperatur, Schmelztemperatur
und Zersetzungstemperatur . . . . . . . . . . . . . . . 373

9.2.4

Verarbeitungseigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 375

9.2.5

Bauteileigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 377

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 378

9.3.1

Wichtige Thermoplaste . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 381

9.3.1.1

PE, Polyethylen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 382

9.3.1.2

PP, Polypropylen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 383

9.3.1.3

PVC, Polyvinylchlorid . . . . . . . . . . . . . . . . . . 384

9.3.1.4

PS, Polystyrol . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 384

9.3.1.5

ABS, Acrylnitril-Butadien-Styrol . . . . . . . . . . . 385

9.3.1.6

PA, Polyamid . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 385

9.3.1.7

POM, Polyoximethylen . . . . . . . . . . . . . . . . . 386

Inhaltsverzeichnis

XV

9.3.1.8

PET, Polyethylentherephtalat . . . . . . . . . . . . . . 386

9.3.1.9

PC, Polycarbonat . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 386

9.3.2

Duromere und Elastomere . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 387

9.3.2.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 387

9.3.2.2

Formmassetypen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 388

9.3.3

Elastomere . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 389

9.3.4

Thermoplastische Elastomere (TPE) . . . . . . . . . . . . . . . . 393

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 395

10.1

Begriffsklärung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 395

10.1.1 Verbundwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 395

10.1.2 Werkstoffverbunde . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 397

10.1.3 Verbundkonstruktionen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 398

10.1.4 Struktur und Einteilung der Verbundwerkstoffe . . . . . . . . . 399

10.2

Schichtverbundwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 401

10.3

Faserverbundwerkstoffe (FVW) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 402

10.3.1 Faserwerkstoffe und Eigenschaften . . . . . . . . . . . . . . . . 402

10.3.2 Faserverstärkte Polymere . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 404

10.4

Teilchenverbundwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 405

10.5

Durchdringungsverbundwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 407

10.6

Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC) . . . . . . . . . . . . . . . . . 407

10.6.1 Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 407

10.6.2 Metallmatrix-Faserverbunde . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 408

10.6.3 Metallmatrix-Teilchenverbunde . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 409

10.6.4 Metallmatrix-Durchdringungsverbunde . . . . . . . . . . . . . . 410

10.6.5 Metallschäume . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 412

10.7

Keramik-Matrix-Verbunde (CMC) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 413

10.7.1 Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 413

10.7.2 Faserverbundkeramik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 414

10.7.3 Durchdringungsverbundkeramik . . . . . . . . . . . . . . . . . . 415

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften . . . . . . . . . . . 417

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 417

11.1.1 Überblick und Einordnung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 417

11.1.2 Pulverherstellung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 420

11.1.3 Formgebung und Verdichten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 421

11.1.4 Sintern . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 423

11.1.5 Nachbehandlung der Sinterteile . . . . . . . . . . . . . . . . . . 425

11.1.6 Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 426

11.1.6.1 Werkstoffe, schmelzmetallurgisch nicht herstellbar

(sog. Pseudolegierungen) . . . . . . . . . . . . . . . . 427

11.1.6.2 Pulvermischungen für Formteile . . . . . . . . . . . . 428

XVI

Inhaltsverzeichnis

11.1.7 Legierungstechniken . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 429

11.1.8 Klassifizierung, Normung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 431

11.1.9 Sprühkompaktieren (Spray Forming) . . . . . . . . . . . . . . . 432

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung . . . . . . . . . . . . . . . . . 434

11.2.1 Begriffe, Abgrenzung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 434

11.2.2 Thermisches Spritzen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 435

11.2.3 Auftragschweißen und -löten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 440

11.2.4 Abscheiden aus der Gasphase . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 441

11.2.4.1 CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition) . . . 444

11.2.4.2 PVD-Verfahren (Physical Vapour Deposition) . . . 445

11.2.5 Beschichten aus dem ionisierten Zustand . . . . . . . . . . . . . 447

11.3

Lager- und Gleitwerkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 447

11.3.1 Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 447

11.3.2 Lagermetalle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 451

11.3.3 Weitere Lagerwerkstoffe, selbstschmierende Lager . . . . . . 451

11.4

Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen . . . . . . . . . . . 452

11.4.1 Begriffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 452

11.4.2 Piezokeramik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 453

11.4.3 Formgedächtnis-Legierungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 454

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz . . . . . . . . . . . . . . . 459

12.1

Einführung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 459

12.1.1 Chemische Reaktion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 460

12.1.2 Metallphysikalische Reaktion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 460

12.1.3 Elektrochemische Reaktion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 461

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion . . . . . . . . . . . . . . . 461

12.2.1 Die Entstehung von Ionen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 461

12.2.2 Ursache der Ionenleitfähigkeit von H2O . . . . . . . . . . . . . 462

12.2.3 Lösungsdruck . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 463

12.2.4 Galvanische Spannungsreihe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 463

12.2.5 Galvanisches Element . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 464

12.2.6 Korrosionselemente . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 465

12.3

Korrosionsarten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 468

12.3.1 Korrosionsprodukte . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 468

12.3.2 Korrosionsarten und -erscheinungen . . . . . . . . . . . . . . . . 469

12.4

Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen . . . . . . . . . . . 471

12.4.1 Korrosion und Festigkeitsbeanspruchung . . . . . . . . . . . . . 471

12.4.2 Korrosion unter tribologischer Beanspruchung . . . . . . . . . 473

12.4.3 Korrosion und thermische Beanspruchung . . . . . . . . . . . . 474

12.5

Korrosionsschutz . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 475

12.5.1 Trennung von Metall und Korrosionsmittel
durch Schutzschichten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 476

Inhaltsverzeichnis

XVII

12.5.2 Korrosionsschutz durch Werkstoffwahl
oder Eigenschaftsänderung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 476

12.5.3 Änderung der Reaktionsbedingungen . . . . . . . . . . . . . . . 480

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 483

13.1

Auswahlprinzip für Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 483

13.1.1 Anforderungs- und Eigenschaftsprofil . . . . . . . . . . . . . . . 483

13.1.2 Maßnahmen zur Verbesserung nicht ausreichender

Eigenschaftsprofile . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 485

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe . . . . . . . . . . . 486

13.2.1 Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 486

13.2.2 Vereinfachte Direktwahl . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 488

13.2.3 Allgemeine, indirekte Wahl . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 489

13.2.4 Einfluss des Fertigungsweges auf die Werkstoffwahl . . . . . . 490

13.2.5 Integral- oder Differenzialbauweise? . . . . . . . . . . . . . . . 491

13.2.6 Einfluss der Bauteilmerkmale auf den Fertigungsweg . . . . . 492

13.2.7 Vergleich einiger Fertigungsverfahren . . . . . . . . . . . . . . . 494

14

Werkstoffprüfung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 497

14.1

Aufgaben, Abgrenzung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 497

14.2

Prüfung von Werkstoffkennwerten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 498

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung . . . . . . . . . . . 499

14.3.1 Zugversuch für Metalle, DIN EN ISO 6892-1/09 . . . . . . . . 503

14.3.2 Zugversuch für Kunststoffe, EN ISO 527-1 . . . . . . . . . . . 506

14.3.3 Wärmeformbeständigkeit DIN EN ISO 75-1,-2,-3 . . . . . . . 509

14.3.4 Allgemeines Bruchverhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 510

14.3.5 Zeitfestigkeiten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 514

14.4

Dynamische Belastung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 515

14.4.1 Bauteilversagen bei dynamischer Belastung . . . . . . . . . . . 516

14.4.2 Spannungszustände . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 517

14.4.3 Kerbschlagbiegeversuch (DIN EN ISO 148/11) . . . . . . . . . 518

14.4.4 Kerbschlagarbeit-Temperatur-Kurve . . . . . . . . . . . . . . . . 519

14.5

Zyklische Belastung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 522

14.5.1 Allgemeines Verhalten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 522

14.5.2 Belastungsformen bei zyklischer Belastung . . . . . . . . . . . 524

14.5.3 Dauerschwingversuche (DIN 50 100/78) . . . . . . . . . . . . . 526

14.5.4 Dauerschwingfestigkeiten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 528

14.5.5 Dauerfestigkeitsschaubild für Zug-Druck-Beanspruchung
nach Smith . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 529

14.5.6 Dauerfestigkeit und Einflussgrößen . . . . . . . . . . . . . . . . 530

14.5.7 Wöhlerversuche mit Kunststoffen . . . . . . . . . . . . . . . . . 530

XVIII

Inhaltsverzeichnis

14.6

Messung der Härte . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 531

14.6.1 Härteprüfung nach Brinell . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 532

14.6.2 Härteprüfung nach Vickers . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 535

14.6.3 Härteprüfung nach Rockwell . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 537

14.6.4 Vergleich der Härtewerte nach Brinell, Vickers und Rockwell 538

14.6.5 Schlaghärteprüfung (Poldi-Hammer) . . . . . . . . . . . . . . . 539

14.6.6 Härteprüfung nach Shore . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 540

14.7

Thermische Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 541

14.7.1 TGA (Thermo-Gravimetrie-Analyse) DIN EN ISO 11358 . . 541

14.7.2 DSC (differential scanning calorimetry) . . . . . . . . . . . . . 542

14.7.3 DMA (Dynamisch mechanische Analyse) . . . . . . . . . . . . 546

14.8

Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Versuche) . 548

14.8.1 Biegeversuch (DIN EN ISO 7438/05) . . . . . . . . . . . . . . . 548

14.8.2 Tiefungsversuch nach Erichsen (DIN EN ISO 20482/03) . . . 548

14.8.3 Stirnabschreckversuch nach Jominy (DIN EN ISO 642/00) . 549

14.9

Untersuchung des Gefüges . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 550

14.9.1 Mikroskopische Untersuchungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . 550

14.9.2 Quantitative Gefügeanalyse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 551

14.9.3 Makroskopische Untersuchungen . . . . . . . . . . . . . . . . . 552

14.10 Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle . . . . . . . 553

14.10.1 Eindringverfahren (Penetrierverfahren, DIN EN 571/97) . . . 555

14.10.2 Magnetische Prüfungen (DIN EN ISO 9934/02) . . . . . . . . 555

14.10.3 Wirbelstromprüfung (DIN EN ISO 15549/10) . . . . . . . . . . 556

14.10.4 Ultraschallprüfung (DIN EN 583, Teil 1–6/97–08) . . . . . . . 557

14.10.5 Röntgen-/Gammastrahlen-Prüfung (DIN EN 444/94) . . . . . 559

14.10.6 Computertomographie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 561

14.11 Überprüfung der chemischen Zusammensetzung . . . . . . . . . . . . . 561

14.11.1 Funkenspektrometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 562

14.11.2 Energiedispersive Röntgenanalyse (EDX)

im Rasterelektronenmikroskop . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 562

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . 565

A.1

Kennzeichnung der Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 565

A.1.1

Bezeichnungssystem für Stähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 565

A.1.2

Aufbau des Kurznamens (DIN EN 10027-1/05) . . . . . . . . . 566

A.1.3

Stähle für den Stahlbau . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 567

A.1.4

Stähle für Druckbehälter . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 567

A.1.5

Stähle für den Maschinenbau . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 567

A.1.6

Flacherzeugnisse (kaltgewalzt) aus höherfesten Stählen
zum Kaltumformen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 568

A.1.7

Flacherzeugnisse (kaltgewalzt) aus weichen Stählen
zum Kaltumformen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 568

Inhaltsverzeichnis

XIX

A.1.8

Nach der chemischen Zusammensetzung bezeichnete Stähle . 568

A.1.8.1

Unlegierte Stähle mit mittlerem Mn-Gehalt < 1 % . 568

A.1.8.2

Niedriglegierte Stähle (mittlerer Gehalt der LE

< 5 %) ohne Zeichen, auch unlegierte Stähle
mit > 1 % Mn, und Automatenstähle . . . . . . . . . 569

A.1.8.3

Nichtrostende Stähle und andere legierte Stähle

(ausgenommen Schnellarbeitsstähle), sofern der
mittlere Gehalt mindestens eines Legierungs-
elementes 5 % ist . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 569

A.1.8.4

Schnellarbeitsstähle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 569

A.1.9

Nummernsystem (DIN EN 10027-2/92) . . . . . . . . . . . . . 570

A.2

Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . 573

A.3

Bezeichnung der NE-Metalle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 574

A.3.1

Allgemeines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 574

A.3.2

Bezeichnung von Aluminium und -legierungen . . . . . . . . . 574

A.3.3

Bezeichnung von Kupfer und -legierungen . . . . . . . . . . . . 576

A.4

Bezeichnung der Kunststoffe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 577

Glossar . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 583

Sachverzeichnis . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 589

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

1

1.1

Gegenstand und Bedeutung der Werkstoffkunde

Der Abschnitt zeigt dem Einsteiger in die Werkstoffkunde die Bedeutung und Verflech-
tung mit anderen Fachgebieten, weist auf Entwicklungsrichtungen hin und stellt die
grundsätzliche Herangehensweise an den vielfältigen Stoff dar.

1.1.1

Das Fachgebiet Werkstoffe

Werkstoffe sind jener Teil der Materie, die der Mensch zur Herstellung von Gütern al-
ler Art benutzt, um seine Bedürfnisse zu befriedigen. Dazu gehören auch die Maschi-
nen zu ihrer Herstellung. Zu den Werkstoffen zählen alle Stoffe für Bauteile in Ma-
schinen, Geräten und Anlagen, ebenso das Material für die Werkzeuge zu ihrer Ferti-
gung.

Das Buch beschränkt sich auf Werkstoffe, die in der Maschinentechnik, im Fahrzeug-
bau und in der Feingerätetechnik verwendet werden. Andere Bereiche sind z. B. Luftfahrt-
werkstoffe, Werkstoffe der E-Technik und Elektronik, Baustoffe für Hoch- und Tiefbau,

Werkstoffe für Textilien und Bekleidung, Dentalwerkstoffe.

Werkstoffkunde ist der Name für ein Lehrfach, das die Erkenntnisse der Werkstoff-
wissenschaft benutzt, um Stoffeigenschaften und Vorgänge in Stoffen bei der Verarbeitung
zu erklären. Mit Hilfe von Modellvorstellungen versucht sie, das Unsichtbare zu veran-
schaulichen.

Werkstofftechnik ist der moderne Name für dieses Fachgebiet. Sie versteht ihre Auf-
gabe im Umsetzen der wissenschaftlichen Erkenntnisse in technische Anwendungen, z. B.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

1

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_1

2

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge
bei der Erzeugung von Produkten, die sich auf den Märkten behaupten können. Ihre Ziele
sind:

Eigenschaften vorhandener Werkstoffe verbessern,

Eigenschaften mittels Kennzahlen für die Berechnung in der Konstruktion bereitzustel-
len,
neue Werkstoffe entwickeln,
zugehörige Fertigungsverfahren optimieren.

Werkstofftechnik ist dabei auf die Methoden der Werkstoffprüfung angewiesen, mit denen
sich Strukturen erkennen und Eigenschaften ermitteln lassen. Das ist auch für die Quali-
tätssicherung wichtig. Ein Lehrbuch für Einsteiger in dieses Fach muss werkstoffkund-
liche Erklärungen mit anwendungsbezogenen Darstellungen und Beispielen zur Werk-
stoffanwendung verknüpfen.

Die wichtigsten Prüfverfahren sind im Kap. 13 erläutert, z. B. Härteprüfungen, Zugver-
such und Kerbschlagbiegeversuch.

Werkstoffwissenschaft ist ein Fachgebiet der Ingenieurwissenschaften. Es besteht fä-
cherübergreifend aus Inhalten von Chemie, Physik, Kristallographie, Maschinenbau und

Biowissenschaften.

Jede Wissenschaft muss als Erstes ihre Gegenstände ordnen, hier also die Vielzahl
der Werkstoffe in Gruppen einteilen. Das kann nach verschiedenen Gesichtspunkten er-
folgen, z. B. eine Grobgliederung nach Art der kleinsten Teilchen und ihrer Bindungsart

(Abb. 1.1).

Eine häufig benutzte Zweiteilung ist die nach der Verwendungsart:

Strukturwerkstoffe geben dem Bauteil die geometrische Form und Steifigkeit gegen-
über den angreifenden Kräften, z. B.: Stahl, Aluminium- und Titanlegierungen für große

Bauteile, Strukturkeramik für z. B. Abgasturbinenläufer, Kunststoffe für kleinere Teile.

Funktionswerkstoffe übernehmen, meist örtlich begrenzt, spezielle Aufgaben auf-
grund ihrer besonderen chemisch-physikalischen Eigenschaften, z. B.: Metalle zum Ober-
flächenschutz, Lagerwerkstoffe, Funktionskeramik für elektronische Bauelemente u. a.

Werkstoffe

Metallatome mit

Metall-Nichtmetallatome mit

Nichtmetallatome (C-Atome)

Metallbindung

Ionenbindung u. Mischformen mit Elektronenpaarbindung

Metalle, Legierungen

Keramik, Glas

Holz, Kunststoffe

Verbundwerkstoffe

Abb. 1.1 Einteilung der Werkstoffe nach Bindungsart

1.2

Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

3

1.2

Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

In der Entwicklung sind Ingenieure und Techniker an irgendeiner Stelle des folgenden

Aufgabenkomplexes tätig (Abb. 1.2):

I

Bauteile müssen so entworfen, wirtschaftlich hergestellt und in Funktion er-
halten werden, dass sie eine hohe, dabei sinnvolle Lebensdauer erreichen.

Als Lebensdauer ist bei belasteten Bauteilen die Zeit anzusehen, in der das Bau-
teil seine Aufgabe (Funktion) voll erfüllt (d. h. funktioniert). Beispiele hierfür sind:

Standmenge, Standzeit von Werkzeugen,

Laufleistung von Reifen, Motoren,

Lastspiele von Federn.

Bereits bei der Werkstoffwahl muss der Fertigungsweg vorgedacht werden. Das betrifft
auch Verfahren, die seine Eigenschaften den Anforderungen anpassen und der Sicherung
der Qualität dienen. Bei allen Fertigungsstufen sind vorbeugende Maßnahmen zu treffen,
um Ausschussteile zu vermeiden. Ziel ist die Null-Fehler-Produktion.

Die Verflechtung der Werkstofftechnik mit Konstruktion und Fertigung sowie ihr Ein-
fluss auf die Kosten eines Bauteils sind dem Studienanfänger meist nicht klar. Die gegen-
seitigen Abhängigkeiten aufzeigen und auf die Schwierigkeit des Problems „optimale“

Werkstoffwahl weisen.

Im Lebenslauf der Bauteile ist in allen Phasen der Einfluss des Werkstoffes auf die zu
fällenden Entscheidungen erkennbar.

Konstruktion Der Entwurf von Gestalt und Abmessungen des Bauteiles erfordert Be-
rechnungen entsprechend der Festigkeitslehre, hierfür sind Kennwerte zu den Materialei-
genschaften notwendig. Das Fertigungsverfahren bestimmt ebenfalls die Werkstoffart mit

Rückwirkung auf die Gestalt.

Abb. 1.2 Wechselwirkungen zwischen Werkstoff, Konstruktion und Fertigungsablauf

4

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Beispiel: Blechkonstruktion für Fahrradrahmen

Ein Fahrradrahmen aus Aluminium ist leichter als ein Stahlrahmen, wegen des gerin-
geren E-Moduls muss der verwendete Rohrquerschnitt einen größeren Durchmesser
haben. Ein Bauteil soll insgesamt dünnwandig sein, hier bietet sich eine Blechkon-
struktion aus gestanzten und gebogenen Blechen an. Möglicherweise sollen mehrere

Einzelteile miteinander verschweißt werden, nicht alle Materialien eignen sich hier-
für.

Fertigung Die Festlegung der Arbeitsgänge, ihre Durchführung und die Kontrollen zur

Qualitätssicherung bezeichnet man als Fertigung. Die Arbeitsgänge müssen die Eigen-
schaften des Werkstoffes berücksichtigen. Keiner ist für alle Fertigungsverfahren geeig-
net. Für hohe Stückzahlen sind nur wenige Fertigungsverfahren einsetzbar, sie beeinflus-
sen rückwirkend die Werkstoffwahl.

Beispiel: Gießverfahren für ein Bohrmaschinengehäuse

Ein Gehäuse für eine Bohrmaschine muss in hohen Stückzahlen hergestellt werden.

Hier bietet sich ein Gießverfahren an. Für größte Stückzahlen sind Verfahren mit auf-
wändigen Werkzeugen geeignet, die endformnahe oder endformgetreue Teile in kurzer

Zeit liefern.

Qualitätssicherung Das große Ziel einer Null-Fehler-Produktion erfordert vorbeugende

Maßnahmen, um unzulässige Änderungen von Bauteil und Werkstoffeigenschaften oder
auch Prozessunterbrechungen zu vermeiden. Die FMEA muss dazu alle Verfahrensbedin-
gungen (Prozessparameter) überprüfen.

Beispiel: Qualitätssicherung mit der Ausfallmöglichkeits- und Einfluss-Analyse

FMEA (Failure Mode and Effects Analysis) ist die Ausfallmöglichkeits- und Einfluss-

Analyse. Sie dient zum Aufdecken von Schwachstellen in allen Phasen der Produktion

(System-, Konstruktions- und Prozess-FMEA). Mitarbeiter aus Entwicklungs- und Pro-
duktionsabteilungen bewerten miteinander die Einflüsse einzelner Arbeitsschritte.

Betriebsunterhaltung Das Bauteil übernimmt seine Funktion in einer Maschine im Zu-
sammenspiel mit anderen unter Betriebsbedingungen (Wärme, Staub, feuchte Luft) und
muss zur Funktionserhaltung gewartet werden. Zur Wartung werden Schmiermittel und

Korrosionsschutzmaßnahmen eingesetzt, die auf den Werkstoff abgestimmt sein müssen.

Schadensfall Die Lebensdauer des Bauteiles wird durch Verschleiß oder Korrosion ver-
mindert, evtl. beendet. Überlastung führt zum Gewaltbruch, Ermüdung zum Dauerbruch.

Die Schadensanalyse versucht die Ursachen zu ermitteln, um zu klären, ob:

Überbeanspruchung oder

Werkstoffversagen

1.2

Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

5
vorliegt. Durch Änderungen der Konstruktion, des Werkstoffes oder mittels einer anderen

Oberflächenbehandlung können künftige Schäden am Bauteil vermieden werden.

Regeneration Die Aufarbeitung von verschleißgeschädigten Bauteilen kann günstiger
sein als Ersatz durch neu gefertigte (auch unter ökologischen Gesichtspunkten!). Das gilt
besonders für größere Bauteile, die nicht Serienteile sind.

Beispiel: Aufarbeitung geschädigter Bauteile durch Beschichtungsverfahren

Geschädigte Bauteile können nach zahlreichen Verfahren beschichtet werden. Sie sind
z. T. werkstoffabhängig. Auftragsschweißen von Radspurkränzen, Hartverchromen von

Wellenzapfen, thermisches Spritzen.

Recycling Abnehmende Rohstoffvorräte und dadurch zunehmende Rohstoffpreise för-
dern die Wiederverwertung ausrangierter technischer Produkte. Das ist auch zum Schutz
der Umwelt erforderlich. Nach EU-Richtlinien ist für die Zulassung neuer Kfz-Typen ein

Nachweis der Eignung zum wirtschaftlichen Recycling erforderlich..

Zurzeit sind es 85 %, ab 2015 sogar 95 %. Wegen der Rücknahmeverpflichtung von

Altautos legen die Hersteller dazu umfangreiche Dateien mit Werkstoffbezeichnungen und

Zerlegeplänen für die einzelnen Baugruppen an.

Zunehmend wichtiger wird der Einsatz solcher Fertigungsverfahren, die mit gerin-
gem Werkstoffverbrauch auskommen und keinen Sondermüll erzeugen. Schrott und Ferti-
gungsabfälle müssen in miteinander verträgliche Fraktionen sortiert werden, wenn daraus
wieder brauchbare Werkstoffe entstehen sollen. Das Schema zeigt die Verwertungskreis-
läufe für Kunststoffabfälle (Abb. 1.3).

I

Kühlschmierstoffe für die Zerspanung müssen als Sondermüll entsorgt werden.

Neue keramische Schneidstoffe arbeiten im Trockenschnitt oder mit Minimal-
mengenschmierung.

Demontage und Sortierung

Shredder

Verwertung von Kunststoffabfällen
werkstofflich
rohstofflich
energetisch

(sortenrein)

(vermischt)

(verschmutzt)

Aufbereitung

Aufbereitung

Aufbereitung

Aufbereitung

Mischen und

Hydrierung

Zement-

Sondermüll-

Granulieren

Thermolyse
herstellung
verbrennung

Teile-

Pyrolyse

Heizkraftewerke

Hausmüll-
herstellung

Vergasung

Müllverbrennung
verbrennung

Gebrauch

Chemie, Hochofen

Energienutzung

Deponie

Abb. 1.3 Recycling von Kunststoffen

6

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

1.3

Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik

Die Endlichkeit der Rohstoffvorräte auf der Erde lässt Kosten für Werkstoffe und Energie
steigen. Das gestiegene Umweltbewusstsein fordert zusätzlich einen sparsameren Um-
gang mit der Energie und den Rohstoffen (sustainable development – nachhaltige Ent-
wicklung). Seit der UN-Konferenz 1992 in Rio soll die gegenwärtige Gesellschaft zur

Befriedigung ihrer Bedürfnisse nicht alle Energie- und Rohstoffquellen (Ressourcen) so
ausschöpfen, dass künftigen Generationen nichts mehr übrig bleibt.

Technische Produkte sind dem Druck eines internationalen Wettbewerbs ausgesetzt.

Dadurch stehen die Hersteller ständig unter dem Zwang,

Herstellkosten zu senken oder
bessere Produkte zu gleichem Preis zu liefern.

Konstruktionen sind heute oft ausgereift, sodass eine Verbesserung nur noch über die

Werkstoffe möglich ist (Tab. 1.1). Neben bekannten Werkstoffen, die weiterentwickelt
wurden, sind es neue Materialien, deren Entwicklung ständig weitergeht. Sie sind oft nur
mit neuen Fertigungsverfahren konkurrenzfähig.

Innovative Werkstoffanwendung heißt, die Ergebnisse der Werkstoffforschung nicht
nur in den „High-Tech-Produktionen“ (Luft- und Raumfahrt), sondern auch in den anderen

Zweigen auf konventionelle Bauteile anzuwenden.

Das Umsetzen der Forschungsergebnisse zur Herstellung neuer technischer Produkte
ist die große Aufgabe der Werkstofftechnik. Dabei lassen sich drei Zielrichtungen erken-
nen.

Reduktion des Werkstoff- und Energieverbrauches durch Leichtbau,

Oberflächenbehandlung als Schutz gegen Verschleiß,

Korrosion und zum Erzielen neuer chemisch-physikalischer Effekte.

Tab. 1.1 Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik

Entwicklungsrichtung

Beispiele

Leichtbau durch Werkstoffe höherer Festigkeit

Thermomechanische Behandlung von Blech

(TM), höherfeste Stähle für Stahlkonstruktio-
nen erlauben kleinere Blechdicken

Verbundwerkstoffe (Fasern) mit konstruierter

C-Faserverstärkte Kunststoffe für Bauteile, die

Anisotropie
hohen Beschleunigungen unterliegen: Kardan-
wellen, Pleuel.

Al- und Mg-Legierungen mit höherer Festigkeit Lithium, Li (Dichte 0,534 g=cm3) in Al- und
entwickeln

Mg-Legierungen ergibt ca. 10 % leichtere

Werkstoffe mit höheren E-Moduln. Auch durch

Teilchenverstärkung mit Oxidpartikeln möglich

Bauteile mit Metallschaumkern

Karosserieteile im Frontbereich als Crash-

Absorber

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

7

Tab. 1.2 Beispiele für Oberflächenbehandlungen

Maßnahmen

Beispiele

Verschleißschutz für alle Oberflächen

Dünne Schichten (< 20 µm) durch CVD- und

PVD-Verfahren in vielen Stoffkombinationen, auch
mehrschichtig. Diamantartige Strukturen mit hoher

Wärmeleitung

Nanopartikel in der Oberfläche

Nano-Rußpartikel in der Lauffläche von Reifen erhöhen
die Laufleistung. Anorganische Nano-Partikel, die bei

Erhitzung aufquellen und isolieren

Nanostrukturierte Oberflächen

Nano-Silber ergibt antibakterielle Wirkung auf
medizinischen Geräten Härtung der Oberfläche von

Polymeren bei Erhaltung der Transparenz, wasser-, öl-
oder schmutzabstoßende Eigenschaften (hydro- oder
lypophob). Ebenso ist eine anziehende Wirkung mög-
lich (hydro- oder lypophil)

1.3.1

Bessere Nutzung von Werkstoff und Energie

(Material- und Energieeffizienz)

In der BRD werden Materialien im Werte von 5000 Mrd. C verarbeitet, die Materialkosten
betragen etwa 42 % der Gesamtkosten. Steigende Rohstoffpreise bereiten hier Probleme
und sind Gegenstand zahlreicher Bemühungen. Die Deutsche Materialeffizienzagentur

(DMEA, www.demea.de) berät über ein Netzwerk kleine und mittlere Unternehmen zu

Einsparmaßnahmen für Werkstoffe, Betriebsstoffe und Energie. (Hinweise: seit 2004,

Deutscher Materialeffizienzpreis des BMWi).

1.3.2

Oberflächenbehandlungen, Nanotechnologie

Nanotechnologie fasst die Verfahren zusammen, die sich mit der Erzeugung, Verarbeitung
und Anwendung von Teilchen und Strukturen in der Größe von <100 nm befassen (nano
bedeutet 1 Milliardstel, 109/ (Tab. 1.2).

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften
der Werkstoffe erklären?

Die Eigenschaften der Werkstoffe lassen sich mit ihrem Aufbau erklären, wobei die De-
tails häufig selbst mit Mikroskopen nicht sichtbar sind. Vielfach muss der Blick bis auf
die Ebene der Atome gerichtet werden. Diese Betrachtung basiert auf Gedankenmodel-
len, die über Versuche vielfach bestätigt wurden und die Grundlage für die Vorhersage
des Werkstoffverhaltens sind.

8

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Beispiele für unterschiedliches Werkstoffverhalten

Holz hat längs zur Wuchsrichtung Fasern, weshalb es in dieser Richtung eine erheblich
höhere Belastung aushält.

Gusseisen (GJS) zeigt bei Betrachtung unter dem Mikroskop (Abb. 1.8) neben ei-
gentlichen Eisen noch Graphitkugeln, die dem Material eine gewisse Selbstschmierung
mitgeben.

Man kann zwei Werkstoffgruppen unterscheiden:

Metalle sind in ihrem Aufbau atomar: Atome sind Grundbausteine und bestehen aus
einem Protonen-Atomkern und einer Hülle aus Elektronen. Atome können sich gegen-
seitig anziehen, wenn ihr Abstand sehr klein ist.

Kunststoffe sind molekular: Moleküle sind Ansammlungen von Atomen, die über die

Elektronen der Hülle fest miteinander verbunden sind.

Dieser Aufbau erklärt das unterschiedliche Verhalten der Werkstoffe z. B. unter mechani-
schen Lasten oder ihre elektrische Leitfähigkeit. Eine Erklärung, weshalb ein Werkstoff
einen Aufbau entsprechend der beiden Gruppen hat, liefert das Periodensystem.

1.4.1

Atombau und Periodensystem (PSE)

Atome sind die kleinsten beständigen Teile der chemischen Elemente. Die Stellung im

PSE ist verknüpft mit der Struktur der äußersten Elektronenhülle eines Atoms. Sie ist für
das chemische Verhalten des Elementes maßgebend. Im PSE (Abb. 1.4) sind die Elemente
mit steigenden Ordnungszahlen von 1 bis über 92 in:

7 waagerechten Perioden und

8 senkrechten (Haupt)-Gruppen angeordnet.

Im PSE nimmt von Element zu Element die Zahl der Protonen im Kern und die der Elek-
tronen in der Hülle um eins zu.

Das hinzukommende Elektron wird in die jeweils nächsthöhere Schale (Energieniveau,

Orbital) eingebaut. Die Außenschale kann max. 8 Elektronen aufnehmen. Das ist bei den

Edelgasen der Fall (Ausnahme He mit 2 Elektronen). Daraus folgt die Theorie, alle ande-
ren Elemente versuchen, durch chemische Bindungen mit anderen Atomen diese stabile

Edelgaskonfiguration herzustellen.

Die Eigenschaften der Elemente (und ihrer Atome) ändern sich in jeder Periode von
links nach rechts wiederkehrend und in den Gruppen von oben nach unten. Dabei wird
unterschieden in Hauptgruppen- und Nebengruppenelemente.

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

9

Hauptgruppen-

Hauptgruppen-Elemente

Elemente

IA

IIA IIIA

IVA

VA

VIA

VIIA

VIII

A

H

1s

He

2s

Li

Be

B

C

N

O

F

Ne

Nebengruppen-Elemente

1,0

1,5

2,5

3,0 3,5 4,0

3s

Na Mg

Al

Si

P

S

Cl

Ar

IIIB

IVB

VB

VIB VIIB

VIIIB

IB

IIB

0,9

1,2

1,5

1,8

2,1

2,5

3,0

4s

K

Ca

Sc

Ti

V

Cr

Mn

Fe

Co

Ni

Cu

Zn

Ga

Ge

As

Se

Br

Kr

0,8

1,0 1,3

1,5

1,6

1,6

1,5

1,8

1,8 1,8

1,9

1,6 1,6

1,8

2,0

2,4

2,8

5s

Rb

Sr

Y

Zr Nb Mo

Tc

Ru

Rh

Pd

Ag

Cd

In

Sn

Sb

Te

J

Xe

0,8

1,0 1,3

1,4

1,6

1,8

1,9

2,2

2,2 2,2

1,9

1,7 1,7

1,8

1,9

2,1

2,5

6s

Cs

Ba

La 1) Hf

Ta

W

Re

Os

Ir

Pt

Au

Hg

Tl

Pb

Bi

Po

At

Rn

0,7

0,9

1,3

1,5

1,7

1,9

2,2

2,2 2,2

2,4

1,9 1,8

1,8

1,9

2,0

2,2

1)

Fr

Ra

Ac 2)

Lanthaniden (14 seltene Erde n), bei ihren Atomen wird das 4f-Orbital aufgefüllt,

7s

2)

0,7

0,9

Actiniden (14 Transurane), bei ihren Atomen wird das 5f -Orbital ausgefüllt

Innerhalb einer senkrechten Hauptgruppe nimmt

Gruppen-Nr.

= Anzahl der Außenelektronen
die Anzahl der Elektronenschalen um eine zu.

Innerhalb einer waagerechten Periode nimmt die

Perioden-Nr.

= Anzahl der Schalen

Anzahl der Außenelektronen um jeweils eins zu.

Abb. 1.4 Periodensystem der Elemente mit der Angabe der Elektronegativität

I Hauptgruppenelemente: Ihre Atome haben vollständige Unterschalen; das hinzu-
kommende Atom wird in die Außenschale eingebaut.

Nebengruppenelemente: Ihre Atome haben unvollständige Unterschalen; das hinzu-
kommende Atom wird dort eingebaut.

Das Verhalten der Atome richtet sich nach der Zahl der Elektronen auf der Außen-
schale und der Elektronegativität (EN). Diese ist ein relatives Maß für die Fähigkeit eines

Atoms, Elektronen in einer chemischen Bindung an sich zu ziehen, womit auch Elektro-
nen benachbarter Atome betroffen sind. Im hier abgebildeten PSE stehen die EN-Zahlen
unterhalb des Element-Symbols.

Nach dem Verhalten der Außenelektronen werden die Elemente grob eingeteilt in:

Metalle (niedrige EN-Zahlen), sie sind im linken unteren Bereich des PSE einschließ-
lich der sog. Nebengruppenelemente, zu denen die meisten der technisch wichtigen

Metalle zählen.

Nichtmetalle (höhere EN-Zahlen, Fluor, die höchste mit 4,0), sie sind im oberen rech-
ten Bereich des PSE. Davon sind Stickstoff N und Phosphor P in Metallverbindungen
für Werkstoffe von Bedeutung. Die Edelgase werden als Schutzgase und Füllung von

Leuchtröhren verwendet.

10

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Tab. 1.3 Bindungen in der Materie

Eigenschaft

Metallbindung

Ionenbindung

Kovalente

Nebenvalenz-

Bindung
bindung

Bausteine,

Metallatome und

Positive Metall-

Moleküle der

Kräfte zwischen

Teilchenart
freie Elektronen
und negative

Nichtmetalle
benachbarten

Nichtmetallionen
besonders C

Molekülen

Kräfte zwischen
mittel bis groß
groß
sehr groß
sehr schwach
den Bausteinen

Siede- und
hohe Siedepunkte hohe Siede- und
niedrige Siede- u. niedrige Schmelz-

Schmelzpunkte

Schmelzpunkte

Schmelzpunkte
punkte

Elektrische Leit-
gute Elektronen-

Ionenleiter in
z. T. Isolatoren

Nichtleiter
fähigkeit
leiter

Schmelzen und

Lösungen Nicht-
leiter

Plastische
vom Kristallsys-
nicht vorhanden,
unverformbar

Verformbarkeit
tem abhängig,
spröde

Diamant (3-D-Gitter)

– kalt
meist gut

–
gut (Thermoplaste)

– warm
sehr gut
z. T. unter Druck

Typische

Metalle und

Metalloxide,

Graphit, Kunststoffe Diamant,

Vertreter

Legierungen

Salze

Bornitrid

Eine Abgrenzung ist nicht scharf, sondern ein Bereich (in Abb. 1.4, schattierte Elemente).

Sie verhalten sich je nach Kristallgitter metallähnlich (Halbmetalle) oder nichtmetallähn-
lich.

Kohlenstoff hat die größte Bedeutung für die Technik. Seine Verbindungen mit Was-
serstoff, die Kohlenwasserstoffe, sind sowohl Energieträger (Brennstoffe) als auch Basis
für fast alle Kunststoffe. In Verbindung mit Nichtmetallen bildet es Carbide, die in kleinen

Anteilen in Legierungen deren Verschleißfestigkeit erhöhen.

1.4.2

Bindungsart

Für den Materialaufbau sind die Kräfte der Atome untereinander entscheidend. Ihre Größe
und Richtung erklären die Eigenschaftsunterschiede von Metallen, Keramik und Kunst-
stoffen (Tab. 1.3).

Bindungsenergie hält die Atome zusammen. Je höher die Energie der Bindung, de-
sto mehr Energie muss aufgebracht werden, um die Bindung zu lösen. Stoffe mit hohen

Bindungskräften haben daher hohe Schmelzpunkte.

Die stärkste Bindung ist die kovalente Bindung zwischen zwei Nichtmetallen. Diese

Elemente haben wegen der hohen Elektronegativität das Bestreben, Elektronen an sich
zu binden. Bei geringem Abstand überlagern sich die Außenhüllen (Abb. 1.5), so dass
die Elektronen der beiden Atome nicht mehr einem Atom zugeordnet werden können und
somit die beiden Außenhüllen scheinbar eine Edelgaskonfiguration haben. Dieser Zustand
ist energetisch sehr stabil und lässt sich nur mit erhöhter Energie lösen. Moleküle bestehen
aus mindestens 2 oder mehr Atomen.

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

11

Abb. 1.5 Zwei Fluor-Atome
binden sich zu einem Fluor-

Molekül

F

+

F

F

F

Abb. 1.6 Entstehen einer

Ionenbindung

Na

Cl

Ionenbindung Bei der Annäherung eines Metall- und Nichtmetallatoms kann die Diffe-
renz der Elektronegativität größer als 1,8 sein. Dann geht mindestens ein Elektron vom

Atom mit kleinerer EN auf das benachbarte Atom über. Dadurch entstehen ein positi-
ves und ein negatives Ion. Diese Ionen ziehen sich an, es entsteht eine Ionenbindung

(Abb. 1.6). Zum Beispiel das Natriumatom Na hat eine kleine EN-Zahl, weil das einzige

Außenelektron weit vom Kern entfernt ist. Es wird leicht vom Chloratom Cl aufgenom-
men. Es entstehen unterschiedlich geladene Ionen, die sich anziehen.

Metallbindung Bei Metallen, deren Atome durch die Massenanziehungskraft verbunden
sind, liegt Metallbindung vor. Sie ist schwächer als die Ionenbindung. Wegen der kleinen

EN geben die Atome die Elektronen der Außenhülle an die Umgebung ab, womit frei
bewegliche Ladungsträger für die Leitung elektrischen Stromes bereit stehen.

Wegen der kleinen Reichweite dieser Kraft kann sie nur bei enger und geordneter Lage
der Atome wirken (Modelle in Abb. 1.7). Sie bilden ein räumliches Gitter mit gleichen

Abständen, ein Kristallgitter.

Nebenvalenzkräfte Unterschiedliche Anziehungskräfte zwischen Molekülen werden als

Nebenvalenzkräfte bezeichnet und ergeben die schwächste Bindungsart, als zwischenmo-
lekulare Bindung bezeichnet.

1.4.3

Materialaufbau

Metalle

Bei mikroskopischer Betrachtung erkennt man bei Metallen ein Gefüge. Je nach Rein-
heitsgrad bzw. Legierung sieht man unterschiedliche Körner. Die voneinander abgegrenz-
ten Körper werden als Phasen bezeichnet (Abb. 1.8).

12

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Abb. 1.7 Kugel- und Stäbchenmodell eines kubischeinfachen Gitters. Kugelmodelle (a). Atom-
durchmesser und Atomabstände sind etwa maßstäblich, die Teilchen liegen dichter, aber die
geometrische Anordnung ist schlechter erkennbar. Stäbchenmodelle (b) lassen die geometrische

Struktur (z. B. Würfel, Quader) erkennen, die Teilchen (Atome, Ionen) sind unmaßstäblich kleiner
und berühren sich nicht

Abb. 1.8 2-phasiges Gefüge
von Gusseisen mit Kugel-
graphit GJS: Graphitkugeln

(Phase 1) in einem Grundgefü-
ge aus Fe-Kristallen (Phase 2)

I Phasen sind in sich homogene Körper mit etwa konstanten Eigenschaften, die durch
eine Grenzfläche von andersartigen Phasen unterschieden werden können.

Diese Phasen wachsen durch die Entstehungsvorgänge zum Gefüge des Werkstoffes,
z. B.:

Erstarren einer Schmelze (Gussgefüge),

Umformen eines Metalls (Walzgefüge)

Abbildung 1.9 zeigt, wie wir durch immer feiner werdende Betrachtung das Gefüge weiter
unterteilen und gedanklich zu den kleinsten beständigen Materieteilchen (Atomen, Mole-
külen) gelangen können.

Ionen und Metallatome kristallisieren wegen ihres einfachen Aufbaus als Feststoff,
d. h. sie lagern sich regelmäßig aneinander. Die Regelmäßigkeit freigewachsener Kristalle
beruht auf der Ordnung der Teilchen im Verband. Dadurch gelingt es, anziehende und
abstoßende elektrostatische Kräfte ins Gleichgewicht zu bringen (Abb. 1.10).

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

13

Abb. 1.9 Struktur bei metalli-

Makroskopisch
schen Werkstoffen

Gefüge

Mikroskopisch

Phasen
mit Ausrichtung
ohne Ausrichtung

(z.B. nach Walzen)

Körner
meist
seltener
geordnete Struktur
ohne Ordnung

Kristallgitter
amorphe Stoffe
meist
selten
mit Fehlern
ohne Fehler

Realkristall

Idealkristall

Atome, Ionen, Moleküle

Abb. 1.10 Kristallgit-
ter (einfach kubisch) mit

Elementarzelle und Gitter-
konstanten a

In diesem Zustand ist der Energiezustand sehr gering, ein Auflösen dieser Ordnung
braucht demnach viel Energie. Damit können hohe Schmelzpunkte erklärt werden. Den

Begriff Kristall verbindet man zunächst mit freigewachsenen Mineralien, wie z. B. Quarz-
kristallen. Die ebenen Flächen deuten auf eine innere Ordnung, das Kristallgitter hin (in

Abschn. 2.1.4 ausführlich behandelt).

Gefüge von Metallen haben als Phasen überwiegend metallische Kristalle. Sie sind
klein, so dass sie erst nach entsprechenden Vorbereitungen erkennbar werden, das er-
folgt durch Schleifen, Polieren und evtl. Ätzen. Unter dem Mikroskop lassen sich dann
zusammengewachsene Kristalle, als Kristallkörner oder Kristalliten bezeichnet, neben
nichtmetallischen Einschlüssen (z. B. Schlackenteilchen) erkennen und Korngröße und

Kornform beurteilen.

14

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Abb. 1.11 Ketten oder Faden-
moleküle

Kunststoffe

Kunststoffe bestehen aus fadenförmigen Makromolekülen, deren Verhältnis von Länge zu

Dicke zwischen 103 und 105 liegt. Diese großen Moleküle sind ähnlich wie sehr lange

Spaghetti ineinander verknäuelt (Abb. 1.11).

Beispiel: Spaghettimodell

Spaghetti sind ein gutes Modell für Kunststoffe. Die Moleküle haben eine Dicke von
ca. 0,1 nm und sind damit mikroskopisch nicht sichtbar. Ein Spaghettihaufen zeigt, dass
lange Fäden sich ineinander verknäueln. Die einzelnen Stränge können gegeneinander
gleiten, wenn die Kräfte zwischen ihnen (Sekundärbindungen) klein sind.

Der Zusammenhalt zwischen den Molekülen erfolgt über die sehr schwachen Nebenva-
lenzbindungen, die sich bereits bei niedriger Temperatur, der sog. Glastemperatur Tglas
lösen, so dass die Moleküle frei beweglich sind und der Kunststoff dann fließen kann.

Diese Form der Kunststoffe wird auch Thermoplaste genannt, da sie bei höheren Tempe-
raturen viskos sind (umgangssprachlich und vereinfacht sagt man plastisch).

Kunststoffe haben keine Gefüge aus unterschiedlichen Kristallen. Selbst kleine Mo-
leküle sind räumlich komplex und nicht kugelförmig wie die Atome im Modell. Eine
kristalline Struktur aus Molekülen ist daher wenig wahrscheinlich. Die ungeordnet er-
starrte Struktur wird als amorph bezeichnet. Je nach chemischem Aufbau können einige

Kunststoffe teilweise kristallisieren, wobei sich ähnliche Molekülsegmente aneinanderle-
gen (Abb. 1.12).

I Glastemperatur Tglas Molekulare Stoffe sind unterhalb Tglas eingefroren und damit
spröde. Mit Überschreiten von Tglas können die Moleküle gegeneinander abgleiten, der

Stoff wird plastisch formbar.

Teilkristalline Kunststoffe können bei weiterer Erwärmung bis über die Schmelztem-
peratur Tschmelz flüssig werden, indem die kristallinen (geordneten) Bereiche ebenfalls
abgleiten können.

Eine vollständige Kristallisation ist bei Kunststoffen unmöglich, da sich die Moleküle
gegenseitig behindern. Der Grad der Kristallisation liegt meist zwischen 40 und 60 %. Der
nicht kristallisierte Teil ist amorph.

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

15

Atome
metallische
chemische

Bindung

Bindung

Metalle

Kunststoffe

Kristallgitter und
ineinander verhakte

Gleitebenen

Makromoleküle

Abb. 1.12 Der Materialaufbau von Kunststoffen ist im Vergleich zu den Metallen molekular, es
entstehen keine Gitter mit Gleitebenen, die Eigenschaften sind vielmehr vergleichbar mit denen
eines „Spaghetti-Knäuels“

Die mechanischen Eigenschaften unterscheiden sich wesentlich von denen der Metalle.

Die Kunststoffe haben keine Gleitebenen, über die sich die plastische Verformung erklären
lässt. Bei Belastung verformt sich das gesamte Knäuel, einzelne Molekülsegmente können
gegeneinander „verrutschen“. Die Temperatur spielt hier eine große Rolle, denn die Bin-
dungskräfte längs der Molekülkette sind sehr hoch im Vergleich zu den Kräften zwischen
den benachbarten Ketten. Wenn keine chemische Vernetzung der Ketten untereinander
vorliegt, genügen schon geringe Temperaturen, um eine Verformung zu ermöglichen.

Neben schmelzbaren Kunststoffen gibt es die nicht schmelzbaren Kunststoffe, bei de-
nen die Moleküle untereinander über kovalente Bindungen verknüpft sind. In dieser Grup-
pe gibt es die elastischen Elastomere und die harten und spröden Duromere.

I

Duromere (ältere Bezeichnung Duroplaste) entstehen durch chemische Reakti-
on zweier Kohlenwasserstoffe und haben enge Bindungen zwischen den Ket-
tenmolekülen.

Elastomere (Beispiel Kautschuk) entstehen durch eine chemische Reaktion mit

Schwefel (Vulkanisation) und haben weitmaschige Vernetzungen zwischen den

Kettenmolekülen.

Kohlenstoff C

Das Element hat eine Sonderstellung, da es weder zu den Metallen noch zu den Nicht-
metallen gehört. Das C-Atom hat vier Elektronen auf der Außenhülle und kann damit
unterschiedliche Bindungen eingehen. Die Bindungen sind gleichmäßig verteilt in den

Raum gerichtet (tetraedrisch) (Abb. 1.13).

Herausragend ist seine Fähigkeit, mit anderen C-Atomen über diese vier Bindungen
lange Ketten (oder Ringe) zu bilden. Dabei bindet ein jedes C-Atom jeweils zwei Nach-

16

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Abb. 1.13 Ethan-Molekül,

Ethan, C2H6
eine Aneinanderreihung von
ca. 500 solcher Moleküle zu
einer Kette ergibt den Baustein
zum Kunststoff Polyethylen

PE

Kohlenstoff, C

Wasserstoff, H

Abb. 1.14 Baustein eines Cel-
lulosemoleküls

Abb. 1.15 Graphit, hexagona-
les Schichtgitter
baratome und mit den weiteren zwei Elektronen Elemente wie Wasserstoff H, oder Sauer-
stoff O. Es können auch andere Teile chemischer Verbindungen durch kovalente Bindun-
gen an diesen zwei Bindungsarmen hängen (Abb. 1.14). Auf diese Weise ist eine große

Anzahl chemischer Verbindungen möglich (Kohlenstoffchemie).

Elementarer Kohlenstoff

Graphit Die C-Atome gehen Bindung mit jeweils drei benachbarten C-Atomen ein. Das
vierte Elektron wird nicht gebunden und ist im entstehenden flächigen Kristall frei be-
weglich. Dadurch ist Graphit elektrisch leitfähig und wegen der Schichtstruktur ein Fest-
schmierstoff (Abb. 1.15).

Diamant Die C-Atome gehen jeweils Bindung mit vier benachbarten C-Atomen ein, so
dass ein dreidimensionales Gitter entsteht (Abb. 1.16). Durch kovalente Bindung ist diese

Struktur besonders stabil und hat im Vergleich zu anderen Materialien die höchste Härte.

Das hexagonale Gitter des Graphits kann durch eine Hochdruck-Hochtemperatur-

Behandlung in das kubische Diamantgitter umgewandelt werden (künstliche, Industrie-

Diamanten).

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

17

Abb. 1.16 Diamant, kubisches

Atomgitter

1.4.4

Werkstoffeigenschaften

In diesem Abschnitt werden die wichtigsten Strukturwerkstoffe,

Metalle und ihre Legierungen mit den

Kunststoffen in ihrem Verhalten
unter der mechanischen Beanspruchung verglichen. Dieser Gesichtspunkt ist für die
ingenieurmäßige Anwendung besonders wichtig.

Im direkten Vergleich halten Metalle erheblich höheren Belastungen Stand. Kunststoffe
haben in vielen Bereichen, im Alltag wie bei technischen Anwendungen Metalle ver-
drängt. Das liegt z. B. an der günstigen Formbarkeit und an der niedrigen Dichte. Einige

Sorten können mit Faserverstärkung auch Leichtmetalle ersetzen.

Der Unterschied im mechanischen Verhalten wird deutlich bei den Ursachen für ein

Bauteilversagen. Das mechanische Versagen eines Werkstoffes unter Last ist im Allge-
meinen gekennzeichnet durch:

Bleibende Verformung oder

Spontanes Brechen/Trennen (Sprödbruch).

Für die Dimensionierung von Bauteilen sind deshalb Belastungsgrenzen erforderlich, um

Verformung oder Bruch auszuschließen. Diese Grenzen sind die zulässigen Spannungen
zul.

I Kräfte F sind physikalische Größen und zeigen Größe und Richtung einer Last an.

Kräfte wirken von außen auf ein Bauteil und bewirken im Innern von Bauteilen die Span-
nungen. Dabei wird die Kraft auf den Belastungsquerschnitt bezogen (Einheit N=mm2 D

MPa).

Normalspannungen wirken senkrecht zur Fläche,

Schubspannungen wirken parallel zur Fläche.

Zulässige Spannungen (zul) sind die ertragbaren Beanspruchungen. Ein Kriterium für
die zulässige Spannung ist in der Regel ein bestimmtes Maß an bleibender, plastischer

Verformung.

18

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Tab. 1.4 Elastizitätsmodul bei Metallen und Kunststoffen

Metalle

Kunststoffe

Stahl, unlegiert

210.000

Polyamid PA, abhängig von Luftfeuchte (LF)

und Temperatur

Cr-Ni-legiert

195.000

Titan

101.000

LF hoch = 30 °C: 1000

Aluminium

70.000

LF gering = 0 °C: 3000

Verhalten der Metalle

Wenn ein Probestab in Längsrichtung einer zunehmenden Kraft, also einer wachsenden

Zugspannung ausgesetzt wird, so lassen sich verschiedene Erscheinungen beobachten:

Geringe Längenänderungen, die nach Entlastung wieder zurückgehen, wenn die Span-
nungen unterhalb einer Grenzspannung (Elastizitätsgrenze) liegen. Bei steigenden

Spannungen kommt es zu
stärkeren, bleibenden Längenänderungen bis zum Bruch.

Im ersten sog. elastischen Bereich gilt das Hooke’sche Gesetz. Hier liegen auch die zu-
lässigen Spannungen! Metalle haben aufgrund der hohen E-Moduln nur geringe elastische

Verformungen.

I Hooke’sches Gesetz Im elastischen Bereich ist jede Spannung der zugehörigen Deh-
nung proportional. Der Proportionalitätsfaktor ist der Elastizitätsmodul E. Er beschreibt
die Steifigkeit des Metalls in diesem Bereich und ergibt sich aus dem Verhältnis von

Spannung und Dehnung im elastischen Bereich. Mit diesem Wert lässt sich somit die Ver-
formung bei einer bestimmten Beanspruchung errechnen.

E-Modul D Spannung =Dehnung "

" D =E

" D Längenänderung L=Ausgangslänge L0

L D .=E/=L0:

Beispiel: Berechnung der elastischen Verformung

Ein Stahldraht von A D 10 mm2 Querschnittsfläche und 1 m Länge wird durch eine

Zugkraft von 2100 N gedehnt. Wie groß ist die elastische Verformung?

D F=A D 2100 N=10 mm2 D 210 N=mm2

.MPa/

L D 1000 mm 210 MPa=210:000 MPa D 1 mm :

Der E-Modul verhält sich proportional zur Schmelztemperatur eines Materials. Daher
sind die Werte für metallische Werkstoffe immer erheblich größer als die der Kunststoffe

(Tab. 1.4).

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

19

Abb. 1.17 Kräfte im zugbeanspruchten Stab

Wenn die Spannungen über den elastischen Bereich hinausgehen, kommt es zur plas-
tischen Verformung,
zuerst Verlängerung,
dann zu einer örtlichen Querschnittsverminderung (Einschnürung) und Bruch.

Die plastische Verformung eines Metallgitters kann modellhaft mit dem Abgleiten der

Seiten beim Biegen eines Buches beschrieben werden. Es verschieben sich Atomschichten
in bestimmten Ebenen gegeneinander.

Abbildung 1.17a zeigt einen zugbeanspruchten Stab. Ein Querschnitt unter 90° (Bild-
teil b) wird auf Zug beansprucht. Spröde Werkstoffe würden bei Überschreiten der Zug-
festigkeit einen verformungslosen Trennbruch erleiden (Bildteil a; Ebene I-I).

In einer Fläche unter einem Winkel ˛ (Abb. 1.17c) wirkt, wie die Kräftezerlegung (d)

zeigt, neben der Normalkraft FN mit Normalspannungen auch die Schubkraft Fq welche
die Schubspannungen hervorruft. Unter ˛ D 45° erreichen diese Schubspannungen ein

Maximum.

Wenn die Bindungskräfte kleiner sind als die herrschenden Schubspannungen ent-
steht plastische Verformung, indem sich Kristallschichten gegeneinander verschieben, be-
vor es zur Trennung unter Wirkung der Normalspannungen kommt.

Die Verschiebung erfolgt auf bestimmten, sehr gleichmäßig gebauten Kristallebenen
eines Kristallgitters (Abb. 2.27 bis 2.30). Deshalb bleiben die Normalkräfte ohne Wirkung, solange die Gleitvorgänge ablaufen, also die plastische Verformung stattfindet. Sie
verursacht allerdings zunehmende Störungen im Gitter, die den Widerstand, d. h. die Fes-
tigkeit erhöhen.

Weitere Verformung erfordert deshalb zunehmend höhere Spannungen. Wenn alle

Gleitvorgänge blockiert sind, tritt der Bruch durch Trennung unter Normalkräften ein.

Durch Einbau von Störungen in die Gleitebenen wird der Gleitwiderstand erhöht, die

Festigkeit steigt. Möglichkeiten dafür sind z. B.

20

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Kaltverformung erhöht die Gitterstörungen ! erhöhter Kraftbedarf für weitere Verfor-
mung! (s. Abschn. 2.3.2, Kaltverfestigung).

Legieren baut größere oder kleinere Atome als Hindernisse in das Kristallgitter ein

(s. Abschn. 2.3.1, Mischkristallverfestigung).

Verhalten der Kunststoffe

Kunststoffe sind molekular aufgebaut, sie haben keine Gleitebenen. Die Moleküle sind im

Verhältnis zu ihre Dicke sehr lang, weshalb keine völlig geordnete Erstarrung zu Kristallen
möglich ist.

Die Moleküle einzelner Kunststoffe können unvernetzt oder vernetzt sein. Mit Ver-
netzung ist eine chemische Bindung der Moleküle untereinander gemeint, während der

Herstellung bildet sich quasi ein sehr großes Raumnetz, das nicht mehr erweichen oder
schmelzen kann.

Nicht vernetzte Kunststoffe bestehen aus sehr vielen unabhängigen und miteinander
verknäuelten Molekülen. Sie können je nach Kunststoffart und Molekülaufbau während
der Erstarrung eine unterschiedliche Struktur annehmen:

Amorphe Kunststoffe können keinen Ordnungszustand bilden.

Bei teilkristallinen Kunststoffen entstehen teilweise geordnete Bereiche, je nach Ab-
kühlgeschwindigkeit können ca. 40 bis 50 % Kristalle entstehen. Wegen der Molekül-
länge ist eine vollständige Kristallisation unmöglich.

Amorphe Kunststoffe (keine Kristallisation) erweichen oberhalb der Glastemperatur, d. h.

die Moleküle können bei Belastung gegeneinander abgleiten. Sie werden immer unterhalb
der Glastemperatur eingesetzt, sie sind weitgehend spröde.

Teilkristalline Kunststoffe sind oberhalb der Glastemperatur zäh und können bis nahe
der Erweichungstemperatur eingesetzt werden. Im kristallinen Bereich können teilkristal-
line Kunststoffe schmelzen. Im Temperaturbereich zwischen Erweichungs- und Schmelz-
temperatur sind diese Kunststoffe viskoelastisch. Die Kristalle sind quasi mechanische

Verknüpfungen der Molekülketten, wodurch oberhalb der Glastemperatur ein komplettes

Abgleiten der Ketten verhindert wird.

I Elastizität Ein Körper kann sich unter Last verformen, nach einer Entlastung geht die

Verformung vollständig zurück.

Plastizität Die Verformbarkeit unter Last ist irreversibel, d. h. unumkehrbar.

Viskosität beschreibt das Fließverhalten einer Flüssigkeit. Sie ist von Zeit, Temperatur
und Geschwindigkeit abhängig. Bei Kunststoffen wird vielfach das Feststoffverhalten als
viskos bezeichnet, das ist gleichbedeutend mit plastisch.

Viskoelastizität beschreibt das Verhalten von Kunststoffen im Bereich der Glastempe-
ratur und darüber. Die langen Moleküle erstrecken sich über Bereiche und können über
der Glastemperatur eine gewisse Elastizität aufrecht halten. Mit steigender Temperatur
nimmt die Elastizität ab und die Plastizität zu.

1.4

Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

21
t0
ε
ε
t

Belastung
σ

1

1
ε 2
t2
ε 3
erformung
t

Entlastung

3

Belastung

V
t
t

Zeit t t

1

2

3

Abb. 1.18 Kriechen, Verformung eines Kunststoffs bei Be- und Entlastung

Abb. 1.19 Mechanisches Ana-
ε
logiemodell für Kunststoffe
elastisch 1, spontan
ε
η
elastisch 2
verzögert 2
η verzögert 1

Abbildung 1.18 zeigt schematisch Knäuelmoleküle. Bei Belastung werden sie gedehnt,
nach einer ersten spontanen Dehnung "1 bei t1 erfolgt die Verformung zeitabhängig abneh-
mend bis t2. Dazu sind nur geringe Kräfte erforderlich. Bei t2 beginnt die Entlastung, die
maximale Verformung "2 geht verzögert um den Betrag "3 auf einen Restwert bleibender

Dehnung (beim Zeitpunkt t3/ zurück.

Längere Belastungen führen unweigerlich zu bleibenden Verformungen. Dabei kön-
nen die schwachen zwischenmolekularen Bindungen ein Verschieben nicht verhindern

Deshalb gibt es bei Kunststoffen im Bereich üblichen Einsatztemperaturen keinen voll-
kommen elastischen Bereich.

Analogiemodell (Abb. 1.19): Mit einer Kombination aus Federn und Dämpfern lässt
sich das mechanische Verhalten von Kunststoffen beschreiben. Unterhalb der Glastempe-
ratur ist das Material weitgehend elastisch. Die Dämpfer wirken erst oberhalb der Glas-
temperatur und repräsentieren das Abgleiten von Molekülketten. Je höher die Temperatur
ist, desto leichter „laufen die Dämpfer“. Bei einer Belastung wird dementsprechend die

Verzögerung der Verformung rascher. Das gilt auch für Rückverformungen.

Der E-Modul ist deshalb stark abhängig von Temperatur und Dehngeschwindigkeit und
somit keine Materialkonstante.

Eine weitere Folge des viskoelastischen Verhaltens der Kunststoffe ist die Relaxation,
d. i. die Ermüdung eines unter Spannung stehenden Bauteils. Beispiel: (Abb. 1.20). Ein
fest eingespanntes Seil ist um einen bestimmten Betrag " gedehnt. Die Relaxation verur-
sacht in der Zeit t1 bis t2 ein Nachgeben mit Abfall der Spannung.

Neben dem E-Modul gibt es für Kunststoffe den Kriechmodul, der mit dem Langzeit-
versuch ermittelt wird. Über diesen Wert lässt sich beurteilen, wie stark sich ein Bauteil
unter langzeitiger Belastung verformt. Im Allgemeinen dient für die Konstruktion als

Richtwert eine Verformung von " 0,5 %.

22

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge
ε
t
σ

0
t bis t
erformung

1

2

V

Spannung
t
t

1

2

Zeit t

Abb. 1.20 Relaxation, zeitabhängige Entspannung eines Kunststoffes, Dehnung konstant

Vernetzte Kunststoffe (Duromere) sind wegen der starken Bindungen zwischen den

Ketten nicht schmelzbar und nicht plastisch verformbar. Ihre E-Moduln sind höher und
die Eigenschaften weniger temperaturabhängig. Duromere werden immer unterhalb ihrer

Glastemperatur eingesetzt, sie sind formsteifer und brechen spröde.

Elastomere haben weniger Verknüpfungen zwischen den Ketten. Sie können sehr elas-
tisch sein und können sich nach Entlastung wieder weitgehend zurückverformen. Elasto-
mere werden oberhalb der Glastemperatur eingesetzt. Sie können mit den teilkristallinen

Kunststoffen verglichen werden, nur sind ihre Ketten flexibler und die Verknüpfungen
können nicht schmelzen.

1.5

Anforderungen an Werkstoffe

1.5.1

Anforderungsprofil

Jedes Bauteil soll den Anforderungen genügen, denen es im Zusammenwirken mit an-
deren innerhalb eines Systems (Gerät, Maschine) ausgesetzt ist. Zum Erkennen und evtl.

Berechnen der Anforderungen benötigen wir Kenntnisse und Lösungsverfahren aus ande-
ren Fachgebieten (Abb. 1.21).

Die Anforderungen an das Bauteil führen zur Beanspruchung bestimmter Werkstoffei-
genschaften. Bei Überbeanspruchung wird das Bauteil geschädigt (Tab. 1.5).

Abb. 1.21 Anforderungen und

Mechanik

Chemie

Fachgebiete

Kräfte
umgebende

Momente

Stoffe

Bauteil
in Funktion

Kerbwirkung

Wärme
innere Spannungen

Kälte

Flächenpressung

Reibung

Festigkeitslehre

Physik

1.5

Anforderungen an Werkstoffe

23

Tab. 1.5 Beanspruchung und Wirkung

Beanspruchungsbereich

Wirkung auf das Bauteil

Festigkeit

Innere Kräfte (Spannungen) führen zu Verformungen,
evtl. zum Bruch

Korrosion

Reaktionen mit anderen Stoffen führen zu Stoffverlust

(Durchbrüche)

Tribologie

Reibung und Verschleiß ergeben Werkstoff- und Energieverluste

Temperatur

Erweichung in der Wärme, Versprödung in der Kälte,

Wärmeausdehnung

Äußere Kräfte können zum Bruch führen,
umgebende Stoffe schädigen die Oberfläche,

Reibung führt zu Verschleiß (Stoffverlust),
bei tiefen oder hohen Temperaturen ist das Bauteil weniger belastbar.

Die Summe aller Einflüsse, die von außen an das Bauteil herantreten und die ein Bauteil in

Funktion ertragen muss, bildet das Anforderungsprofil. Es kann in vier Bereiche gegliedert
werden.

Dem Anforderungsprofil an das Bauteil stehen die Widerstandseigenschaften des

Werkstoffes gegenüber. Sie bilden zusammen das Eigenschaftsprofil.

1.5.2

Eigenschaftsprofil

Das Eigenschaftsprofil ist die Summe aller Werkstoffeigenschaften im Bauteil. Es lässt
sich in vier Bereiche gliedern.

Tab. 1.6 Technologische Eigenschaften von Werkstoffen

Eigenschaft

Auswirkung

Eigenschaftskennwert

Mechanisch

Widerstand gegen Zerreißen,

Zugfestigkeit Rm in MPa D N=mm2

Verhalten bei elastischer bzw.

E-Modul E in GPa
plastischer Verformung

Bruchdehnung A in %

Brucheinschnürung Z in %

Chemisch

Beständigkeit gegen Wasser

Korrosionsgeschwindigkeit in mm=a
bzw. aggressive Medien

(Jahr)

Tribologisch

Reibungsverhalten

Verschleißbeständigkeit Reibungs-
zahl f , ()

Thermisch

Glastemperatur (bei Kunststoffen),

Temperatur Tg in °C

Schmelzpunkt Verhalten bei tiefer,

Temperatur Tm in °C
bzw. hoher Temperatur

Kerbschlagarbeit KV in J

Zeitstandfestigkeiten

Technologisch

Verhalten beim Gießen,

Gießtemperatur, Schwindmaß in %

Tiefziehen,

Tiefung t in mm Kohlenstoffäquivalent

Schweißen,

CEV Härtetiefe

Härten

Stirnabschreckkurve

24

1

Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

Werkstoffeigenschaften sind physikalische Größen mit Symbol, Maßzahl und Einheit.

Sie werden nach genormten Prüfverfahren quantitativ ermittelt und sind von den Prüfbe-
dingungen abhängig (Normung s. Kap. 14).

Zusätzlich müssen auch die technologischen Eigenschaften, also das Verhalten bei den

Fertigungsgängen vom Rohmaterial zum Fertigteil beachtet werden (Tab. 1.6). Dadurch
liegen die Eigenschaftswerte im Bauteil z. T. niedriger als die mit genormten Proben aus
der Werkstoffprüfung.

Anforderungs- und Eigenschaftsprofil sind für die Auswahl des Werkstoffes für ein

Bauteil von Bedeutung (s. Kap. 13).

Metallische Werkstoffe

2

2.1

Metallkunde

2.1.1

Vorkommen

Metalle bilden unter den chemischen Elementen die größte Gruppe, es sind etwa 70 unter
den 88 natürlich vorkommenden Elementen (Abschn. 1.4.1 Periodensystem).

Einige Metalle haben einen beachtlichen Anteil an der Erdmaterie (Wasser, Luft und

Erdmantel, vgl. Tab. 2.1). Die wichtigen Strukturwerkstoffe Eisen (Fe), Aluminium (Al)

und Magnesium (Mg) sind dabei vertreten. Wichtige NE-Metalle liegen um Zehnerpo-
tenzen darunter (z. B. Cu). Ihre Gewinnung ist wirtschaftlich, wenn sie in Erzgängen und

-nestern konzentriert sind.

Metalle in der Technik Für die Verwendung als Werkstoffe sind besonders die mechani-
schen Eigenschaften wichtig. Nur ein kleiner Teil der Metalle genügt den Anforderungen.

Technische Anforderungen an Metalle
ausreichende Festigkeit, Zähigkeit, Steifigkeit und Eignung für wirtschaftliche Ferti-
gungsprozesse,
ausreichende Korrosionsbeständigkeit bei normalen klimatischen Bedingungen, evtl.

höhere Anforderungen durch Seewasser oder Chemikalien.

Wirtschaftliche Anforderungen
ausreichendes Vorkommen,
einfache Aufbereitung der Erze und ihre Reduktion zum Metall,
nicht zu hohe Verarbeitungstemperaturen,
leichtes Recycling aus den Abfallstoffen.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

25

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_2

26

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.1 Anteile der häufigsten Elemente an der Erdhülle (nach Binder 1999)

O

Si

Al

Fe

Ca

Na

K

Mg

Ti

Ni

Zn

Cu

49,4

25,8

7,6

4,7

3,4

2,6

2,4

1,9

0,4

0,015

0,012

0,01

Metalle unterscheiden sich von anderen Werkstoffgruppen (Polymere, Keramik) durch
eine Kombination von Eigenschaften. Typische Metalleigenschaften sind:

Leitfähigkeit für Wärme und Elektrizität

Reflektion von Licht an oxidfreien Flächen

Festigkeit und Duktilität (Fähigkeit, plastische Verformungen ohne Bruch zu ertra-
gen)

Reaktionsfähigkeit mit Sauerstoff, Säuren und Salzlösungen. Nach der Reaktions-
fähigkeit wird in edle und unedle Metalle unterteilt (Spannungsreihe der Elemente

Tab. 12.4). Edle Metalle wie z. B. Ag, Au und Platinmetalle sind gegenüber Säuren
sehr beständig.

Metalleigenschaften sind eine Folge der Metallischen Bindung in Kristallgittern mit ein-
facher Struktur.

2.1.2

Metallbindung

I

Hinweis Für die Atomstruktur wird das Periodensystem der Elemente, siehe

Abb. 1.4 herangezogen.

Metallische Elemente sind im Periodischen System der Elemente (PSE Abschn. 1.4.1)

im linken Teil angeordnet. Sie folgen jeweils auf ein Edelgas und beginnen eine neue

Periode, d. h. sie besitzen eine neue Elektronenschale mit größerem mittlerem Abstand
zum Kern. Die Folgen für die Besetzung der Schale und das Verhalten der Elektronen
sind:

wenige Elektronen (1–3) in der energiereichsten äußeren Schale, die sog. Valenzelek-
tronen ,
schwache Bindung an den Kern, die Valenzelektronen werden an Atome mit einer hö-
heren Elektronegativität EN abgegeben,
niedrige EN-Zahlen.

Die EN-Zahlen zweier Elemente und ihre Differenz EN lassen Schlüsse über die Art der
chemischen Bindung zwischen ihren Atomen zu (siehe Tab. 2.2).

Im PSE steigt EN in den Perioden von links nach rechts und sinkt in den Gruppen von
oben nach unten.

2.1

Metallkunde

27

Tab. 2.2 EN-Zahl und Bin-

EN-Zahl

EN

Bindungsart
dungsart

< 1;5

Klein

Metallische Bindung

Metalle

> 2

Null

Elektronenpaarbindung

Nichtmetalle

(kovalente Bindung)

Metall/

Groß

Ionenbindung

Nichtmetall

(heteropolare Bindung)

Beispiel einer heteropolaren Bindung

Fluor F hat die höchste EN-Zahl (EN D 4;1). Die Verbindung SF6, Schwefelhe-
xafluorid, wird als Isoliergas in der Hochspannungstechnik verwendet. Fluor hält die

Bindungselektronen so fest, dass das Gas auch im elektrischen Lichtbogen nicht ioni-
siert (d. h. es werden keine Elektronen abgespalten).

Metallatome allein erreichen einen Zustand niedrigerer Energie – das Energie-

Minimum – wenn sie kleinste, regelmäßige Abstände zueinander einnehmen und ihre

Valenzelektronen abgeben, die damit eine Art Elektronengas bilden.

Die dabei abgegebene Energie taucht dann in Form von Wärme wieder auf (Energieer-
haltungssatz), z. B. als

Kondensationswärme, beim Übergang gasförmig zu flüssig oder als

Kristallisationswärme beim Übergang flüssig zu fest oder als

Elektromagnetische Strahlung (Röntgenstrahlung).

Der Zusammenhalt entsteht aus der Wechselwirkung zwischen Elektronengas und Atom-
rümpfen:

Positive Atomrümpfe stoßen sich gegenseitig ab, ebenso die negativ geladenen Elek-
tronen.

Positive Atomrümpfe und Elektronengas ziehen sich gegenseitig an.

Die Kräfte werden dadurch im Gleichgewicht gehalten, dass die Atomrümpfe eine einfa-
che, regelmäßige Anordnung bilden, das Metallgitter (Abb. 2.1). Metallgitter sind Kris-

Abb. 2.1 Metallgitter aus

Atomrümpfen und Elektronen-

„Gas“

28

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.2 Bindungsenergie Q
und Kräfte F zwischen den

Bausteinen des Kristallgitters
tallgitter, die sich gegenüber anderen Kristallen (z. B. Oxiden oder Salzen) durch ihre

Einfachheit und hohe Symmetrie abgrenzen.

Bindungskräfte

Im Kristallgitter suchen die Atome einen Abstand einzunehmen bei dem abstoßende und
anziehende Kräfte gleich groß werden. Dann ist das Energie-Minimum erreicht Bei Me-
tallen wird der Abstand l0 auch als Atomdurchmesser bezeichnet. Die resultierende Kraft

Fres ist hier null (Abb. 2.2). Jede Änderung von l0 erfordert eine Energiezufuhr.

Wird der Abstand l durch äußere Kräfte vergrößert, so erreicht die Resultierende Fres
aus beiden Kräften ein Maximum bei lmax und nimmt danach ab. Bei Annäherung der
beiden Atome erhöht sich die abstoßende Kraft stärker und steigt steil an. Deshalb sind

Metalle nur sehr schwer komprimierbar.

Der Energieaufwand zur Trennung der Atome ist die Bindungsenergie Q. Ihr Betrag
hängt von der Bindungsart ab. Metalle stehen nach den Ionen- und Atombindungen an
dritter Stelle (Tab. 2.3).

Tab. 2.3 Bindungsenergien in den Gitterarten

Gitterart

Ionen-

Atom-

Metall-

Molekül-Gitter

Energie Q
kJ=mol

600. . . 1500

500. . . 1250

100. . . 800

< 50

Beispiele

Salze

Quarz, Diamant

Blei. . . Wolfram

Eis, festes CO2

1 mol D 6;023 1023 Teilchen

2.1

Metallkunde

29

Abb. 2.3 Steigung der Re-
sultierenden und Stärke der

Bindung

Tab. 2.4 Bindungskräfte und

Eigenschaft

Steiler Verlauf

Flacher Verlauf

Eigenschaften

Elastizitätsmodul E

Groß

Klein

Schmelztemperatur Tm

Hoch

Niedrig

Lin. Längenausdehnung ˛

Gering

Hoch

Die Kräfte zwischen Atomen (Ionen) sind abstandsabhängig, erkennbar an der Stei-
gung der Kurven in Abb. 2.3.

Die Steilheit der Kraftkurve entspricht der Stärke der Bindung und lässt Schlüsse auf
weitere Eigenschaften zu (Tab. 2.4).

2.1.3

Metalleigenschaften

Verformungsverhalten

Metalle sind, abhängig vom Kristallgittertyp, mehr oder weniger stark plastisch verform-
bar. Das unterscheidet sie von anderen kristallinen Stoffen und ist eine typische Metallei-
genschaft, die in Abschn. 2.2 noch eingehend behandelt wird.

Schmelztemperaturen

Die Schmelztemperaturen liegen in weiten Grenzen je nach Größe der Bindungsenergien.

Sie sind Einteilungskriterien für technische Metalle in niedrig-, hoch- und höchstschmel-
zende.

Zwischen Schmelzpunkt und Wärmeausdehnung besteht ein Zusammenhang (Abb. 2.4).

Hochschmelzende Metalle (große Bindungskräfte) haben die niedrigsten linearen Ausdeh-
nungskoeffizienten ˛.

Dichte

Die Dichte Kriterium für Einteilung in Leicht- und Schwermetalle (Werte in Tab. 2.9).

Die Dichte hängt von der molaren Masse des Metalles und seiner Gitterkonstanten (Volu-
men der Elementarzelle) ab. Zusätzlich wird noch die Avogadro-Konstante benötigt, die
angibt, wie viele Atome sich in einem mol befinden.

N D

A

6;023 1023 Atome=mol

30

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.4 Linearer Aus-
dehnungskoeffizient ˛ und

Schmelztemperatur Tm

(Grüneisen’sche Regel)

Tab. 2.5 Vergleich der Wär-

Lin. Ausdehnung

Keramik

Metalle

Polymere
medehnungen

˛ in 106=K

0,5. . . 10

4,4. . . 30

20. . . 100

Berechnung der theoretischen Dichte:

.Atome=E Zelle/ (molare Masse Metall)

Dichte D

(Volumen E-Zelle) NL

Thermische Ausdehnung

Die Thermische Ausdehnung z. B. die lineare Verlängerung eines Stabes beim Erwär-
men, wird durch zunehmende Schwingweiten der Atome verursacht. Ihre Größe hängt von
den Kräften im Gitter ab. Abbildung 2.4 zeigt die Beziehung zwischen Schmelztempera-
tur (Gitterkräfte) und thermischer Ausdehnung. Metalle nehmen darin eine Mittelstellung
zwischen Keramik und Polymeren ein (Tab. 2.5). Beim Zusammenbau von Bauteilen mit
unterschiedlicher Wärmedehnung kommt es zu thermischen Spannungen, deren Betrag
von den E-Moduln, dem Temperaturunterschied und der Wärmedehnung abhängt.

Leitfähigkeit

Die Leitfähigkeit (Tab. 2.6–2.8) für elektrische Ströme und Wärme ist an die Zahl und

Beweglichkeit der freien Elektronen gebunden, die neben dem Gitterzusammenhalt für
den Ladungstransport zur Verfügung stehen. Die höchste Leitfähigkeit hat Silber.

Tabelle 2.6 enthält die Angaben für Metalle hoher Leitfähigkeit im Vergleich zu sol-
chen mit niedrigen Leitwerten wie Zn, Fe und Pb.

Die Leitfähigkeit wird gesenkt durch alle Störungen des idealen Gitters, welche die Be-
weglichkeit (freie Weglänge zwischen zwei Zusammenstößen) der Elektronen behindern.

Durch Kaltumformung (Zunahme der Versetzungsdichte) sinkt die Leitfähigkeit auf ca.

95 % des geglühten Zustandes.

2.1

Metallkunde

31

Tab. 2.6 Leitwerte von Metallen, hochrein, bei 20 °C

Eigenschaft

Einheit

Ag

Cu

Au

Al

Zn

Fe

Pb

m=mm2

62,9

59,8

45,5

37,7

16,9

10,3

5,2

W=mK

429

400

320

237

116

80

35

Tab. 2.7 Leitwerte von Kupfer, technisch rein, legiert, ausgehärtet, bei 20 °C

Eigenschaft

Einheit

Cu 99,95

CuZn5

CuZn40

CuSn2,

C Ti C Cr
geglüht
ausgehärtet

m=mm2

58

33,3

15,0

4,6

27

W=mK

393

243

117

–

–

Tab. 2.8 Leitwertevergleich, Reinkupfer mit Legierung

Elektrische Leitfähigkeit

Wärmeleitfähigkeit

T=ıC

20

200

%

50

200

%

Cu 99,995

59,8

34

43;1

397

384

1;3

CuNi9Sn

6,4

5,8

9;4

48

65

C35

In Mischkristallen gelöste Fremdatome senken die Leitfähigkeit stark (Tab. 2.7 CuZn-

Legierungen). Wenn die Fremdatome in ausgeschiedene Phasen eingebaut sind, wirken
sie weniger stark (Tab. 2.7: CuSn 2,5 C Ti C Cr, ausgehärtet).

Temperaturabhängigkeit

Bei Erwärmung (Energiezufuhr) erhöht sich die thermische (kinetische) Energie der Ato-
me, die Beweglichkeit der Leitungselektronen wird geringer. Die elektrische Leitfähigkeit
reiner Metalle sinkt stärker (Tab. 2.8) Die Wärmeleitfähigkeit reiner Metalle sinkt eben-
falls mit der Temperatur (Cu 99,99), bei Legierungen kann sie dagegen ansteigen (Cu-

Ni9Sn).

Die folgenden Tabellen geben einen Überblick über Eigenschaften und physikalische

Werte relevanter Metalle (Tab. 2.9) und für die Werkstofftechnik wichtige Elemente

(Tab. 2.10).

2.1.4

Die Kristallstrukturen der Metalle (Idealkristalle)

Unter einem Kristall versteht man im Allgemeinen einen frei gewachsenen, mineralischen

Körper mit ebenen Flächen. Die äußere Regelmäßigkeit von Kristallen ist eine Auswir-
kung der inneren dreidimensionalen Fernordnung, die als Kristallgitter bezeichnet wird.

I

Kristallgitter bestehen aus Bausteinen (Ionen, Atomen oder Molekülen) in regel-
mäßigen Abständen (Gitterkonstanten), die sich in allen drei Raumrichtungen
periodisch wiederholen.

32

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.9 Daten technisch wichtiger Metalle

Name

OZ KGa Gitter-

Dichte

Schmelz-

Leitfähigkeit für

Wärme- Elast.-

Symbol
konst.a
b
punkt
ausdeh-

Modul

˛
kg=dm3 Tm
nunge

GPa
pm

°C

˛

Stromd

Wärmec
mmm2 W=mK

Aluminium,

13
kfz

404

2,7

660

37,7

237

23,8

71

Al

Beryllium,

4
hdP

229/1,57

1,7

1287

23,81

200

11

293

Be

Blei, Pb

82
kfz

490

11,3

327

5,2

35

29,2

19

Cadmium, Cd 48
hdP

290/1,83

8,6

321

14,3

97

30,0

63

Chrom, Cr

24
krz

288

7,2

1907

7,9

94

6,6

250

Cobalt, Co ˛- 27
hdP

250/1,62 8,89

1495

16

95

13

210

> 417 °C ˇ-
kfz

Eisen, Fe ˛-

26
krz

287

7,87

1538

10,3

80

12

210

> 912 °C
-
kfz

365

195

Gold, Au

79
kfz

408

19,3

1064

45,5

320

14,2

80

Iridium, Ir

77
kfz

384

22,7

2446

18,8

147

6,5

530

Kupfer, Cu

29
kfz

361

8,95

1084

59,8

400

17,0

125

Magnesium,

12
hdP

320/1,62 1,74

649

22,7

156

25,8

44

Mg

Mangan, Mn

25
kub

893

7,4

1246

0,54

7,8

22,8

201

Molybdän,

42
krz

315

10,28

2620

19,2

138

4,8

334

Mo

Nickel, Ni

28
kfz

352

8,8

1455

14,6

91

13,0

210

Niob, Nb

41
krz

329

8,6

2470

6,7

53

7

105

Osmium, Os

76
hdP

273=1,58 22,6

3130

12,31

88

6,6

560

Platin, Pt

78
kfz

392

21,5

1768

9,48

71

9,0

170

Rhodium, Rh

45
kfz

379

12,4

1964

22,17

150

8

280

Silber, Ag

47
kfz

409

10,5

961

62,89

429

19,7

81

Tantal, Ta

73
krz

330

16,7

2996

8
xxx

6,5

185

Titan, Ti ˛-

22
hdP

295=1,59 4,5

1668

7

22

8,2

108

> 882 °C ˇ-
krz

332

Werte beziehen sich auf reine Metalle.

a KG, Kristallgitter. kfz.: kubisch-flächenzentriert; krz.: kubisch-raumzentriert; tetr.: tetragonal;
diam.: Diamantstruktur; hdP.: hexagonaldichteste Packung; bei hexagonalen Metallen ist das Ver-
hältnis der senkrechten Konstante c zu Basis a angegeben (Gitterkonstante Abb. 2.7).

b Dichte bei 20 °C
c Wärmeleitfähigkeit für Metalle allgemein bei 27 °C
d Leitfähigkeit (kappa) bei 20 °C entspricht der Länge eines Drahtes von 1 mm2 Querschnitt und
einem Widerstand von 1 . Die SI-Einheit ist S=m (1 Siemens, Sm D 1).

e Längenausdehnungskoeffizient ˛: 106=K bei 0. . . 100 °C

2.1

Metallkunde

33

Tab. 2.9 (Fortsetzung)

Name

OZ KGa

Gitter-

Dichte

Schmelz-

Leitfähigkeit für

Wärme- Elast.-

Symbol
konst.a
b
punkt
ausdeh-

Modul

˛
kg=dm3 Tm
nunge

GPa
pm

°C

˛

Stromd

Wärmec
mmm2 W=mK

Vanadium, V 23
krz

302

5,7

1910

5,0

31

8,4

150

Wolfram, W

74
krz

317

19,3

3422

17,7

174

4,5

407

Zink, Zn

30
hdP

266/1,86 7,1

419

16,9

116

26

128

Zinn, Sn ˛-

50
diam

5,73

> 13 °C ˇ-
tetr

649

7,3

232

9,1

66

26,9

44

Zirkonium,

40
hdP

323=1,59 6,5

1852

2,47

22,7

6,3

90

Zr ˛-

> 862 °C ˇ-
krz

361

Werte beziehen sich auf reine Metalle.

a KG, Kristallgitter. kfz.: kubisch-flächenzentriert; krz.: kubisch-raumzentriert; tetr.: tetragonal;
diam.: Diamantstruktur; hdP.: hexagonaldichteste Packung; bei hexagonalen Metallen ist das Ver-
hältnis der senkrechten Konstante c zu Basis a angegeben (Gitterkonstante Abb. 2.7).

b Dichte bei 20 °C
c Wärmeleitfähigkeit für Metalle allgemein bei 27 °C
d Leitfähigkeit (kappa) bei 20 °C entspricht der Länge eines Drahtes von 1 mm2 Querschnitt und
einem Widerstand von 1 . Die SI-Einheit ist S=m (1 Siemens, Sm D 1).

e Längenausdehnungskoeffizient ˛: 106=K bei 0. . . 100 °C

Abb. 2.5 Tannenbaumkristalle

(Dendriten) im Lunker eines

Gussstückes

Mineralien kristallisieren in einer großen Vielfalt von Formen und Farben, z. B. als
violette Amethystprismen oder goldene Pyritwürfel.

Bei Metallen sind freigewachsene Kristalle selten. Man findet sie oft gut ausgebildet in
den Lunkern großer Gussstücke (Abb. 2.5). Sie bilden tannenzweigartig verästelte Formen
und heißen Tannenbaumkristalle oder Dendriten.

Im massiven Metall sind Kristalle als Kristallite miteinander verwachsen (polykristal-
lin) und wegen der Kleinheit meist nur unter dem Mikroskop sichtbar. Vorher muss die

34

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.10 Weitere Elemente mit Bedeutung für die Werkstofftechnik

Name

OZ KGa

Gitter-

Dichte

Schmelz-

Leitfähigkeit für

Wärme-

Elast.-

Symbol
konst.a
b
punkt
ausdeh-

Modul

˛
kg=dm3

Tm
nunge

GPa
pm

°C

˛

Stromd

Wärmec
mmm2

W=mK

Antimon,

51
hex

431=2,61 6,68

631

3

24

10,5

Sb

Arsen, As 33
hex

376=2,80 5,72
subl.

2,8

50

Bismut,

83
hex

455=2,61 9,8

271

0,93

8

13,4

Bi

Bor, B

5
trig

1012

2,46

2075

1 10x3 29

Graphit,

6
hex

3,35

2,26

3750

4;6 103 120–165 2–6

C
subl.

Diamant
diam

3,51

–

2000

1,3

Silicium,

14
diam 543

2,33

1414

4;4106 148

7,6

Si

Selen, Se

34
hex

436=1,14 4,79

221

2

37
aKG, Kristallgitter. kfz.: kubisch-flächenzentriert; krz.: kubisch-raumzentriert; tetr.: tetragonal;
diam.: Diamantstruktur; hdP.: hexagonaldichteste Packung; bei hexagonalen Metallen ist das Ver-
hältnis der senkrechten Konstante c zu Basis a angegeben (Gitterkonstante Abb. 2.7).

bDichte bei 20 °C.

cWärmeleitfähigkeit für Metalle allgemein bei 27 °C.

dLeitfähigkeit (kappa) bei 20 °C entspricht der Länge eines Drahtes von 1 mm2 Querschnitt und
einem Widerstand von 1 . Die SI-Einheit ist S=m (1 Siemens, Sm D 1).

eLängenausdehnungskoeffizient ˛: 106=K bei 0. . . 100 °C

Abb. 2.6 Schliffbild Stahl-
blech (200 : 1)

Metalloberfläche präpariert werden (Kap. 14 Werkstoffprüfung). Abbildung 2.6 zeigt das Schliffbild eines Stahlbleches.

Amorphe Metalle

Amorphe Metalle (metallische Gläser) sind Legierungen aus Komponenten mit stark un-
terschiedlichen Atomen einer Packung ohne Fernordnung. Sie entstehen z. B. in sehr dün-
nen Querschnitten durch Erstarren auf gekühlten Kupferwalzen (Schmelzspinnen) durch
schnelle Abkühlung mit 106 K=s und sind thermodynamisch nicht im Gleichgewicht, da-

2.1

Metallkunde

35

Abb. 2.7 Elementarzelle (all-
gemein) mit Gitterkonstanten
a; b; c und Achswinkeln ˛, ˇ,

mit metastabil. Beim Wiedererwärmen bilden sich Kristallite. Durch den Einbau von
bis zu 25 % Metalloiden auf Zwischengitterplätzen wird der amorphe Zustand stabili-
siert. Eigenschaften amorpher Metalle sind: hohe Härte (keine Gleitebenen), isotrop, keine

Korngrenzen, korrosionsbeständig.

Beispiele für amorphe Metalle

Fe-P-B, Fe-Ni-Cr-P oder Ni-P als stromlos abgeschiedene Verschleißschichten

Kristallsysteme

Zur Beschreibung der Geometrie dienen die Gitterkonstanten a; b; c und Winkel ˛, ˇ,
der Achsen zueinander. Kristallsysteme werden durch ein herausgeschnittenes Element,
die Elementarzelle, beschrieben (Abb. 2.7). Es ist eine kleine systematische Anordnung
der Bausteine in einem Kristallgitter, die sich in den drei Raumrichtungen ständig wieder-
holt (Abb. 1.10). Tabelle 2.11 beschreibt die sieben Kristallsysteme.

Tab. 2.11 Die 7 Kristall-

Kristallsystem Gitter-

Achswinkel

EZ
systeme
konstanten

Körper

Triklin
a ¤ b ¤ c

Alle

Parallelepiped
ungleich

Monoklin
a ¤ b ¤ c

˛ D Ď 90°; Schiefer

¤ 90°

Quader

Orthorhomb.

a ¤ b ¤ c

Alle 90°

Quader

Trigonal
a D b ¤ c

Alle gleich,

Rhomboid
nicht 90°

Hexagonal
a D bnec

˛ D Ď 90°; Sechsecksäule

D 120°

Tetragonal
a D b ¤ c

Alle 90°

Quader über

Quadrat

Kubisch
a D b D c

Alle 90°

Würfel

36

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.8 Koordinationszahl

12 im kfz-Gitter

Unterarten sind basis-, flächen- oder raumzentriert, mit Bausteinen mittig im Raum
oder in den Flächen. Die meisten Metalle kristallisieren in den o. a. (fett gedruckten) Sys-
temen. Daten für alle Metalle zeigt Tab. 2.9.

Zur Beurteilung der Kristallgitter sind neben der (den) Gitterkonstanten noch die fol-
genden Kennzahlen wichtig:

Koordinationszahl KZ: Anzahl der Nachbarn eines Atoms mit gleichem, kleinstem

Abstand. In Abb. 2.8 sind zwei übereinander liegende kfz Elementarzellen abgebil-
det. Das stark gezeichnete Atom in der Flächenmitte hat zu den 12 Nachbarn in den
schraffierten Ebenen den gleichen Abstand.

Packungsdichte PD: Verhältnis vom Volumenanteil der Atome in der Elementarzelle
zum Volumen der Elementarzelle (mit der Annahme, die Atome berühren sich). Dabei
gehört z. B. ein Eckatom des Würfels zu den benachbarten vier Elementarzellen der
gleichen Ebene und zu vier der darüber liegenden Ebene.

Beispiel für eine Packungsdichte PD im kfz-Gitter

In einer kfz-Elementarzelle ist der Raumanteil der Atome 1=8 von jedem der 8 Eck-
atome und 1=2 von jedem der sechs Zentrumsatome. Das ergibt vier Atome je E-Zelle.

Die Atome berühren sich in der Flächendiagonalen.

p
p

Diagonale d D a 2 D 4r )

at
a D 4rat= 2

4 Vat

4 4=3 r 3

6;755

PD D

D
at
p

D

D 0;74
a3

.4r

22;628
at=

2/3

Zahlenwerte für die PD der häufigsten Metallgitter sind in Tab. 2.12 aufgeführt.

2.1

Metallkunde

37

Tab. 2.12 Kristallgitter wichtiger Metalle (auch Tab. 2.9)

Gitter

KZa

PDb
a D f .rat/c

Metalle
p
kfz

12

0,74

4rat= 2

Ag, Al, Au, ˇ-Co, Cu,
-Fe, Ni, Pb,

Pt-Metalle
p
krz

8

0,68

4rat= 3

Cr, ˛-Fe, Mo, Nb, Ta, ˇ-Ti, V, W, ˇ-Zr
hdP

12

0,74

2rat

Be, Cd, ˛-Co, Mg, ˛-Ti, Zn, ˛-Zr
a Koordinationszahl;
b Packungsdichte;
c Gitterkonstante ˛ und Atomradius rat

Abb. 2.9 Dichteste Kugelpa-
ckung in der Ebene

Tab. 2.13 Möglichkeiten der Stapelfolge

1. Möglichkeit

2. Möglichkeit

Stapelfolge

1; 2; 1; 2; 1; 2; 1; 2; 1; 2,. . .

1; 2; 3; 1; 2; 3; 1; 2; 3,. . .

Kristallgitter

Hexagonal

Kubisch-flächenzentriert
hdP
kfz

Entstehung eines Kristallgitters

Mit einer einfachen Modellvorstellung lässt sich das Entstehen eines Kristallgitters ver-
deutlichen. Wir schütten gleich große Kugeln in einen Kasten, den wir dabei rütteln

(Wärmebewegung). Die Kugeln suchen dann von selbst eine regelmäßige Anordnung (be-
nachbarte Reihen auf Lücke).

Eine dichteste Packung in der Ebene liegt dann vor, wenn jede Kugel von sechs anderen
umgeben ist (Abb. 2.9).

Eine dichteste Packung im Raum ergibt sich, wenn die Schichten auf Lücke liegen. Je-
de Kugel der zweiten Schicht liegt in einer Mulde, die von drei Kugeln der unteren Schicht
gebildet wird. Für die Lage der folgenden dritten Schicht gibt es dann zwei Möglichkeiten,
die zu den beiden Systemen mit dichtester Packung führen (Tab. 2.13).

Möglichkeit 1 Hexagonales Kristallgitter (hdP) mit hexagonal dichtester Packung

(Abb. 2.10): Die dritte Schicht liegt senkrecht über der ersten, die Stapelfolge ist 1-2-1-2
usw. Damit ergibt sich als EZ eine Sechsecksäule. Die Gitterkonstanten sind Kantenlän-
ge a und Höhe c. Ihr Verhältnis beträgt theoretisch c=a D 1;633. Als Koordinationszahl
ergibt sich KZ D 12.

38

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.10 Elementarzelle des
hexagonal dichtesten (hdP)

Kristallgitters

Abb. 2.11 Elementarzelle des
kfz-Gitters

Einige Halbmetalle, wie z. B. Bismut (Bi) und Antimon (Sb), haben ein Verhältnis c=a
über 2,0. Damit sinken Packungsdichte und Metalleigenschaften. Bi und Sb haben hexa-
gonale Schichtgitter (ähnlich Graphit, Abb. 1.15). Sie erstarren unter Volumenzunahme
und mindern das Schwindmaß in Sn- und Pb-Legierungen.

Möglichkeit 2 Kubisch-flächenzentriertes (kfz) Kristallgitter (Abb. 2.11): Die dritte

Schicht liegt nicht senkrecht über der ersten, sondern besetzt die anderen freien Mulden
der zweiten Schicht. Die vierte Schicht liegt dann wieder senkrecht über der ersten. Die

Stapelfolge ist 1-2-3-1(4) usw. Als Elementarzelle erkennen wir einen Würfel mit 8 Eck-
atomen, der auf der Spitze steht. In den Flächenzentren ist jeweils ein Atom angeordnet,
was dem Kristallgitter den Namen gibt.

Es ist die kubisch dichteste Packung mit der Koordinationszahl 12 (Abb. 2.8). Die

Packungsdichte PD beträgt 0,74.

Im kubisch-raumzentrierten Kristallgitter liegt im Würfelzentrum ein Atom, das von
den 8 Eckatomen umgeben wird. Die Atome berühren sich in der Raumdiagonalen. Es
liegt eine weniger dichte Packung mit KZ D 8 vor (Abb. 2.12a).

Tetragonale Kristallgitter haben in der Elementarzelle eine quadratische Grundfläche.

Die Höhe des darüber errichteten Quaders ist größer (oder kleiner) als die Quadratseite

(Abb. 2.12b).

2.1

Metallkunde

39

Abb. 2.12 a krz und b tetrago-
nale Elementarzellen

Das kubisch primitive Gitter mit einer KZ D 4 hat bei Metallen keine Bedeutung.

Die idealen Gitterstrukturen werden bei gewachsenen Kristallen nicht erreicht. Real-
kristalle entstehen mit zahlreichen Baufehlern (Gitterstörungen). Diese Kristallfehler
und ihre Auswirkungen sind im Abschn. 2.2 näher behandelt.

Polymorphe Metalle

Polymorphe Metalle haben je nach Temperatur verschiedene Kristallgitter (polymorph D
vielgestaltig). Die ˛-Phase existiert bei tiefen Temperaturen. Sie wandelt sich an der Um-
wandlungstemperatur A1 in die ˇ-Phase, evtl. bei der nächsten Umwandlungstemperatur

A2 in die -Phase um (Tab. 2.12 und Tab. 2.9).

Beispiele für polymorphe Metalle

Beim Eisen existieren vier Phasen von ˛-Fe bis ı-Fe (Abb. 3.1). Neben anderen Metal-
len (Tab. 2.12) ist auch z. B. Kohlenstoff polymorph. Graphit wandelt sich bei Hoch-
druck und Hochtemperatur in Diamant um. Ähnlich verhält sich Bornitrid BN.

2.1.5

Entstehung des Gefüges

Gefüge ist der Oberbegriff für den Verbund der Kristallite (Kristallkörner) eines vielkris-
tallinen Werkstoffes und wird durch mikroskopische Untersuchungen bestimmt (Gefüge-
untersuchung Abschn. 14.9).

Unter den Gefügebegriff fallen auch weitere Einzelheiten z. B.:

Größe und Form der Kristallite (Korngrößen nach ASTM, Tab. 2.18),

Korngrenzen und Versetzungen,

Ausscheidungen (z. B. durch Wärmebehandlung entstandene, feinstverteilte Phasen),

Reinheitsgrad, d. h. Anteil von unerwünschten Einschlüssen (Verunreinigungen, Schla-
ckeneinschlüsse und Gasblasen).

40

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.13 Primärgefüge,

Gusszustand

Abb. 2.14 Primärgefüge durch

Sintern

Primärgefüge entstehen beim Urformen (erstmalige Formgebung der formlosen Materie)

durch:

Erstarrung einer Schmelze (Gießen, Abb. 2.13),

Sintern von Pulvern (Pulvermetallurgie, Abb. 2.14),

Kristallisation aus dem Gas- oder Plasmazustand (PVD- und CVD-Verfahren).

Besonderheiten von Gussgefügen sind sog. Tannenbaumkristalle (Dendriten, Abb. 2.5),
die im Schliffbild erkennbar sind, sowie Stängelkristalle (Abb. 2.20). Beide Kristallformen
verschwinden beim Warmumformen.

I

Hinweis Zahlreiche Gefügebilder sind im Internet unter www.metallograf.de
zu finden.

Sekundärgefüge (Abb. 2.15) entstehen aus den Primärgefügen durch den Einfluss der
verschiedenen Fertigungsverfahren:

Umformen der gegossenen Vorprodukte durch Walzen, Strangpressen und Schmieden
zu Blech, Band, Profilen und Schmiedeteilen. Dabei erhalten die Kristallite evtl. eine
für das Verfahren charakteristische Gestalt (Abb. 2.22 und 2.23).

Wärmebehandlungen wie Glühen, Vergüten und Aushärten.

2.1

Metallkunde

41

Abb. 2.15 Sekundärgefüge,
verformt

Erstarrungsvorgang

In einer Schmelze haben die Teilchen eine so hohe Bewegungsenergie, dass sie sich regel-
los bewegen. Es besteht keine Fernordnung zueinander. Kristallgitter bestehen nicht mehr
oder noch nicht, höchstens in wenigen Atomabständen (Nahordnung) als Keime.

Eigenkeime sind noch nicht aufgeschmolzene, winzige Kristallitreste. Sie kommen in
allen nicht überhitzten Schmelzen vor und bilden sich in der Nähe der Erstarrungstempe-
ratur von selbst.

Fremdkeime können Schlackenteilchen sein oder Schmelzzusätze, welche die Kristal-
lisation in eine bestimmte Richtung lenken sollen.

Beispiele für die Kristallisation mit Fremdkeimen

Kugelgraphitguss wird mit einer MgNi-Legierung geimpft, um die kugelige Graphit-
ausbildung zu erreichen, AlSi-Legierungen mit Na, um feinkörnige Erstarrung zu er-
zielen.

Zur Abkühlung wird Wärme entzogen, sie verringert die kinetische Energie der Teil-
chen. Beim Erreichen der Erstarrungstemperatur ist ihre Bewegung so klein geworden,
dass die Anziehungskräfte zwischen den Teilchen wirksam werden.

Wachstumsbedingungen für Kristalle

Kristallkeime,

Unterkühlung und Abfuhr der entstehenden Kristallisationswärme.

Um die Keime lagern sich die träger gewordenen Atome zu einem Kristallgitter an. Der

Kristallit wächst. Er wächst solange, bis er an einen benachbarten stößt oder die Schmelze
vom Wachstum der Kristallite aufgezehrt ist.

Beeinflussung der Kristallisation

Für die Korngröße sind Keimzahl (Abb. 2.16) und Abkühlgeschwindigkeit von größ-
ter Bedeutung. Keime können von außen zugeführt werden. Die Abkühlgeschwindig-

42

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.16 Korngröße bei der

Erstarrung

Tab. 2.14 Abkühlgeschwindigkeit und Kristallisation

Abkühlgeschwindigkeit

Kristallisation

Sehr hoch 106 K=s

Amorphe Strukturen

In Sandformen

Normalkörnige Gefüge

In Metallformen

Feinkörnige Gefüge

Sehr niedrig 10 K=h

Grobkörnige Gefüge oder Einkristalle (Ab-
schn. 2.2.1)

Tab. 2.15 Legierung EN AC-AlSi7Mg0,3 in Formen aus Sand oder Metall (Kokillen) vergossen

(unbehandelt)

Eigenschaft

Einheit

Sand

Kokille

0,2-Grenze Rp 0;2

MPa

80. . . 140

90. . . 150

Bruchdehnung A

%

2. . . 6

4. . . 9
keit wird durch Gießquerschnitte, Temperatur und Wärmeleitung der Formen beeinflusst

(Tab. 2.14).

Unterkühlung tritt an den kälteren Wänden der Form auf, dort beginnt dann das Wach-
sen der Kristallite. Metallformen kühlen schneller ab als Sandformen, ergeben stärkere

Unterkühlung mit Feinkorngefüge und höheren mechanischen Eigenschaften (Tab. 2.15).

I

Schnelle Abkühlung ) viele Keime ) Feinkorn

Langsame Abkühlung ) wenige Keime ) Grobkorn

Kristallisationswärme

Wenn ein Atom aus der ungeordneten Schmelze an ein Kristallgitter anlagert, wird seine

Schwingungsenergie sprunghaft kleiner, da es im Gitter nur noch kleinere Schwingungen
ausführen kann. Da Energie nicht verloren gehen kann, wird diese Energiedifferenz als

Kristallisationswärme frei. Sie kann örtlich an einer kleinen Temperaturerhöhung beob-
achtet werden (Abb. 2.17).

I

Hinweis Antrieb der Kristallisation ist das Streben nach dem Energieminimum,
das durch die Abgabe der Kristallisationswärme erreicht wird. Der kristalline Zu-
stand kann nur durch Zufuhr von Energie (der Schmelzwärme) wieder aufgeho-
ben werden.

2.1

Metallkunde

43

Abb. 2.17 Kristallisations-
wärme

Bei sehr langsamer Abkühlung bleibt während der Kristallbildung die Temperatur kon-
stant, obwohl die Wärme weiter durch die kältere Umgebung abgeführt wird. Dadurch
ergibt sich bei reinen Metallen ein waagerechter Verlauf der Abkühlungskurve bei der

Haltepunkttemperatur Ar (Abb. 2.18 und 2.19).

Legierungen haben andere Abkühlungskurven (Abb. 2.62).

I

Wichtig Für das Wachstum von Kristalliten müssen Keime vorhanden sein. Bei
der Kristallisation wird Wärme frei. Diese muss ständig abgeführt werden. Keim-
zahl und Wachstumsgeschwindigkeit steigen mit der Unterkühlung. Schnelle

Wärmeabfuhr begünstigt die Unterkühlung der Schmelze und die Ausbildung
feinkörniger Gefüge.

Isotropie und Anisotropie

In einer Elementarzelle sind die Atomabstände verschieden, wie z. B. im kfz-Gitter in der

Flächendiagonale klein, in Richtung der Würfelkante größer. Für einen Einzelkristall sind
deshalb manche Eigenschaften (chemische und physikalische) von der Richtung abhängig,
in der die Beanspruchung oder Messung erfolgt.

I

Isotropie:

Eigenschaften sind nicht richtungsabhängig.

Anisotropie:

Eigenschaften sind richtungsabhängig.

Isotropes Verhalten zeigen amorphe Stoffe:

Gase, Flüssigkeiten, Glas, Bitumen, Wachs.

Anisotropes Verhalten zeigen z. B.

Holz: Festigkeit und Wasseraufnahme ist längs und quer zur Faser verschieden.

Graphit leitet den Strom in den Schichten wesentlich besser als quer dazu.

Faserverstärkte Werkstoffe besitzen höchste Festigkeiten bei Ausrichtung der Fasern in
eine Richtung.

44

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.18 Wärm- und

Abkühlkurve eines reinen

Metalles. Haltepunkte Ac für

Erwärmen, Ar für Abkühlen

Abb. 2.19 Einfluss der Ab-
kühlungsart auf die Lage des

Haltepunktes Ar eines Stahles
mit 0,6 % C

In vielkristallinen Metallen liegen die Kristallachsen normalerweise ungeordnet vor, die

Unterschiede heben sich auf, sie verhalten sich näherungsweise isotrop (quasiisotrop).

I

Beachte Das isotrope Verhalten der vielkristallinen Metalle kann durch Ausrich-
tungen im Gefüge (Texturen, Zeilengefüge) wieder anisotrop werden.

Hysterese

Die Trägheit der Teilchen führt bei schneller Abkühlung zur Unterkühlung, bei schneller

Erwärmung zum Überschreiten des Schmelzpunktes, ohne dass Schmelze entsteht.

Schmelz- und Erstarrungspunkt liegen also nur bei unendlich langsamer Abkühlung
auf gleicher Temperatur. Das gilt auch für Phasenveränderungen im festen Zustand

(Abb. 2.18):

Abbildung 2.19 zeigt den Einfluss der Abkühlbedingungen auf die Lage eines Halte-
punktes Ar bei einem Stahl. Dort findet bei 723 °C eine Gitterumwandlung statt, die bei
schneller Abkühlung (Gebläseluft) auf ca. 670 °C, beim Abschrecken in Öl auf ca. 600 °C
gesenkt wird. Mit der Lage der Umwandlungstemperatur ändert sich auch der Verlauf der

Umwandlung, es entstehen unterschiedliche Gefüge.

Auf dieser Erscheinung beruhen viele Wärmebehandlungsverfahren, wie z. B. das Här-
ten und Vergüten von Stahl.

Texturen

Einige Prozesse, z. B. Erstarrung, Kaltverformung und Rekristallisation, erzeugen Kristal-
lite, deren Kristallachsen überwiegend in einer Richtung ausgerichtet sind. Diese Ausrich-
tung heißt Textur. Bei der Rekristallisation von kaltgewalzten Aluminium-Blechen sind
beispielsweise die Kanten der kfz-Elementarzellen parallel zur Walz- und Querrichtung
ausgerichtet (Würfeltextur).

2.1

Metallkunde

45

Abb. 2.20 Gussgefüge in Al-

Gussbarren

Abb. 2.21 Entstehung einer

Walztextur

Gefügeanisotropie

Abbildung 2.20 zeigt ein Gussgefüge mit langen dünnen Stängelkristallen (kolumnares

Gefüge). Sie wachsen senkrecht auf den wärmeabführenden Formwänden. Stängelkristal-
le verschwinden bei einem nachfolgenden Umformen.

Eine gezielte Stängelkristallisation wird bei Gasturbinenschaufeln aus Ni-Superlegie-
rungen angewandt. Die Kristalle verlaufen in Längsrichtung der Schaufeln. Dadurch wird
das Korngrenzengleiten bei höheren Temperaturen reduziert, die Zeitstandfestigkeit steigt.

Eine Weiterentwicklung ist die einkristalline Schaufel.

I

Hinweis In Schweißnähten lässt sich eine ähnliche Ausrichtung senkrecht zu
den Kanten der verschweißten Bleche erkennen.

Beispiel für eine gezielte Stängelkristallisation

Gerichtete Erstarrung von Bauteilen erfolgt nach dem Bridgeman-Verfahren. Sie wach-
sen unter Vakuum in Kokillen auf wassergekühlten, absenkbaren Cu-Platten auf. Im

Bereich der Erstarrungszone liegt die Formtemperatur über der Erstarrungstemperatur,
um eine Wandkristallisation zu verhindern. Auch zur Züchtung von Einkristallen (Si,

GaAs, Rubine) eingesetzt. Anwendung für Laser und Halbleiter.

Die Entstehung einer Walztextur ist in Abb. 2.21 schematisch dargestellt. Die Kristalli-
te verformen sich in Richtung des geringsten Widerstands, also senkrecht zum Walzdruck.

Dadurch werden bestimmte Kristallrichtungen bevorzugt in Walzrichtung und bestimmte

Kristallebenen parallel zur Blechebene angeordnet, und damit ähnelt ein so verformtes,
vielkristallines Metall mit seinen richtungsabhängigen Eigenschaften einem Einkristall.

46

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.16 Vergütungsstahl 30CrNiMo8

Erschmelzung

Elektro-Stahl

Vakuum-Stahl

Richtung

Längs

Quer

Längs

Quer

Bruchdehnung A in %

15

10

16

15,5

Brucheinschnürung Z in %

60

32

62

58

Kerbschlagarbeit KV in J

60

25

75

65

Abb. 2.22 Faserverlauf im

Kopf einer Schraube. Links:

Längsschliff, rechts: Quer-
schliff (100 : 1)

Gefügeausrichtungen

Ausrichtungen im Gefüge entstehen durch die Schlackenteilchen (Oxide, Sulfide u. a.),
die sich trotz aufwendiger Herstellung noch im Metall befinden. Sie werden bei der War-
mumformung z. T. gestreckt und durchsetzen als dünne Fasern das Gefüge. Durch diese

Schmiedefaser (Abb. 2.22) werden längs und quer zur Faser unterschiedliche Eigenschaf-
ten beobachtet, ohne dass eine Textur vorliegen muss. Die Anteile an Schlacken- und

Gaseinschlüssen werden durch Vakuumbehandlung stark herabgesetzt. Dadurch gleichen
sich die Eigenschaften von Längs- und Querproben an (! Zahlenbeispiel Tab. 2.16). Der

Stahl verhält sich nahezu isotrop. Gleichzeitig erhöht sich die Dauerfestigkeit.

Stähle für hochbeanspruchte Werkzeuge (z. B. Druckgießformen, Gesenke) werden
ebenfalls vakuumbehandelt.

In Verbindung mit der Schmiedefaser tritt beim Warmumformen auch das Zeilengefüge
auf. Dabei kristallisiert eine Phase an die Schlackenteilchen als Keim, während sich die
zweite Phase dazwischen anordnet (Abb. 2.23).

Abb. 2.23 Zeilengefüge von

Stahlblech. Hell: Ferrit, dun-
kel: Perlit (200 : 1)

2.1

Metallkunde

47

2.1.6

Verformung am Idealkristall (Modellvorstellung)

Eine wesentliche Eigenschaft der Metalle ist ihre plastische Verformbarkeit, Duktilität
genannt. Zur Erklärung der inneren Vorgänge, die sich dabei abspielen, wird hier zunächst
als Modell ein idealisierter Kristall, der Idealkristall benutzt. Er ist im Gegensatz zum

Realkristall ohne Fehler oder Gitterstörungen aufgebaut.

I

Hinweis Im Realkristall sind die Verformungsvorgänge anders, sie werden im

Abschn. 2.2 behandelt.

Elastische Verformung

Bei niedrigen Belastungen verformt sich ein Bauteil (z. B. eine Blattfeder) so, dass die

Verformung bei Entlastung wieder in den Ausgangszustand zurückgeht. Konstruktions-
teile dürfen nur so beansprucht werden.

Durch die Kraft F wird die obere Lage (Zahlen 1. . . 4) aus den Mulden herausge-
hoben (Bildteil b). Solange sie noch nicht „über den Berg“ ist, kann sie bei Entlastung
wieder in die alte Lage zurückfallen. Erst wenn die Kräfte groß genug sind, wird die
obere Lage „über den Berg“ geschoben. Dann hat eine bleibende (plastische) Verfor-
mung stattgefunden (Bildteil c). Abbildung 2.24 zeigt die Verformung schematisch an
zwei Atomschichten.

Plastische Verformung

Modellvorstellung am Idealkristall: Die äußeren Kräfte F auf einen Kristalliten lassen
sich nach Abb. 2.25 oben, in Bezug auf eine Atomschicht in Normalkomponenten Fn und

Schubkomponenten Fq zerlegen. Sie erzeugen im Innern Normal- und Schubspannungen.

Bei plastischen Verformungen gleiten Kugelschichten unter der Wirkung der Schub-
spannungen aneinander vorbei (Abb. 2.25 unten). Im unverformten Zustand ist die Ober-
fläche des Kristalls eben (Ziffern 1. . . 8). Die äußeren Kräfte verformen den Kristallit so,
dass er länger und dünner wird.

Die verschobenen Atomschichten ergeben an der Oberfläche Stufen mit parallelen Li-
nien (Gleitlinien, Abb. 2.26). Die terrassenartig verformte Oberfläche wirkt matt.

Dieses Gleiten findet auf Gleitebenen statt. Sie liegen zwischen Atomschichten mit
dichtester Packung, weil das „Herausheben über den Berg“ nur eine kleine kritische

Schubspannung erfordert. Bei Schichten mit größeren Atomabständen sinken die oben
liegenden Kugeln tiefer in die untere Schicht ein. Das ergibt größere kritische Schubspan-
nungen.

Abb. 2.24 Elastische und plastische Verformung von Atomschichten, schematisch. a Ausgangs-
zustand, b Elastische Verschiebung durch Krafteinwirkung, c Neue Nachbarn der Atome nach
plastischer Verformung

48

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.25 Gleiten am Einkris-
tall, schematisch

Abb. 2.26 Gleitlinien an der

Oberfläche eines verformten

Metalles

I

Gleitebenen sind Gitterebenen mit kleiner kritischer Schubspannung. In der Re-
gel sind das dicht gepackte Ebenen.

Gleitebenen sind zunächst die Gitterebenen zwischen den dichtest gepackten Kugel-
schichten im hdP- und kfz-Gitter (Abb. 2.27).

hdP-Gitter: 1 Basisebene und alle parallel dazu liegenden Ebenen. Die Seitenflächen sind
weniger dicht gepackt.

kfz-Gitter: 4 Tetraederflächen (1 davon ist eingezeichnet.)

Gleitrichtungen ergeben sich aus dem geringsten Energieaufwand unter Erhaltung der

Schichtfolge. Abbildung 2.28 zeigt eine Tetraederebene im kfz-Gitter. Gleitrichtungen
sind die Flächendiagonalen (1), dichtest gepackte Richtungen.

Bei Verschiebungen in den Richtungen (2) ergeben sich Stapelfehler (Abb. 2.38).

2.1

Metallkunde

49

Abb. 2.27 Gleitebenen in
den beiden dichtest gepackten

Metallgittern

Gleitebenen werden nur dann einer Schubspannung ausgesetzt, wenn sie unter einem

Winkel < 90° zur äußeren Kraftrichtung liegen (Abb. 2.29). Bei 45° zur Zugrichtung
erreichen die Schubspannungen ein Maximum. Dort beginnt die plastische Verformung
evtl. auch in weniger dicht gepackten Ebenen.

Gleitebenen und Gleitrichtungen bilden das Gleitsystem mit den Gleitmöglichkeiten.

Die verschiedenen Kristallsysteme unterscheiden sich darin stark (Tab. 2.17).

Gleitmöglichkeiten sind das Produkt aus der Anzahl der Gleitebenen und Gleitrich-
tungen in der Elementarzelle. Tabelle 2.17 vergleicht die Kristallsysteme unter diesen

Gesichtspunkten.

Die kfz-Metalle besitzen mit den vier Tetraederflächen sehr viele dichtest gepackte

Gleitebenen, die sich unter 60° schneiden.

Die krz-Metalle haben insgesamt mehr Gleitsysteme, aber mit weniger dicht gepack-
ten Ebenen, in denen eine größere Schubspannung erforderlich ist (Abb. 2.30). Ihre Ver-
formbarkeit ist bei größerem Energieaufwand gegeben.

Abb. 2.28 Gleitrichtungen im
kfz-Gitter

Abb. 2.29 Lage der Gleitebe-
nen zur Richtung der äußeren

Kraft

50

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.17 Vergleich der Kristallgitter und Gleitsysteme

Gitter

Kub.-flächenzentriert

Kub.-raumzentriert

Hex. dichteste Pckg.

kfz
krz
hdP

Hauptgleitebenen

4 Tetraederflächen (und Es gibt keine dichtest

1 Basisebene (und alle
alle dazu parallelen)

gepackte Ebene.

dazu parallelen)

f111ga

Deswegen sind alle
f0001g

Kristallebenen, die
eine dichtest gepackte

Richtung enthalten,

Weitere mögliche

Würfelaußenflächen

Prismenaußenflächen
f
mögliche Gleitebenen

Gleitebenen

110g
f1010g

Gleitrichtungen

3 mal in Richtung der

2 mal in Richtung

3 Richtungen unter
h110ia

Raumdiagonale h111i

120°

Gleitsysteme

12 mit kleinen Kräften

Unbestimmt mit großen 3 mit niedrigen Kräften
sehr stark verformbar

Kräften stark verform-
nur gering verformbar
bar
a Die in Klammern gesetzten Ziffern sind die Miller’schen Indizes, die eine mathematische Be-
handlung der Gittergeometrie ermöglichen. Ihre Herleitung ist in der weiterführenden Literatur zu
finden. f111g-Klammern: Gesamtheit der Tetraederflächen, h110i-Klammern: Gesamtheit der Flä-
chendiagonalen

Abb. 2.30 Gleitebenen im
krz-Gitter

Zwillingsbildung ist eine weitere Möglichkeit der plastischen Verformung. Hier klap-
pen Teile des Kristalliten unter Schubspannungen in eine spiegelbildliche Lage um. Ab-
bildung 2.31 vergleicht schematisch den Gleitvorgang mit der Zwillingsbildung.

Abb. 2.31 Gleitvorgang (a)

und Zwillingsbildung (b)

2.2

Struktur und Verformung der Realkristalle

51

Im Schliffbild sind Zwillinge durch parallele Linien zu erkennen (Abb. 2.15). Die

Zwillingsbildung ist besonders für hexagonale Metalle (Mg, Ti) mit ihren begrenzten

Gleitsystemen eine zusätzliche Verformungsmöglichkeit. Viele Kupferlegierungen, z. B.

die Messinge, nutzen Zwillingsbildung als zusätzlichen Verformungsmechanismus. Des-
wegen ist ihre Bruchdehnung häufig höher als die reinen Kupfers.

Bei höherfesten Stahlblechen zum Kaltumformen wird die Zwillingsbildung zur Ver-
festigung benutzt (TWIP-Stähle).

2.2

Struktur und Verformung der Realkristalle

2.2.1

Kristallfehler

Bei idealen Kristallen sind alle Gitterpunkte besetzt, die Bausteine haben kleinste Ab-
stände und damit das Energieminimum. Reale Metalle bestehen aus Kristalliten mit Bau-
fehlern, die zu Gitterverzerrungen (Aufweitungen und Verdichtungen) führen und damit
einen höheren Energiezustand haben.

I

Alle Gitterfehler erhöhen die Kristallenergie.

Gitterfehler entstehen bei der Kristallisation durch die ständigen Schwingungen der

Atome (Wärmebewegung), Energiezufuhr durch Verformungsarbeit oder energiereiche

Strahlen. Denn beim Erstarren von Druckguss erfolgt die Kristallisation innerhalb Se-
kunden. In dieser Zeit muss eine große Zahl von Atomen seinen Gitterplatz finden.

Ein Kristall von 1 cm3 Volumen enthält etwa 6 1023 Atome, also 1=10 mol

Wenn die Kristallbildung an den kälteren Formwänden beginnt, ist es, als ob ein dichter

Hagelschauer auf die sich bildenden Kugelschichten niedergeht. So entstehen Fehler.

Nur bei langsam wachsenden Einkristallen sind fast fehlerfreie Strukturen herstell-
bar. Sie werden mit einem Einkristallkeim unter Drehung aus einer Schmelze langsam
mit Geschwindigkeiten von wenigen mm=h abgezogen (Czochralski- oder Bridgeman-

Verfahren).

Hilfreich ist die Einteilung nach der Ausdehnung der Fehler, ihrer Dimension, in null-,
ein-, zwei- oder dreidimensionale.

a) Punktförmige Fehler auch null-dimensionale, sind unbesetzte Gitterplätze (Leer-
stellen) Zwischengitteratome sowie die Fremdatome (Abb. 2.32) Leerstellen enthält
jeder Kristall. Ihre Konzentration, die Leerstellendichte, erhöht sich bis zum Schmelz-
punkt auf etwa 0,01 %.

Durch energiereiche Strahlen können Atome von Gitterplätzen auf einen Zwischengit-
terplatz verschoben werden, wobei eine Leerstelle zurückbleibt.

52

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.32 Punktfehler im
kubisch-einfachen Gitter
aus Atomen. 1) Leerstelle,

2) Atom auf Zwischengit-
terplatz, 3) Austauschatom

(größer), 4) Einlagerungsatom

(kleiner)

I

Leerstellen ermöglichen die Diffusion.

Zwischengitteratome verspröden.

Fremdatome erhöhen die Festigkeit (Mischkristallverfestigung).

b) Linienförmige Fehler (eindimensionale) sind die Versetzungen Zum Verständnis
ihrer Wirkungsweise werden sie zunächst in zwei Grundtypen eingeteilt, die meist ge-
mischt auftreten.

Stufenversetzungen (Abb. 2.33 und 2.34) sind tunnelartige Hohlräume, die durch einen Teilungsfehler entstehen. Versetzungslinien liegen senkrecht zur Schubrichtung mit
dem Gleitschritt b. Die dargestellte Versetzung ist positiv (?). Bei negativen Versetzungen

(T) endet die überschüssige Schicht von unten an der Gleitebene.

Abbildung 2.34 zeigt schematisch das Entstehen einer Stufenversetzung durch Schub-
kräfte. Sie drücken oberhalb des waagerechten Schnittes (der Gleitebene) die senkrechten

Atomschichten zusammen (Kompressionszone), sodass dem unteren Teil eine Schicht zu
viel gegenübersteht. Der untere Teil wird gedehnt (Dilatationszone).

Als Folge der Spannungen ziehen sich ungleiche Versetzungen an und können sich bei
höheren Temperaturen auslöschen.

Schraubenversetzungen (Abb. 2.35) bilden sich, wenn durch Gleiten eines Seg-
mentes parallel zur Versetzungslinie eine rampenartige Fläche um die Versetzungsachse

(Schraubenachse) entsteht, die linke Seitenfläche wird durch das Abscheren zum Teil
einer Schraubenfläche (Wendeltreppe).

Abb. 2.33 Stufenversetzung
im kubisch einfachen Gitter

2.2

Struktur und Verformung der Realkristalle

53

Abb. 2.34 Entstehen einer

Stufenversetzung durch Schub-
kräfte (Macherauch 2014)

Abb. 2.35 Schrauben-
versetzung (Macherauch 2014)

Meist entstehen kombinierte Versetzungen aus beiden Arten, sodass die Versetzungs-
linien gekrümmt sind (Abb. 2.36). Sie durchsetzen in hoher Zahl die Kristallite und enden
an den Oberflächen, wo sie metallografisch nachgewiesen werden können.

Nachweis von Versetzungen Beim Ätzen werden die verspannten und damit unedleren

Bereiche um die Austrittsstelle angegriffen. Es entstehen Ätzgrübchen.

Bedeutung der Versetzungen

Der innere Widerstand gegen Abgleiten sinkt (kleinere kritische Schubspannungen).

Ihre Beweglichkeit ist damit die Grundlage für die plastische Verformung.

Kaltverfestigung beruht auf der Neubildung von Versetzungen bei der Kaltverformung,
die sich dann gegenseitig bei den Gleitvorgängen behindern.

Abb. 2.36 Kombinierte Ver-
setzung

54

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.37 Zweidimensionale

(Flächen-)Fehler (Macherauch

2014)

Die Länge der Versetzungen je Volumeneinheit wird als Versetzungsdichte bezeichnet. Sie
nimmt mit der Kaltumformung zu. Die Versetzungsdichte reicht von 106 cm=cm3 geglüht
bis zu 1012 cm=cm3 nach starker Kaltumformung.

c) Flächenförmige Fehler (zweidimensionale) sind die Korngrenzen, die Bereiche
zwischen den Kristallkörnern eines vielkristallinen Metalles mit ungleich gerichteten

Kristallachsen (Abb. 2.37). Dort ist die Regelmäßigkeit gestört. Die Phasengrenzen zwi-
schen Kristalliten unterschiedlicher Kristallstruktur gehören auch zu den flächenförmigen

Fehlern.

Die Oberfläche eines Körpers (Pulverteilchen, Bauteil) ist ebenfalls ein flächenförmi-
ger Fehler. Die Oberflächenenergie ist ungefähr doppelt so groß wie die Korngrenzenergie.

Das führt dazu, dass Festkörper miteinander verschweißen können, ohne dass sie dazu
schmelzen müssen (Sintern von Pulverteilchen, Diffusionsschweißen, Kaltverschweißen,

Fressen gegeneinander bewegter Bauteile).

Korngrenzen und Phasengrenzen unterbrechen die Gleitvorgänge, d. h. die Verset-
zungslinien können sie nicht überwinden und stauen sich. Damit sind sie die Ursache
für die Feinkornverfestigung.

I

Hinweis Bei Kristalliten mit ungleichen Kristallgittern werden Korngrenzen
auch Phasengrenzen genannt (Abb. 2.39).

Die Korngrenzen kontrollieren die Korngröße eines Werkstoffes, die unterschiedlich
definiert werden kann. Häufig wird die Definition gemäß ASTM verwendet. Hierzu wird
in einem metallografischen Schliff die Anzahl der Körner pro mm2 gezählt und daraus die

Korngrößenklasse abgeleitet (Tab. 2.18).

Tab. 2.18 Korngrößenklassen nach ASTM

Typ

Korngrößenklasse

Grobkorn

1

2

3

4

5

Körner=mm2a

16

32

64

128

256

Feinkorn

6

7

8

9

10

Körner=mm2

512

1024

2048

4096

8192
a der wahren Schnittfläche

2.2

Struktur und Verformung der Realkristalle

55

Abb. 2.38 Entstehung einer

Teilversetzung mit Stapel-
fehler. Während links die

Stapelfolge ABC (kfz) vor-
liegt, ist sie im rechten Teil

ABA (hex)

Stapelfehler sind Bereiche mit einer anderen Stapelfolge als die Umgebung (z. B.

ABAB-Folgen (hex), im kfz-Gitter mit AB-CABC-Folgen). Sie entstehen z. B. bei der

Kristallisation, wenn eine Schicht von außen nach innen wächst. Beim Zusammenwach-
sen entstehen Teilversetzungen (Abb. 2.38).

Stapelfehler unterbrechen die Gleitebenen und behindern damit die Gleitvorgänge.

d) Dreidimensionale Fehler sind kleinste Körper mit anderer Struktur als die Ma-
trix (Abb. 2.39). Sie bleiben als Verunreinigungen beim Erschmelzen zurück oder werden
gezielt durch Behandlungsverfahren zur Eigenschaftsänderung eingebaut (Abschn. 2.3.4

Teilchenverfestigung). Auch Poren können als dreidimensionale Fehler betrachtet werden.

Wechselwirkungen

Gitterfehler können aufgrund des umgebenden Spannungsfeldes (Zug- und Druckspan-
nungen) miteinander reagieren. Beim Umformen eingebrachte Energie und/oder thermi-
sche Aktivierung begünstigen diese Vorgänge. Tabelle 2.19 gibt eine Übersicht (Vertie-
fung in der weiterführenden Literatur).

Abb. 2.39 Dreidimensionale

(Volumen)Fehler

56

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.19 Gitterfehler, Entstehung und Wechselwirkungen

Dim.

Bezeichnung

Entstehung

Reaktion mit anderen Fehlern bei

Kaltumformung oder Erwärmung

(thermischer Aktivierung)

0

Leerstelle

Gitterschwingungen, Anzahl

Leerstellen ziehen Fremdatome
steigt mit der Temperatur
an, sie ermöglichen das Klettern
einer Stufenversetzung in eine
parallele Gleitebene

0

Fremdatom

Verunreinigungen, Legieren

Werden von Versetzungen und

Leerstellen angezogen

1

Versetzung

Fehlerhaftes Kristallwachstum

Ungleichartige Versetzungen in
einer Gleitebene können sich
auslöschen, gleichartige sich
blockieren. Aufspaltung in zwei

Teilversetzungen (kleinere Gleit-
schritte)

2

Korngrenze

Kristallisation der Schmelze,

Behindern das Wandern von Ver-

Rekristallisation bei T > 0;4Tm
setzungen

2

Stapelfehler

Fehlerhaftes Schichtwachstum

Unterbrechen Gleitebenen, sind
selbst nicht gleitfähig

3

Teilchen

Ausscheidung in übersättigten

Versetzungen müssen das Hinder-

Mischkristallen
nis abscheren oder umgehen und
bilden dabei neue Versetzungen

2.2.2

Verformung der Realkristalle und Veränderung der Eigenschaften

Bei der Modellvorstellung im Realkristall sind die wirklichen kritischen Schubspan-
nungen um Zehnerpotenzen kleiner als der theoretische Wert beim Gleiten ganzer Atom-
schichten (Tab. 2.20). Ursache sind die Versetzungen.

Die modellhafte Erklärung der Gleitvorgänge in Gleitebenen unter bestimmten Glei-
trichtungen kann beibehalten werden. Sie wird durch die Existenz der Versetzungen nur
abgewandelt:

Idealkristall: Schrittweises Gleiten ganzer Atomschichten,

Realkristall: Schrittweises Wandern von Atomreihen an den Versetzungslinien.

Tab. 2.20 Vergleich zwischen theoretischen (th) und wirklichen () kritischen Schubspannungen

(am Einkristall gemessen)

Metall/Gitter

Cd, hdP

Cu, kfz

Fe, krz

Ideal
th [MPa]

200

4200

8000

Real

0 [MPa]

0,5

0,6

14

2.3

Verfestigungsmechanismen

57

Abb. 2.40 Wandern einer

Stufenversetzung (a), Wandern
einer Teppichfalte (b)

Abbildung 2.40a zeigt das Wandern einer Stufenversetzung unter Wirkung einer Schub-
spannung . Dabei wandert die Störung nach rechts und erzeugt unter Auflösung eine

Verschiebung um einen Schritt b. Der Vergleich mit dem Ausstreichen einer Teppichfalte
ist in Abb. 2.40b dargestellt.

2.3

Verfestigungsmechanismen

Reine Metalle haben meist eine niedrige Festigkeit. Für die technische Verwendung ist
eine Steigerung der Dehngrenze wichtig, also der Spannung, bei der eine erste kleine
plastische Verformung beginnt.

Die moderne Technik benötigt leichte Werkstoffe mit möglichst hohen Festigkeiten.

Stahl als Schwermetall steht in Konkurrenz zu den Leichtmetallen, diese wiederum zu
den Kunststoffen mit allgemein niedrigerer Festigkeit.

Die Steigerung der Dehngrenze wurde schon im Altertum durch Legierungselemente
erreicht. Diese Technik beruht u. a. auf der sog. Mischkristallverfestigung.

Die Bronzezeit ist nach der als Bronze bezeichneten Cu-Sn-Legierung benannt. Mit

6. . . 20 % Zinn wurde das weiche Kupfer verfestigt und für Waffen, Geräte und Schmuck
geeignet gemacht.

Dieser Abschnitt behandelt die Mechanismen zur Erhöhung der Festigkeit metallischer

Kristalle. Gezielt herbeigeführte Gitterstörungen durch Versetzungen und Legierungsato-
me erhöhen die kritische Schubspannung , bei der Versetzungen zu wandern beginnen.

I

Hinweis Wichtig ist es, das Wandern zu erschweren, aber nicht unmöglich zu
machen. Damit verbleibt eine gewisse Duktilität, die dem Werkstoff eine der

Beanspruchung angepasste Zähigkeit gibt. Das ist zur Umformung und für die

Dauerfestigkeit (Kerbwirkung) wichtig.

Die ersten beiden Mechanismen sind auch für Reinmetalle anwendbar, die beiden letz-
ten benötigen Legierungsatome.

58

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.21 Verfestigung von Aluminium durch abnehmende Reinheit

Werkstoff

Festigkeit [MPa]

Bruchdehnung

R m

R p0;2

A %

Al 99,8

60

15

35

Al 99

75

25

28

Verfestigungsmechanismen sind:

Kaltverfestigung,

Feinkornverfestigung,

Mischkristallverfestigung,

Dispersionsverfestigung.

I

Hinweis Für Verfestigung wird manchmal auch der Begriff Härtung verwendet

(von engl. hardening).

2.3.1

Mischkristallverfestigung

Reinmetalle bestehen aus gleichgroßen Atomen, die Gleitebenen ihrer Kristallite sind
ungestört. Sie haben eine niedrige Festigkeit, alle Verunreinigungen erhöhen sie durch

Mischkristallverfestigung (Tab. 2.21).

Bei Mischkristallen wird je nach Größe der enthaltenen Fremdatome das Kristallgitter
örtlich verzerrt. Die punktförmigen Fehler führen zu Unebenheiten der Gitterebenen. Es
entstehen

„Mulden“ durch Atome mit kleinerem und

„Höcker“ mit größerem Atomdurchmesser.

Durch das verzerrte Kristallgitter ist die kritische Schubspannung erhöht (Abb. 2.41).

Die Dichte der Unebenheiten ergibt sich aus ihrer Anzahl (Konzentration der LE).

Zwei Einflussgrößen bestimmen damit die festigkeitssteigernde Wirkung:

Konzentration der Fremdatome. Die Konzentration eines LE in einem Basisgitter ist
von seiner Löslichkeit abhängig. Die max. Löslichkeit (Sättigung) hängt von der phy-
sikalischen Ähnlichkeit mit den Atomen des Basisgitters ab (Abschn. 2.5.1, Tab. 2.22).

Differenz der Atomdurchmesser (Tab. 2.22).

Die Verläufe von Festigkeit und Dehnung sind für Cu-Zn in Abb. 7.6 für Cu-Sn in

Abb. 7.7 und für Cu-Ni in Abb. 2.62 dargestellt. Die Strukturen von Austausch- und Einlagerungsmischkristallen sind unter Legierungsstrukturen zu finden (Abb. 2.60 und 2.61).

2.3

Verfestigungsmechanismen

59

Tab. 2.22 Durchmesser (Radius-)Differenz der Atome von Cu und LE und Festigkeitssteigerung

Rm

LE [%]

Radius [pm]

Radius %

R m [MPa]

R m [%]

A [%]

Cu

128

–

220

–

50

CuNi10

124

– 2,7

270

13,6

35

CuZn10

133

C4;2

240

9

62

CuAl8

143

C11;7

370

68

35

CuSn8

151

C18;0

430

95

65

Abb. 2.41 Mischkristall-
verfestigung bei Cu

Die Einflussgrößen wirken gleichsinnig: Je größer, desto stärker ist die Verzerrung des

Gitters und die Festigkeitssteigerung. Die Zugfestigkeit Rm steigt mit der Konzentration
des LE bis zu einem Maximum. Die Bruchdehnung A wird i. d. R. geringer, mit Ausnah-
men einiger Cu-Legierungen (Tab. 2.22).

Die Eigenschaftsänderungen hängen auch von der Bindung der Fremdatome und ihrem

Standort ab (Beispiel Titan, Tab. 2.23):

Metallatome besetzen Gitterplätze,
kleinere oder Nichtmetallatome die Lücken oder Zwischengitterplätze, wie z. B. das

Be in Abb. 2.41.

Sie sind deshalb nur gering löslich und erhöhen mit kleinen Anteilen die Festigkeit stark,
jedoch mit starkem Abfall der Bruchdehnung.

Tab. 2.23 Sauerstoff im Titan

O-Gehalt %

0,1

0,2

0,25

0,3

Rp0;2 in MPa

200

250

360

420

A in %

30

22

18

16

Ein ähnliches Verhalten zeigt Kohlenstoff C in gehärtetem Stahl (Abb. 3.20).

60

2

Metallische Werkstoffe

2.3.2

Kaltverfestigung (Verformungsverfestigung)

Kaltverfestigung ist der Anstieg von Härte und Festigkeit beim Kaltumformen. Dabei
sinkt die restliche Kaltumformbarkeit, der Werkstoff wird spröder.

Beispiel für Versprödung

Cu-Rohr lässt sich leicht biegen. Zum Nachrichten ist bereits ein größerer Kraftauf-
wand nötig, der Werkstoff ist fester geworden. Jedes Nachbiegen verstärkt diese Er-
scheinung bis zum Verspröden. Weitere Verformungsversuche führen zum Bruch.

Kaltverfestigung tritt dauerhaft nur bei Metallen mit höheren Schmelzpunkten auf.

Blei, Zinn, Zink u. a. verfestigen nur kurzzeitig.

Verformungsgrad " ist allgemein die prozentuale Änderung des Querschnittes im Ver-
hältnis zum Ausgangsquerschnitt.

Beim Walzen von Blech oder Band ist es die prozentuale Dickenänderung, da die Breite
des Bleches näherungsweise konstant bleibt.

I

" D Querschnittsänderung A 100 %

Ausgangsquerschnitt A0

Rechenbeispiel für Verformungsgrad

Blech von 5 mm Dicke wird auf 1,5 mm abgewalzt.

s

3;5 mm

Verformungsgrad " D

100 % D

100 %
s0

5 mm

" D 70 %

Eigenschaftsänderungen

Abbildung 2.42 zeigt den Einfluss steigender Verformung auf Rein-Al und eine Legierung

AlMn. Die Zugfestigkeit kann durch starke Kaltumformung etwa verdoppelt werden. Die
weitere Verformbarkeit (hier als Bruchdehnung A) sinkt jedoch steil ab. Das ist charakte-
ristisch für die Kaltverfestigung.

Der Kurvenverlauf zeigt: Die Legierung besitzt im unverformten Zustand eine höhere

Zugfestigkeit (Mischkristallverfestigung) aber kleinere Bruchdehnung als das reine Al.

Im Verformungsbereich zwischen 20 und 60 % liegen beide Werte jedoch über denen des

Reinmetalls.

2.3

Verfestigungsmechanismen

61

Abb. 2.42 Einfluss des

Verformungsgrades auf die
mechanischen Eigenschaften

Erklärung der Phänomene

Plastische Verformung findet durch Wandern von Versetzungen am leichtesten auf den im

Kristallgitter vorhandenen Gleitebenen (Abb. 2.27–2.30) statt, die unter kleinen Winkeln zur Richtung der Schubkräfte liegen. Bei der plastischen Verformung entstehen an Korngrenzen und Ausscheidungen neue Versetzungen, die sich gegenseitig in ihrer Bewegung
behindern Die Versetzungsdichte steigt, damit auch die kritische Schubspannung.

Verformung bei Temperaturen unterhalb der Rekristallisationsschwelle (Abschn.

2.4.2) wird Kaltverformung genannt. Die eintretende Verfestigung wird deshalb als

Kaltverfestigung bezeichnet.

Durch eine Glühbehandlung oberhalb der Rekristallisationsschwelle kann die Ver-
festigung wieder aufgehoben werden, dabei bildet sich ein neues Gefüge mit geringer

Versetzungsdichte

Für die Umformungstechnik ist der Fließbereich der Spannungs-Dehnungs-Kurve in-
teressant. Dafür existieren besondere Fließkurven, mit denen der steigende Kraft- und

Energiebedarf für die Umformung berechnet werden kann.

Der Fließbereich erstreckt sich von oberhalb der Streckgrenze bis zum Beginn der Ein-
schnürung (Abb. 14.3).

Fließkurven (Abb. 2.43) zeigen den Verlauf der Formänderungsfestigkeit kf (Fließ-
spannung) mit steigendem Umformgrad . Die Steigung der Kurven entspricht der Ver-
festigungsneigung. Sie hängt vom Gittertyp ab und wird auch durch LE beeinflusst.

Verfestigungsexponent n

Die Fließkurven von Kaltumformstählen und Al-Legierungen können im Bereich von D

0;2. . . 1 angenähert durch eine Gerade mit der Steigung n im doppellogarithmischen Netz
dargestellt werden. Dabei ist n der Verfestigungsexponent. Wird die Gleichmaßdehnung

"gl aus dem Zugversuch in die Formel für den Umformgrad eingesetzt, so ergibt sich
der Verfestigungsexponent n (Zahlenwerte ! Tab. 2.24):

n D ln.1 C "gl/

62

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.24 Verfestigungsexponent n (Abschn. 4.5.2)

Gitter

Verfestigungsneigung
n
kfz

Hoch. Viele sich schneidende Gleitebenen bewirken Verset-

0;5
zungsstau und Stapelfehler
kfz

Mittel. Hauptwerkstoff sind Stahlbleche zum Kaltumformen.

0,18 bis 0,3

Durch LE wie z. B. 0,1 % P wird n erhöht
hex

Niedrig. Keine schneidenden Gleitebenen. Nicht angewandt

< 0;1

Abb. 2.43 Fließkurven einiger

Metalle bei RT

Bedeutung der Kaltverfestigung

Die Fertigung von Bauteilen durch Kaltumformung hat eine große Bedeutung, weil sie
energiesparend ist (kein Erwärmen),

Oberflächen nicht verändert (Verzunderung),
kleinere Toleranzen zulässt.

Beispiele für die Bedeutung der Kaltverfestigung

Bei fließgepressten Schrauben kann durch die Kaltverfestigung evtl. ein Vergüten ein-
gespart werden.

I

Hinweis Mechanische Oberflächenhärtung durch Kaltwalzen oder Kugelstrah-
len zur Steigerung der Dauerfestigkeit (Abschn. 5.6.6).

Für Blech aus NE-Metallen ist die Kaltverfestigung die einzige Möglichkeit die Fes-
tigkeit zu erhöhen. Die Lieferzustände werden durch Anhängesymbole nach Norm ange-
geben. Das Beispiel in Tab. 2.25 zeigt drei Möglichkeiten, ausgehend vom Herstellungs-
zustand.

Beispiel zur Tab. 2.25

Im Zustand H22 wird durch Rückglühen (Kristallerholung) die Bruchdehnung von 5
auf 8 % erhöht, die Dehngrenze sinkt dabei etwas, von 85 MPa auf 75 MPa gegenüber
dem Zustand H12.

2.3

Verfestigungsmechanismen

63

Tab. 2.25 Blech Al-Legierung EN-AW-AlMn1

Symbol

Zustand

R m [MPa]

R p0;2 [MPa]

A [%]

F

Herstellungszustand

90. . . 130

35

21

H12

Kaltverfestigt

115. . . 155

85

5

(viertelhart)

H22

Kaltverfestigt C rückgeglüht

115. . . 155

75

8

(viertelhart)

H18

Kaltverfestigt

185

165

2

(vollhart)

Werte für Blech 1,5. . . 3 mm dick; Anhängesymbole ! Tabellen A.9 und A.11

Tab. 2.26 Wege zum Feinkorn

Werkstoff

Maßnahme

Stähle

Feinkornstähle durch thermomechanische Verfahren (Abschn. 5.5), allgemein
durch Normalglühen (Abschn. 5.2.1) oder Vergüten (Abschn. 5.3.8)

Knetwerkstoffe Rekristallisation nach starker Kaltumformung

Gusswerkstoffe Schmelzzusätze, die als Fremdkeime wirken

Karosseriebleche sollen im Werkzeug eine hohe Dehnbarkeit aufweisen, aber als Fer-
tigteil eine hohe Dehngrenze als Widerstand gegen Einbeulen besitzen. Hier sind Werk-
stoffe mit starker Kaltverfestigung erwünscht (Abschn. 4.5.2).

Mit der Zunahme der Versetzungsdichte ändern sich nicht nur die mechanischen, son-
dern weitere chemisch-physikalische Eigenschaften:

Korrosionsbeständigkeit: Die stark verformten Bereiche sind unedler als ihre Umge-
bung, sie sind unbeständiger und werden korrodiert.

Elektrische Leitfähigkeit: Sie beruht auf der Beweglichkeit der Leitungselektronen.

Durch Zunahme der Versetzungsdichte sinkt sie bis auf 95 % gegenüber dem unverformten

Zustand.

2.3.3

Feinkornverfestigung (Korngrenzenverfestigung)

Tabelle 2.26 gibt eine Übersicht der Verfahren zur Erzeugung feinkörniger Gefüge.

Korngrenzen bilden für Gleitvorgänge ein Hindernis, da die Nachbarkristallite eine
andere Ausrichtung der Gleitebenen haben.

Die Gesamtfläche der Korngrenzen lässt sich durch feinkörnige Gefügeausbildung er-
höhen. Bei kleinem Korndurchmesser erreichen die Versetzungen schneller die Korngren-
zen. Zum Überwinden der Korngrenzen müssen größere Schubspannungen aufgebracht
werden ) die Dehngrenze steigt.

Im Gegensatz zu den anderen Verfestigungsmechanismen steigt hier neben der Festig-
keit auch die Duktilität (Tab. 2.27).

64

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.27 Kornverfeinerung am Stahlguss mit 0,25 % Ca

Eigenschaft

R e

A

Z

KV

Einheit

MPa

%

%

J

Grobkorn

230

13

14

20

Feinkorn

280

24

40

65

Änderung %

C22

C84

C185

C225
a entspricht etwa dem Stahlguss GP260GH

I

Beachte Änderung der Bruchdehnung A und Brucheinschnürung Z

Bei feinem Korn besteht die Wahrscheinlichkeit, dass mehr Gleitebenen günstig zur

Richtung der Zugbeanspruchung liegen (45°), so können mehr Gleitvorgänge ablaufen.

Die Verkleinerung der Korngröße wird bei harten, spröden Werkstoffen ausgenutzt,
um sie weniger spröde herzustellen, z. B. bei Sinterhartmetallen (Abschn. 11.1.6) und

Sinterkeramik (Abschn. 8.2).

Bei spröden Werkstoffen wird zur Beurteilung der Zähigkeit die Biegefestigkeit heran-
gezogen. Sie steigt mit sinkender Korngröße (Abb. 8.1, Korngröße und Biegefestigkeit).

2.3.4

Dispersionsverfestigung (Teilchen-, Ausscheidungs-)

Als Gleithindernisse für die Versetzungen wirken hierbei feindisperse Teilchen (dispers

= zerstreut, fein verteilt; Partikel mit einer Größe von etwa 0,002. . . 0,1 µm und einem
mittleren Abstand von 0,1. . . 0,5 µm) auf allen vorhandenen Gleitebenen innerhalb der

Kristallite.

Die Wirkung kann mit der Mischkristallverfestigung verglichen werden. Es wirken al-
lerdings nicht nur einzelne Atome, sondern größere Ansammlungen (Teilchen) von ihnen.

Entsprechend größer sind auch:

Verzerrung des Kristallgitters,
kritische Schubspannung zur Bewegung der Versetzungen.

I

Wichtig ist eine Optimierung von Größe und Abstand der Teilchen.

Je nach Art der beteiligten Atome und Entstehung können folgende Teilchenarten mit
steigender Größe auftreten (Abb. 2.44).

Cluster sind ungeordnete Ansammlungen weniger LE-Atome innerhalb des Misch-
kristalls.

GP-Zonen (nach Guinier und Preston) sind scheibchenförmige Kristalle einer Atomart
im Mischkristall mit ca. 10 nm Durchmesser (bei Al-Legierungen beobachtet).

2.3

Verfestigungsmechanismen

65

Abb. 2.44 Form der Aus-
a
b
scheidungen: a GP-Zonen I,
b GP-Zonen II, c kohärent,
d inkohärent. Teilkohärent
liegt zwischen c und d
c
d

Kohärente Ausscheidungen (Abb. 2.44c) behalten noch das Wirtsgitter in verzerrter

Form bei, sie wirken sich am stärksten auf die Umgebung aus und ergeben eine starke

Gleitblockierung.

Inkohärente Ausscheidungen (Abb. 2.44d) besitzen ein artfremdes Gitter und verzer-
ren das Wirtsgitter wenig, sie ergeben eine geringere Gleitblockierung.

Teilkohärente Ausscheidungen sind eine Mischung aus beiden.

Das Einlagern der Teilchen kann auf zwei verschiedenen Wegen erfolgen:

1. Aushärten (Ausscheidungshärten) ist eine Wärmebehandlung (Beschreibung in Ab-
schn. 5.4).

2. Direkte Dispersionsverfestigung durch pulvermetallurgisch eingebrachte Teilchen.

1. Aushärten

Aushärten als Wärmebehandlung wurde 1906 an Al-Cu-Legierungen (Abschn. 7.3.6)

entdeckt und im Laufe der Entwicklung auf zahlreiche andere Legierungssysteme erwei-
tert.

Voraussetzung sind Mischkristalle, deren Löslichkeit für das LE mit fallender Tempe-
ratur sinkt, eine Erscheinung, die z. B. von Lösungen von Zucker in Wasser bekannt ist.

In heißem Wasser wird Zucker bis zur Sättigung gelöst. Bei der Abkühlung kann Wasser
nur noch wenig Zucker lösen. Nach Abkühlung auf RT liegt eine bei dieser Temperatur
gesättigte Lösung vor, der Überschuss scheidet sich am Boden ab.

Bei langsamer Abkühlung der Legierung entsteht ein gesättigtes Mk-Gefüge, der

Überschuss der LE-Atome scheidet sich als Sekundärkristalle auf den Korngrenzen ab.

Der Einfluss der LE ist bei dieser Struktur gering.

I

Hinweis Zum Verständnis des Aushärtens gehört auch das Zustandsschaubild
einer aushärtbaren Legierung. Das ist Gegenstand des Abschn. 2.5.7.

66

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.28 Eigenschaftsände-

Eigenschaft Einheit

Lösungsbehandelt

Warmausgelagert
rung durch Aushärtung von

325 °C

CuBe2 (Berylliumbronze)

Rm

MPa

420. . . 600

1150. . . 1350

Rp0;2

MPa

140. . . 210

1000. . . 1250

A5

%

35

3

HV

90. . . 125

360. . . 390

Abb. 2.45

Aushärtung von G-AlSiMg. Anstieg der Härte beim Warmauslagern unter verschiede-
nen Temperaturen. Kurve 3 zeigt, dass nach 8 h die höchste Härte erreicht ist, weiteres Halten lässt
die Härte wieder absinken (Überalterung). Ist die Temperatur zu hoch, wird nur eine geringere Härte
erreicht (Kurve 2)

Übersättigte Mischkristalle entstehen beim sog. Lösungsbehandeln. Dazu wird so
weit erhitzt, bis alle Sekundärkristalle wieder gelöst sind und dann abgeschreckt. Die

Ausscheidung unterbleibt. Die Mischkristalle sind übersättigt. Sie sind dadurch instabil
und streben zum Gleichgewichtszustand (der Sättigung). Tabelle 2.28 zeigt am Beispiel
von Berylliumbronze die Eigenschaftsänderung durch Aushärtung.

Auslagern (kalt oder warm) führt zu den gewünschten Ausscheidungen. Bei RT drängt
das Wirtsgitter die zwangsgelösten Atome in Fehlstellen des Gitters (Versetzungen,

Lücken), wo sie als Cluster oder GP-Zonen das Wandern der Versetzungen erschweren,
die Festigkeit steigt (Abb. 2.45).

Im Laufe der Zeit oder bei Erwärmung entstehen größere Teilchen als neue Phasen je
nach Legierungsart. Sie werden mit der Zeit und steigender Temperatur immer gröber und
haben größere Abstände. Dann lässt der Verfestigungseffekt nach (Abb. 2.45).

I

Für den Verfestigungseffekt ist ein kleiner Teilchenabstand wichtig.

Die Masse der möglichen Ausscheidungen wird durch den Legierungsgehalt bestimmt.

Es treten folgende Grenzfälle mit Auswirkung auf Verfestigung und Verformbarkeit auf

(Tab. 2.29):

I

Die höchste Verfestigungswirkung entsteht bei Gleichheit der Schubspannun-
gen für die beiden Mechanismen. Das ist bei optimaler Ausbildung von Teilchen-
größe und -abstand der Fall.

2.3

Verfestigungsmechanismen

67

Tab. 2.29 Verformungsmechanismen bei teilchenverfestigten Legierungen

Teilchengröße

Viele, kleine Teilchen

Weniger, aber größere

Teilchen

Abstände

Klein

Größer

Anpassung an das Wirtsgitter

Kohärente Strukturen, starke

Inkohärente Strukturen bilden
und die Lage der Gleitebenen

Verzerrung der Umgebung
neue Phase und ergeben gerin-

Gleitebenen des Wirtsgit-
ge Verzerrung der Umgebung
ters laufen in verzerrter Form

Die Gleitebenen enden an der
durch die Teilchen

Phasengrenze, Versetzungen
können nicht weiter wandern

Wirkung auf die kritische

Versetzungsbewegungen kön-

Versetzungsbewegungen wer-

Schubspannung
nen diese Hindernisse (eine
den nur an den Teilchen selbst

Art Palisaden) nur mit ei-
behindert, sie suchen sich den
ner höheren Schubspannung

Weg des geringeren Widerstan-
durchlaufen. Sie werden dabei
des dazwischen, sie umgehen
geschnitten (abgeschert)

die Teilchen

Mechanismus

Schneidmechanismus

Umgehungsmechanismus

2. Dispersionsverfestigung durch Pulvermetallurgie

Dispergieren ist das Einbringen feinstverteilter, im Grundmetall unlöslicher Teilchen

(vgl. auch Abschn. 10.4 Dispersionshärtung, Teilchenverbunde). Es werden Oxide, Car-
bide, Boride u. a. durch mechanisches Legieren gemischt und gesintert. Mechanisches

Legieren in Kugelmühlen ergibt zugleich feindispers gemengte Teilchen.

Größere Teile und Rohlinge zum Schmieden werden wirtschaftlich durch das Sprüh-
kompaktieren erzeugt (Abschn. 11.1.9).

Die in der Matrix unlöslichen Teilchen unterscheiden sich von denen im Mischkristall:

Die Legierungen sind thermisch stabiler, weil bei Erwärmung eine langsamere Vergrö-
berung der Teilchen erfolgt, d. h. höhere Warmfestigkeit (Abb. 10.4).

Dispersionsverfestigung liegt auch bei den Verbundwerkstoffen mit metallischem

Grundgefüge (Metallmatrix) vor (Abschn. 10.6.3). Anwendung bei thermisch belaste-
ten Al-Legierungen im Motorenbau, Kolben, Zylinderbuchsen, Pleuel (! Metallma-
trix-Teilchenverbunde Abschn. 10.6.3).

Metalle und Legierungen mit hoher elektrischer Leitfähigkeit verlieren diese Eigen-
schaft durch gelöste Atome. Bilden die LE-Atome unlösliche Teilchen, so bleibt die

Leitfähigkeit erhalten.

Anwendung für verschleiß- oder festigkeitsbeanspruchte Teile, die Strom führen (!

Glid Cop Tab. 10.6).

Verschleißfeste Legierungen können mit hohen Anteilen an feinkörnigen, harten Pha-
sen hergestellt werden; das wäre über die Schmelzmetallurgie nicht möglich.

Anwendung: Schmelzmetallurgisch hergestellte Werkzeugstähle können wegen der

Forderung nach Schmiedbarkeit nur begrenzte Anteile an harten Carbiden enthalten.

Sinterhartmetalle lassen wesentlich höhere Carbidanteile zu.

68

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.30 Verfestigungsmechanismen durch Ausnutzung der Gitterfehler

Mechanismus,

Fehler-

Strukturänderung, Hindernisse

Festigkeit und Duktilität,
technische

Dimension
gegen die Versetzungsbewegun- schematischer Verlauf

Maßnahme
gen

Mischkristall-

0 Punkt

Welligkeit der Gleitschichten
verfestigung
durch größere oder kleinere

Legieren in-

LE-Atome. Wirkung steigt mit
nerhalb der
den ;-Unterschieden und der

Löslichkeit

Konzentration der LE

Kaltver-

1 Linien

Kaltumformen erhöht die
festigung

Versetzungsdichte von

Umformen

108 cm=cm3 auf 1012 cm=cm3

Feinkorn-

2 Fläche

Korngrenzen blockieren die
verfestigung

Bewegung der Versetzungen.

Feinkorn her-

Die Vielzahl der Körner erhöht
stellen
die Zahl der Gleitmöglichkeiten

Dispersions-

3 Volumen

Behinderung durch feindisper-
verfestigung
se, kohärente Ausscheidungen

Aushärten
in Mischkristallen, die ab-

Partikel ein-
geschert werden müssen
bringen

Feindisperse, inkohärente Teil-
chen, die umgangen werden
müssen

Eine Zusammenfassung der Verfestigungsmechanismen, die Gitterfehler nutzen, gibt

Tab. 2.30.

2.3.5

Verfestigungsmechanismen kombiniert

Höherfeste Legierungen entstehen durch eine Kombination vorstehender Mechanismen.

Zur gezielten Nutzung sind genau abgestimmte Behandlungen erforderlich, damit sich die

Wirkungen summieren und nicht gegenseitig aufheben.

Ein Beispiel ist die Streckgrenzenerhöhung einer NiCrAl-Legierung durch eine Kom-
bination aus mechanischer und thermischer Behandlung (Abb. 2.46).

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

69

Abb. 2.46 Erhöhung der

Dehngrenze Rp0;2 durch

Kombination von Verfesti-
gungsmechanismen bei einer

NiCrAl-Legierung

Untere Kurve: In ihrem Ausgangszustand lösungsgeglüht wirkt nur die Mischkristallver-
festigung, die Dehngrenze Rp0;2 liegt bei 280 MPa, eine ca. 5-fache Erhöhung gegenüber
reinem Ni. Durch Warmauslagern bei ca. 300 °C wird durch Dispersionsverfestigung ein

Wert von 460 MPa erreicht, eine Steigerung um nochmals ca. 50 %.

Obere Kurve: Nach dem Lösungsglühen wurde um ca. 20 % kaltumgeformt. Die Dehn-
grenze Rp0;2 liegt dann bei 650 MPa (doppelt so hoch wie im ersten Fall). Die Warmaus-
lagerung erbringt jetzt die gleiche Erhöhung (parallele Kurven) bis auf 830 MPa.

Bei höherfesten Stählen werden die Verfestigungsmechanismen ebenfalls kombiniert (vgl.

Abschn. 4.3.1 und 4.10).

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen

(Thermisch aktivierte Prozesse)

2.4.1

Allgemeines

Nach Erzeugung und Behandlung sind metallische Werkstoffe meist in einem Zustand
höherer innerer Energie durch z. B. Gitterfehler, Spannungen oder innere Unterschiede in
der Verteilung der Atome (Seigerungen). Sie sind nicht im Gleichgewicht. Bei Erwärmung
streben sie dem Gleichgewichtszustand zu, je höher die Temperatur, desto schneller.

Gleichgewicht Zustand höchster Stabilität, in dem sich ein Stoffsystem nicht mehr ver-
ändert. Stabilität liegt vor im

70

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.31 Grenzwertbetrach-

Temperatur

Exponent

Faktor B
tung

T ! 0

! 1

0

T ! 1

! 0

1

Energie-Minimum, wenn die freie Energie des Systems ein Minimum erreicht, ver-
gleichbar mit der Ruhelage eines Pendels, oder aber, besonders bei höheren Tempera-
turen, im

Entropie-Maximum, dem Zustand kleinster Ordnung der Teilchen = Zustand größter
thermodynamischer Wahrscheinlichkeit.

Das Verhalten einer großen Zahl von Teilchen mit ungeregelter Bewegung und Zufallszu-
sammenstößen lässt sich nur statistisch mit einer gewissen Wahrscheinlichkeit erfassen.

Mit steigender Temperatur erhöht sich die Zahl der Zusammenstöße und damit die Wahr-
scheinlichkeit von Platzwechseln.

Platzwechsel von Atomen im Kristallgitter erfolgen, angeregt durch die Stöße von

Nachbaratomen, sprunghaft zu Lücken, Leerstellen oder anderen Störungen.

Die Geschwindigkeit von thermisch aktivierten Prozessen ist die Zahl der Platzwech-
sel/Zeit.

Das wird in einem Wahrscheinlichkeitsfaktor B deutlich, der die Temperatur im Nen-
ner des Exponenten enthält. Das erklärt ihren großen Einfluss auf diese Vorgänge. Für

Materie am absoluten Nullpunkt wird die Wahrscheinlichkeit B zu Null (keine Platzwech-
sel). Wenn T gegen Unendlich strebt, wird sie zu Eins (alle Atome wechseln ihre Plätze),

! Grenzwertbetrachtung Tab. 2.31.

Wahrscheinlichkeit von Platzwechseln:

v D V

0

B D v0 exp.Q=RT / D v0 eQ=RT
v Platzwechsel/Zeit;
v0 Konstante;

Q Aktivierungsenergie;

T Temperatur;

Gaskonstante R D 8;314 J=mol.

Bei manchen (niedrigschmelzenden) Legierungen können Veränderungen durch Platz-
wechsel der Atome bereits bei RT mit merklicher Geschwindigkeit ablaufen (Kaltaushär-
tung, Alterungsvorgänge), bei den meisten erst bei höheren Temperaturen. Die zugeführte

Wärmeenergie wirkt beschleunigend (vgl. Tab. 2.32), Wärmeenergie wird in Schwingun-
gen der Atome um die Gitterpunkte umgewandelt.

Dies verdeutlichen die folgenden Analogien: Im Dampfdruckkochtopf wird die Koch-
zeit durch 20 °C Temperaturerhöhung auf 1=4 verkürzt. Im Dieselmotor wird vorgeglüht,
damit die Selbstzündung des Gemisches erfolgt.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

71

Tab. 2.32 Temperaturerhöhung verkürzt die Aufkohlungszeit für eine bestimmte Aufkohlungstiefe

Temperatur in °C

900

1000

1100

Prozesszeit in h

32

10

4

I

Temperaturerhöhung ergibt im Festkörper eine höhere mittlere Schwingungs-
amplitude der Atome, dadurch eine höhere Wahrscheinlichkeit für einen Platz-
wechsel und damit einen schnelleren Ablauf der Prozesse.

Thermische Aktivierung ist Ursache für zahlreiche innere Vorgänge in Kristallgittern
und Gefügen und kommt wegen der Verkürzung der Behandlungszeiten in der Werkstoff-
technik zur Anwendung.

Bedeutung für die Werkstofftechnik erlangt die thermische Aktivierung durch:

Kristallerholung und Rekristallisation (Abschn. 2.4.2).

Kornwachstum (Abschn. 2.4.3).

Diffusion (Abschn. 2.4.5).

Warmumformung (Abschn. 2.4.4).

Festigkeit bei höheren Temperaturen (Abschn. 2.4.6).

Korrosion (Kap. 12).

Thermisch aktivierte Prozesse kann man sich bildlich wie folgt vorstellen:

Damit ein Atom an einen neuen (energetisch günstigeren) Platz gelangen kann, muss
zunächst eine Schwelle überwunden werden (bei Entfernung von einem Atom über den

Gleichgewichtsabstand hinaus anziehende Kräfte, bei Annäherung an ein Atom unter den

Gleichgewichtsabstand abstoßende Kräfte), dann folgt die Materie dem Streben nach dem

Gleichgewicht. Die Höhe der Schwelle ist ein Maß für die Aktivierungsenergie.

Abbildung 2.47 zeigt, wie das Atom aus einer „Energiemulde“ angehoben werden
muss, um den neuen Platz zu erreichen. Dazu ist symbolisch die Aktivierungsenergie Q
erforderlich (Tab. 2.33). Im Kristallgitter wird die Aktivierungsenergie durch die thermi-
sche Energie der Nachbarn (zufällige Zusammenstöße) aufgebracht. Ihr Betrag wird von

Kristallgittertyp und Atomgröße beeinflusst.

I

Beachte Für dichte Gitter (kfz-Fe) wird für den Platzwechsel des gleichen Atoms

(C) eine höhere Aktivierungsenergie benötigt als für weniger dichte (krz-Fe)

(Tab. 2.33).

I

Metallatome (etwa gleich große in Austausch-Mischkristallen) springen über

Leerstellen und brauchen

) stärkere Anstöße (Abb. 2.47).

Nichtmetallatome (kleine in Einlagerungsmischkristallen) springen durch

Lücken

) schwächere Anstöße (Abb. 2.47).

72

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.33 Aktivierungsenergien für die Diffusion im Vergleich

Atom

Gitter

Q

[kJ=mol]

Atom

Gitter

Q

[kJ=mol]

C

Fe, kfz

138

Ni

Cu, kfz

243
krz

87,6

Al

166

Ni und Al im Cu-Gitter zeigen den Einfluss der höheren Schmelztemperatur (stärkere Bindung )

höheres Q).

Abb. 2.47 Aktivie-
rungsenergie Q. Unten:

Einlagerungs-, oben:

Austausch-Mischkristalle

(nach Bürgel et al. 2011)

2.4.2

Kristallerholung und Rekristallisation

Die durch Umformen erzeugte hohe Versetzungsdichte wird bei Erwärmung stufenweise
abgebaut. Die Kaltverfestigung wird dadurch beseitigt.

Kristallerholung

Abbildung 2.48 zeigt, dass im schraffierten Temperaturbereich die Zugfestigkeit Rm nur
gering abfällt und die Bruchdehnung A etwas steigt, ohne dass sich die Korngröße ändert.

Das ist der Bereich der Kristallerholung. Dabei reduzieren sich Gitterfehler, indem sie
miteinander reagieren:

I

Bei der Erholung wandern Zwischengitteratome in Leerstellen. Entgegen-
gesetzte Versetzungen in einer Gleitebene können sich aufheben. Gleiche

Versetzungen suchen energieärmere Positionen, sog. Polygonisierung zu Sub-
korngrenzen (Abb. 2.49).

Durch die Kristallerholung werden Spannungen und damit die im verzerrten Gitter ge-
speicherte Energie reduziert. Damit führt die Kristallerholung zu folgenden Änderungen
im Gefüge und den Eigenschaften:

Festigkeit und Härte sinken schwach,
die Duktilität steigt gering an,
das Verformungsgefüge bleibt erhalten.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

73

Abb. 2.48 Einfluss der

Glühtemperatur auf Korngröße
und mechanische Eigenschaf-
ten von NiCu30Fe, ca. 30 %
kaltgeformt und 1 h bei stei-
genden Temperaturen geglüht

Abb. 2.49 Kristallerholung
durch Polygonisierung, Sub-
korngrenzen innerhalb der

Körner

Sie wird angewendet beim Spannungsarmglühen (Abschn. 5.2.3), Altern von kaltgeform-
ten Federn und bei der Leitfähigkeitssteigerung bei kaltgeformtem Cu.

Rekristallisation

Bei höheren Temperaturen und größeren Zeiten verändern sich die Eigenschaften stärker.

Die Rekristallisationstemperatur TR (Abb. 2.48) ist die Temperatur, bei der die Eigen-
schaftsänderung innerhalb einer Stunde merklich abläuft (Tab. 2.34).

Innerhalb der Subkörner des kaltverformten Metalls gibt es geringer verformte Berei-
che, die als Keime wirken, an die sich die energiereicheren Bereiche durch Platzwechsel
der Atome angliedern. Dabei wandern die Subkorngrenzen und das ursprüngliche Ge-
füge wird aufgezehrt. Es entsteht das Rekristallisationsgefüge mit normaler Kornform

(Abb. 2.50).

Tab. 2.34 Rekristallisationstemperaturen TR verschiedener Metalle

Metall

Pb, Sn

Zn

Mg

Al

Cu

TR [°C]

20

20

150

150

200

Metall

Fe

Stahl

Ni

Mo

W

TR [°C]

450

600

600

900

1200

74

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.50 Grobkörnige Re-
kristallisation in schematischer

Darstellung

Tab. 2.35 Verformungsgrad und Auswirkungen auf Rekristallisation und Gefüge

Ausgangsbedingungen

" steigt, # fällt

Verformung
wenig Keime,

Korngröße "

T "

R
schwach
niedrige Energie

Verformung
viele Keime,

Korngröße #

T #

R
stark
hohe Energie

Ausgangsgefüge
fein

T #

R

Rekristallisationszeit

#

Abb. 2.51 Kugeleindruck (Brinellmessung) in Stahl mit C-Gehalt von 0,09 % nach Rekristallisati-
onsglühen bei 750 °C=7 h (200 : 1). Unterhalb der Kugelkalotte ist die unterschiedliche Korngröße
zu erkennen: Der Kalottenrand ist durch starke Verformung feinkörnig rekristallisiert; tiefere Berei-
che, geringer verformt, sind grobkörniger rekristallisiert. Unterhalb ist das zeilige Ausgangsgefüge
sichtbar, mangels Verformung nicht rekristallisiert

Mit wachsender Verformung werden die Kristallite energiereicher, die Neubildung
wird bei niedrigeren Temperaturen schneller. Bei geringem Verformungsgrad wirken sich

Abweichungen von der Temperatur stark auf die Korngröße aus, bei größerem Verfor-
mungsgrad dagegen weniger (vgl. Abb. 2.51). Tabelle 2.35 gibt eine Gegenüberstellung.

Die Korngröße lässt sich als Funktion der Temperatur und des Verformungsgrades in
einem räumlichen Diagramm darstellen. Es ergibt sich eine gewölbte Diagrammfläche

(Abb. 2.52).

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

75

Abb. 2.52 Rekristallisations-
schaubild

Als Folge der thermischen Aktivierung fällt mit steigender Glühtemperatur die Dauer
der Rekristallisation exponentiell ab.

Die Lage der Rekristallisationstemperatur TR wird durch Legierungsatome erhöht (!

Beispiel Blei). Das ist sehr wichtig für Werkstoffe, die ständig höheren Temperaturen
ausgesetzt sind (warmfeste und hitzebeständige Werkstoffe).

Rekristallisationstemperatur TR

T D

R

0;4Tm

273 ıC

Beispiel für die Erhöhung der Rekristallisationstemperatur

Bei Blei mit TR bei 20 °C ist eine Verformung bei RT bereits eine Warmumformung
mit gleichzeitig einsetzender Rekristallisation. Deshalb versprödet ein Weichbleiklotz
nicht, wenn er als Unterlage zum Schlagen benutzt wird. Für legiertes Blei (Hartblei)

liegt TR höher, hier ist eine Versprödung zu bemerken.

Mithilfe der Rekristallisationstemperatur können auch die Unterschiede zwischen Kalt-
und Warmumformung (Abschn. 2.4.4) erklärt werden.

Zusammenfassung Rekristallisation

Rekristallisation ist die Umkristallisation eines kaltverformten Gefüges.

Sie geht von den am stärksten verformten Kristallbereichen aus und erfordert
eine Mindestumformung (kritischer Umformgrad).

Die Korngröße nach der Rekristallisation wird vom Umformungsgrad, der Aus-
gangskorngröße und der Glühtemperatur beeinflusst.

Die Rekristallisationstemperatur TR liegt bei etwa 0;4 Tm.

76

2

Metallische Werkstoffe

2.4.3

Kornvergröberung (-wachstum)

Neben einer grobkörnigen Rekristallisation durch ungünstige Bedingungen können grob-
körnige Gefüge auch entstehen, wenn Werkstücke höheren Temperaturen ausgesetzt sind.

Überhitzen: kurzzeitig zu hoch,

Überzeiten: zu lange erhitzt.

Dazu gehört auch die Abkühlung von Gussteilen mit größerer Masse in der Form. Stahl-
guss erstarrt grobkörnig (Abb. 5.6) und hat geringe Zähigkeit, die durch Normalglühen
ansteigt.

Innere Vorgänge: Die Bereiche der Korngrenzen sind gekrümmt, weniger geordnet
und damit energiereicher. Sie besitzen eine Oberflächenenergie, die versucht, die Oberflä-
chen zu verkleinern. Größere Körner haben eine kleinere Oberfläche im Verhältnis zu
ihrem Volumen und damit weniger Oberflächenenergie.

Bei höheren Temperaturen können durch thermische Aktivierung beschleunigt Platz-
wechsel ablaufen, die die Energie in Richtung „weniger Korngrenzen“ abbauen. Dabei
werden die jeweils kleineren Kristallite von den benachbarten größeren aufgezehrt.

Beispiele für Grobkornbildung

Wärmebehandlung: Bei einigen Verfahren werden Werkstücke langzeitig bei hohen

Temperaturen behandelt. Hier müssen die Verfahrensbedingungen genau eingehalten
werden, um übermäßiges Kornwachstum zu vermeiden.

(! ZTA-Schaubild für isothermische Austenitisierung Abb. 5.4)

Einfluss auf die Kornvergröberung

Das Kornwachstum wird behindert, wenn bei den hohen Temperaturen noch ungelöste

Phasen (andere Kristallite) zwischen den Körnern liegen. Solche Werkstoffe sind nicht
überhitzungsempfindlich und sind somit für längeres Halten bei höheren Temperaturen
geeignet.

Partikelvergröberung und Sintern

Die Vergröberung von dreidimensionalen Gitterfehlern (Ausscheidungen, Dispersoide,

Poren) sowie das Sintern von Pulvern ist ebenfalls auf die Verringerung der Oberflä-
chenenergie zurückzuführen. Hierzu ist als atomarer Mechanismus die Diffusion (Ab-
schn. 2.4.5) erforderlich.

Kornwachstum wird durch Intermetallische Phasen der Legierungselemente Al, Mo,

Nb, Ti, V, evtl. in Verbindung mit C und N, verhindert.

Bauteile, die hohen Dauertemperaturen ausgesetzt sind, müssen aus Werkstoffen beste-
hen, die durch legierungstechnische Maßnahmen keinem oder nur geringem Kornwachs-
tum unterliegen. Dies gilt zum Beispiel für Einsatz- und Nitrierstähle, warmfeste und
hitzebeständige Werkstoffe und Stähle für Schweißkonstruktionen (Feinkornbaustähle).

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

77

Tab. 2.36 Warmumformung

Gießformate

Art der Warmumformung

Erzeugnis

Brammen, Barren

Walzen

Bleche, Bänder, Profile

Pressbarren

Strangpressen

Profile

Blöcke, Abschnitte

Schmiedepressen, -hämmer

Schmiederohteile

Abb. 2.53 Fließkurven von

Stahl C45E. Bedeutung von a,
b, c: Tab. 2.37; Bedeutung von

1, 2: Tab. 2.38

2.4.4

Warmumformung

Charakteristisch für die Warmumformung ist eine plastische Formänderung bei Tempe-
raturen von unterhalb der Solidus-Linie bis oberhalb der Rekristallisationstemperatur TR.

Dadurch erfolgt ständige Rekristallisation und eine Verfestigung unterbleibt. Bei höheren

Temperaturen sind die Gleitvorgänge erleichtert (niedrige Verformungskräfte und -arbeit).

Zusätzlich treten Gleitvorgänge an den Korngrenzen auf (Korngrenzengleiten). Die für die

Verformung notwendige Fließspannung kf ist wesentlich kleiner.

Bei der Warmumformung lässt sich die Gefügeausbildung (Korngröße) durch die Ver-
formungsendtemperatur (z. T. auch unterhalb TR/ und die folgende Abkühlungsart beein-
flussen. Auf diese Weise werden Stahlsorten mit erhöhter Streckgrenze erzeugt.

Warmumformung findet bei Stahlerzeugern und -verarbeitern in zahlreichen Ferti-
gungsstufen zur Erzeugung von Halbzeugen und Schmiederohteilen statt (Tab. 2.36; ther-
momechanische Behandlung von Stahl Abschn. 5.5.3).

Die Auswirkung der thermischen Aktivierung auf die max. Fließspannung kf zeigt

Abb. 2.53 bei den Temperaturen 700 °C (obere Kurvenschar) und bei 1000 °C (untere

Kurvenschar). Erläuterungen zu kf und ' enthält Abschn. 2.3.2.

78

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.37 Anwendung der Fließkurven von C45E

Graph

Umformgeschwindigkeit

Beispiel

=t
a

20=s

Schmiedehämmer
b

10=s

Mechanische Pressen
c

1=s

Hydraulische Pressen

Tab. 2.38 Einfluss der Temperatur auf die Fließspannung von C45E

Graph

Temp.

Umformgeschwindigkeit

Fließspannung kf

°C

=t

MPa

1a

700

20=s

430

2a

1000

20=s

190

Tab. 2.39 Einfluss der Umformgeschwindigkeit auf die Fließspannung von C45E

Graph

Temp.

Umformgeschwindigkeit

Fließspannung kf

°C

=t

MPa

1a

700

20=s

430

1c

700

1=s

275

Welchen Einfluss die Temperatur auf die Fließspannung hat, zeigt die Tab. 2.38 für den

Stahl C45E.

Tabelle 2.39 zeigt den großen Einfluss der Verformungsgeschwindigkeit = auf
die Fließspannung kf, weil die Rekristallisation eine gewisse Zeit benötigt, die z. B.

bei Schmiedemaschinen und hydraulischen Pressen vorliegt, bei Verformung mit dem

Schmiedehammer jedoch nicht. Bei letzteren erhöht sich kf noch durch eine Umformbe-
schleunigung.

Die Fähigkeit einiger Werkstoffe, unter geringen Spannungen sehr hohe Umformungen
bis zu 1000 % ohne Einschnürung auszuhalten, nennt man Superplastizität. Die Voraus-
setzungen dafür sind:

Korngröße unter ca. 10 µm,

Temperatur über 0;5Tm (Schmelztemperatur in K),
niedrige Umformgeschwindigkeiten.

Letzteres ist erforderlich, damit im Werkstoff schneller Platzwechsel der Atome (Dif-
fusion, Kristallerholung, Korngrenzengleiten) stattfinden können und keine Verfestigung
auftritt. Es besteht die Gefahr von Hohlraumbildung (Kavitation) durch Ansammlung von

Leerstellen auf den Korngrenzen.

Werkstoffe mit superplastischem Verhalten:

Die Erscheinung wird bei einigen Titanlegierungen ausgenutzt: TiAl6V4 lässt bei

850. . . 525 °C und 5 %=min eine Dehnung von > 700 % zu.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

79

AlZnMg-, AlCuZr- und AlLiZr-Legierungen erreichen bei Temperaturen von 490. . .

540 °C und z. T. höheren Dehngeschwindigkeiten Dehnungen bis zu 1200 %.

Umformverfahren sind Blasformen für flächige Teile und Isothermschmieden unter

Argon-Atmosphäre für kompaktere Teile. Die geringe Dehngeschwindigkeit ergibt Um-
formzeiten von 30. . . 90 min für z. B. Triebwerksteile und -verkleidungen.

Günstig sind zweiphasige Legierungen mit ähnlich hohen Schmelzpunkten der Kom-
ponenten (eutektische oder eutektoide Sorten), z. B. Entwicklungen für hexagonalen Mg-

Legierungen und IP-Werkstoffe wie TiAl und Ti3Al.

2.4.5

Diffusion

Diffusion ist Teilchenbewegung entlang eines Konzentrationsgefälles. Sie tritt in Gasen
oder Flüssigkeiten, aber auch in Festkörpern infolge der statistisch zufälligen Wärme-
bewegung ihrer kleinsten Teilchen auf. Die Teilchen können Atome, Ionen oder auch

Moleküle sein.

Beispiel für Diffusion im Alltag

Diffusion im Alltag: Kirsch- und Bananensaft wird geschichtet serviert. Im Laufe der

Zeit verwischt sich die Grenze und wird unscharf durch Diffusion der Teilchen über
die Grenzfläche von beiden Seiten.

Diffusion zum Ausgleich von Konzentrationsunterschieden ist die Grundlage für zahl-
reiche Verfahren der Wärmebehandlung (Tab. 2.40).

Hinter dieser Wanderung der Teilchen steht das Entropiestreben. Ziel ist ein Zustand
mit geringerer Ordnung der Teilchen (bei tieferen Temperaturen kann auch ein Zustand
höherer Ordnung angestrebt werden, wenn er niedrigere Energie besitzt, z. B. Ansamm-
lung von Fremdatomen in Leerstellen, Clusterbildung).

Tab. 2.40 Verfahren mit Diffusionsvorgängen

Verfahren

Ausgleich bzw. Platzwechsel

Hinweise

Glühverfahren

Verteilung von Legierungselemen- Tab. 5.1 und 5.2
ten, Ausgleich von Seigerungen

Lösungsglühen

Lösen sekundärer Ausscheidungen Abschn. 5.4.3 und 7.3.5

Ausscheidungen, Auslagern

Abbau von Übersättigung in

Abschn. 5.4.3 und 7.3.5

Mischkristallen

Thermochemische Verfahren

Einbringen von C, N, Cr u. a.

Abschn. 5.6.3–5.6.5

Elementen

Kristallgitterumwandlungen

Platzwechsel gelöster Atome

Abschn. 3.3.2, Abb. 3.7

Sintern, Diffusionsschweißen

Platzwechsel im Korngrenzen-

Abschn. 11.1.4
bereich

80

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.41 Diffusionsgrößen für einige Diffusionspaarungen

Paarung Atom Gitter Q

[kJ=mol]

D0

[cm2=s]

D

[m2=s]

D

[m2=s]

400 °C

800 °C

H

˛-Fe

12

2 103

103

–

C

˛-Fe

88

8 103

6 108

1;6 105

Cr

˛-Fe

247

1,48

9;9 1020

1;3 1013

C

-Fe

138

2 101

–

3;7 108

Cr

-Fe

170

–

3;7 1013

Die unregelmäßigen Platzwechsel der Teilchen ergeben einen resultierenden Teilchen-
strom J, wenn ein Konzentrationsgefälle dc=dx als Triebkraft vorhanden ist.

Teilchenstrom

J D D dc=dx

.1. Fick’sches Gesetz/

Der Teilchenstrom J entspricht einem elektrischen Strom, der dem Ohm’schen Gesetz
unterliegt.

Analogie

Strom D Leitwert Spannung

Wie im Ohm‘schen Gesetz ist bei konstanter Spannung (Triebkraft) der Strom eine Funk-
tion des Leitwertes. Diesem Leitwert entspricht der Diffusionskoeffizient D.

Diffusionskoeffizient D

D D D

0

B D D0eQ=RT

.B ! Abschn. 2.4.1/

Der Faktor B berücksichtigt den Einfluss der Aktivierungsenergie und Temperatur auf die

Wahrscheinlichkeit von Platzwechseln. Wegen der Exponentialfunktion von B umfasst D
viele Zehnerpotenzen (Tab. 2.41).

Der Diffusionskoeffizient D berücksichtigt wie der elektrische Leitwert die Widerstän-
de, die dem Teilchenstrom entgegenstehen (Tab. 2.41):

Größe des wandernden Atoms,

Bindungen im Metallgitter (Packungsdichte),

Diffusionswege über Leerstellen, Zwischengitterplätze, Versetzungen oder Korn-
grenzen und Oberfläche mit unterschiedlichen Widerständen.

Je nach Größe der diffundierenden Atome gibt es:

Leerstellendiffusion: Größere oder gleichgroße Austausch-Atome gelangen in eine Leer-
stelle, die Leerstelle rückt in die Gegenrichtung (Abb. 2.47).

– große Aktivierungsenergie Q,

– kleinerer Diffusionskoeffizient D.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

81

Beispiel für das Verhältnis von Q und D

Leerstellendiffusion: Element Cr in ˛-Fe (Werte aus Tab. 2.41)

Q D 247 kJ=mol

.hoher Wert/

D

D

800 ıC

1;3 1013 m2=s

.niedriger Wert/

Ergebnis: Cr-Atome diffundieren sehr langsam in ˛-Eisen (Ferrit).

Zwischengitterdiffusion: Kleine Nichtmetall-Atome gelangen zu den nächsten Zwi-
schengitterplätzen (Abb. 2.47), die in großer Zahl vorhanden sind.

– kleine Aktivierungsenergie Q,

– großer Diffusionskoeffizient D.

Beispiel für das Verhältnis von Q und D

Zwischengitterdiffusion: Element C in ˛-Fe (Werte aus Tab. 2.41)

Q D 88 kJ=mol

.niedriger Wert/

D

D

800

1;6 105 m2=s

.hoher Wert/

Ergebnis: C-Atome diffundieren sehr schnell in ˛-Eisen (Ferrit).

Nach einem Logarithmieren lassen sich die Einflussgrößen besser beurteilen:

ln J D ln D

0

Q=RT

Diese Funktion kann im logarithmisch geteilten Netz (Abb. 2.54) als fallende Gerade dar-
gestellt werden. D0 ist der Schnittpunkt auf der Ordinate bei der Temperatur T ! 1
bzw. 1=T D 0 (Teilung der Abszisse mit 1=T ).

Die Aktivierungsenergie Q entspricht der Steigung der Geraden.

Je steiler die Gerade, umso größer ist die Aktivierungsenergie.

In Abb. 2.54 verlaufen die Linien für die Diffusion von C und H im dichter gepackten

-Eisen (kfz) steiler als die im weniger dichten ˛-Eisen (krz).

Für thermochemische Verfahren (z. B. Aufkohlen, Nitrieren) ist das zweite Diffusions-
gesetz wichtig. Es ergibt sich durch Differenzieren des 1. Gesetzes.

Eine Lösung der Differenzialgleichung verknüpft hier den mittleren Randabstand xm,
wo die Konzentrationsdifferenz (Kohlungsatmosphäre Werkstoff) auf die Hälfte gesun-
ken ist, mit der Zeit t . Der Graph ist eine liegende Parabel (Abb. 2.55):

p
x2 D D t I ) x D

D t

.mit D konstant/
m
m

82

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.54 Diffusionskoeffi-
zienten D D f .T / für einige

Paarungen

Abb. 2.55 Verlauf der Auf-
kohlungstiefe über der Zeit bei
verschiedenen Temperaturen

Die Auswertung des Diagramms ergibt:

I

Eine n-fache Eindringtiefe x2 erfordert die n2-fache Zeit t2 bei T D konst.

Geringe Temperaturerhöhungen (2,78 %) senken die Behandlungszeiten stark

(61 %).

Erläuterung der Abhängigkeiten

Eindringtiefe und Zeit: Bei 925 °C werden erreicht:

– 1-fache Eindringtiefe von 0,9 mm in 2 h,

– 2-fache Eindringtiefe von 1,8 mm in ca. 8 h.

Temperatur und Zeit: Für eine konstante Eindringtiefe von 1,5 mm (waagerechte Linie
in Abb. 2.55) sind erforderlich:

– bei 900 °C ca. 9 h,

– bei 925 °C ca. 3,5 h.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

83

Abb. 2.56 0,2-

Warmdehngrenze von
unlegiertem und niedrigle-
giertem Stahlguss

2.4.6

Werkstoffverhalten bei höheren Temperaturen
unter Beanspruchung

Die bei höheren Temperaturen im Innern ablaufenden Vorgänge sind der Grund, dass ein
metallisches Werkstück die sonst zulässigen Spannungen nicht mehr ertragen kann. Die
zulässigen Spannungen nehmen mit steigender Temperatur und Zeit ab.

Versetzungen können sich bei höherer Temperatur leichter bewegen. Durch Rekristalli-
sation und Teilchenvergröberung werden zusätzlich Verfestigungen aufgehoben, Diffusion
der Korngrenzenatome verursacht langsames Abgleiten der Körner gegeneinander (Korn-
grenzengleiten) oder es kommt unter Zugspannungen zu Porenbildung. Es kommt zu einer
ständigen, langsamen plastischen Verformung unter der Spannung, dem sog. Kriechen,
das mit dem Bruch endet.

Abbildung 2.56 zeigt den Abfall der Streckgrenze Rp0;2 beim Kurzzeitversuch.

Schon unterhalb der Rekristallisationsgrenze sind Bauteile nicht unendlich lange halt-
bar, sondern nur eine endliche Zeit, sie haben sog. Zeitfestigkeiten, die durch aufwendige

Langzeitversuche ermittelt werden. Ihr Ergebnis sind Zeitstandschaubilder (Abb. 2.57).

Der Vergleich der Kurven zeigt, dass hohe Zeitfestigkeiten bei Stählen nur durch hohe

Anteile von Legierungselementen erreicht werden können (! Übersicht am Ende des

Abschnittes, Tab. 2.42).

Abb. 2.57 Zeitstandschaubild,
schematisch

84

2

Metallische Werkstoffe

Zeitfestigkeiten

Zeitstandfestigkeit Rm=1000=500ı D 100 MPa bedeutet, dass bei einer Zugbeanspru-
chung von 100 MPa nach 1000 h bei 500 °C der Bruch erfolgt.

Zeitdehngrenze Rp1=100000=600ı D 22 MPa bedeutet, dass bei einer Zugbeanspruchung
von 22 MPa nach 100.000 h bei 600 °C eine bleibende Dehnung von 1 % gemessen
wird.

Bauteile mit Dauerbeanspruchung bei erhöhter Temperatur zeigen das Kriechen, eine
langsame, plastische Verformung. Dabei liegt die Spannung unterhalb der Dehngrenze.

Die inneren Vorgänge sind vereinfacht:

Aufweitung des Kristallgitters durch die Wärmebewegung, Platzwechsel sind erleich-
tert.

Gleithindernisse verschwinden durch Diffusion.

Ausgeschiedene Phasen gehen wieder in Lösung.

Ständige Kristallerholung und Rekristallisation, es erfolgt keine Kaltverfestigung.

Die Auswirkungen des Kriechens sind:

Spannungsrelaxation,

Kriechdehnung bis zum Bruch.

Merkmale bei T TRekrist:

Merkmale bei erhöhter Temperatur

Festigkeiten sind zeitunabhängig,

Festigkeiten sind zeitabhängig, Verformung
weitere Verformung nur bei Spannungen
läuft bei allen Spannungen weiter (Kriechen)

>Fließgrenze

Kaltverfestigung, Feinkorn ist festigkeits-

Ohne Kaltverfestigung, Grobkorn ist kriech-
steigernd
fester

Kristallkörner verschieben sich nicht zuein-

Korngrenzengleiten längs der Korngrenzen,
ander

Porenbildung auf den Korngrenzen

Die Größe von Teilchen ist konstant

Teilchen vergröbern

Der Kriechvorgang verläuft idealisiert in drei Phasen. Abbildung 2.58 zeigt den Verlauf
der plastischen Dehnung " über der Zeit t . Die Steigung der Kurve b entspricht dabei der

Kriechgeschwindigkeit.

Beim Zeitstandversuch wird eine Zugprobe langzeitig bei konstanter Temperatur mit
konstanter Zugkraft geprüft und die Dehnung gemessen. Das Ergebnis ist das lineare Zeit-
dehnschaubild (Abb. 2.58).

Es lassen sich in Kurve b (2.58) drei Kurvenabschnitte erkennen:

I Primär- oder Übergangsbereich

Nach einer sehr kleinen Anfangsdehnung "i bei Aufbringen der Belastung nimmt die

Steigung der Kurve stetig ab und erreicht ein Minimum. Anfangs bilden sich durch Ver-
formung mehr Versetzungen als sich bestehende durch die Diffusionsvorgänge auflösen.

2.4

Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

85

Abb. 2.58 Kriechvorgang.

Kurve a) Reale Kurve bei
konstanter Last. Bei Län-
genänderung erfolgt auch

Querschnittminderung, da-
durch steigen Spannung und

Dehnung langsam aber stetig.

Kurve b) Idealisierte Kriech-
kurve bei konstanter Spannung
mit drei Bereichen

Abb. 2.59 Materietransport durch Diffusionsströme verbunden mit Korngrenzengleiten (nach

Bürgel et al. 2011). Dicke Pfeile: Volumendiffusion im Innern des Kristalls, führt zum Diffusions-
kriechen, durch LE-Atome hochschmelzender Metalle behindert. Dünne Pfeile: Korngrenzengleiten
als Ausgleich. Kann durch kleine Nichtmetallatome auf Zwischengitterplätzen behindert werden

II Sekundär- oder stationärer Bereich

Die etwa konstante Steigung (Kriechgeschwindigkeit) in diesem Bereich beruht auf einem

Gleichgewicht zwischen dem Auflösen von Versetzungen durch Diffusionsvorgänge und
der Neubildung durch die Verformung. Im Bereich von Korngrenzen, die senkrecht zur

Zugrichtung stehen, erhöht sich die Zahl der Leerstellen (Aufweitung des Gitters).

Das erzeugt Diffusionsströme (Abb. 2.59) in diese Bereiche.

III Tertiärbereich

Starker Anstieg der Kurve, die Kriechgeschwindigkeit erhöht sich. Die Probe wird evtl.

unter Einschnürung stark verlängert und bricht nach der Zeit tm. Der Bruch wird ein-
geleitet durch Porenbildung zwischen den gleitenden Körnern. Es entstehen Hohlräume
zwischen drei Korngrenzen, die sich vergrößern und als Rissquellen wirken.

Die Kriechkurve verläuft bei höherer Spannung steiler und endet nach kürzerer Zeit.

Die Diffusionsströme (Abb. 2.59) sind spannungs- und temperaturabhängig und beein-
flussen sich gegenseitig. Dieser Materietransport führt zu einer stetigen Verlängerung des
zugbeanspruchten Stabes unter Querschnittsabnahme.

I

Die zulässige Beanspruchung thermisch beanspruchter Bauteile liegt im unte-
ren bis mittleren linearen Bereich der Kriechkurve.

86

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.42 Maßnahmen zur Erhöhung der Kriechfestigkeit der Metalle

Maßnahme

Wirkung

Stähle mit LE wie Mo und V (Vergütungsstäh-

LE behindern die Diffusionsvorgänge beim An-
le) verwenden. Sie benötigen zur Bildung ihrer
lassen, höhere Anlasstemperaturen ermöglichen

Carbide höhere Anlasstemperaturen
auch höhere Einsatztemperaturen

Metalle mit Kristallgittern dichtester Packung

In dichtest gepackten Gittern (austenitischer
verwenden. Von ferritischen Stählen auf auste-

Stahl; kfz/Co-Legierungen, hdP) ist die Diffusi-
nitische Stähle oder Ni- bzw. Co-Legierungen
on erschwert, die Warmfestigkeiten sind höher
übergehen
als z. B. in krz-Gittern (ferritische Stähle)

Grobkörniges Gefüge ausbilden, Stängelkristal- Ein kleinerer Anteil an Korngrenzen mindert
lisation, im Grenzfall einkristalline Erstarrung
das Korngrenzengleiten und fällt bei Einkris-
herbeiführen (! Textur)

tallen ganz weg. Anwendung bei hoch durch

Fliehkräfte beanspruchten Turbinenschaufeln

Nutzung des Korngrenzengleitens bei der Su-
perplastizität (Abschn. 2.4.4)

Korngrenzen durch ausgeschiedene Carbide

Das Korngrenzengleiten wird behindert, bei
oder Nitride „verzahnen“. Ähnlich wirken die
optimaler Größe der Ausscheidungen wird die

LE B, Ce, Re, W, Zr

Rissgefahr kleiner

LE einbauen, die thermisch stabile, Interme-

Teilchenhärtung, wichtig ist eine feindisperse
tallische Phasen (IP) bilden. Eine weitere

Verteilung der Phasen. Beide sind durch ihre

Möglichkeit sind nichtmetallische Phasen

Bindungsart thermisch stabil

(Oxide), die pulvermetallurgisch eingebracht

Anwendung z. B. bei:

werden (ODS-Legierungen)

0-Phase Ni3Al in Ni-Superlegierungen,

Al-Oxide in Al-Legierungen (DISPAL)

Erhöhung des Kriechwiderstandes

Bauteile, die bei hohen Temperaturen langzeitig beansprucht werden, dürfen nur geringe

Kriechgeschwindigkeiten aufweisen, damit die bleibende Dehnung nicht zu Funktionsstö-
rungen führt.

Beispiel für bleibende Dehnung

Eine konstant gedachte Kriechgeschwindigkeit (d"=dt / von 2;8 1010=s führt nach

10.000 h zu einer Dehnung von 1 %.

Eine Turbinenschaufel von 200 mm Länge würde dann 2 mm länger geworden sein.

Bei biegebeanspruchten Teilen wäre die Deformation stärker.

Die zusätzliche Schädigung durch Korrosion ist im Kap 12 behandelt. Werkstoffe für
solche Einsätze sind durch Legierungszusätze, Wärmebehandlung oder spezielle Gießver-
fahren entwickelt worden.

Werkstoffe sind warmfeste Stähle, hitzebeständige Stähle und hochwarmfeste Legie-
rungen (Abschn. 4.4.5), Ventilwerkstoffe.

ODS-Legierungen (Oxid-Dispersion-Strengthened Alloys) sind durch Oxide teilchen-
verstärkte, pulvermetallisch hergestellte Legierungen (Abschn. 10.6) und werden zur Stei-
gerung der Warmfestigkeit auch bei Mg- und Ti-Legierungen angewandt.

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

87

Normung

DIN EN ISO 204/09 Zeitstandversuch unter Zugbeanspruchung

DIN EN 10319-1/03 Relaxationsversuch unter Zugbeanspruchung

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

2.5.1

Begriffe

In der Technik werden meist nicht die reinen Metalle verwendet, sondern Legierungen.

Durch Zusatz anderer Elemente können die Eigenschaften eines Metalls (am häufigsten
die Festigkeit) gezielt verändert und bestimmte Eigenschaftsprofile verwirklicht werden

(Tab. 2.43 und 2.44).

Älteste bekannte Legierung ist die Zinnbronze (Bronzezeit). Cu-Erze enthielten zufäl-
lig auch Zinn. Sn erniedrigt die Schmelztemperatur und erhöht die Festigkeit und Härte,
wichtig für Waffen und Werkzeuge.

Legierungen sind Stoffgemenge mit metallischen Eigenschaften. In diesem Lehrbuch
ist eine Begrenzung auf solche aus zwei Komponenten nötig, um den Einfluss von Legie-
rungselementen (LE) auf ein Basismetall darzustellen.

Die meisten technisch wichtigen Legierungen sind solche aus drei und mehr Kom-
ponenten, wobei viele als Verunreinigungen gelten, die auch mit großem Aufwand nicht
völlig entfernt werden können.

Beispiele für mehrkomponentige Legierungen

Unlegierter Stahl enthält neben Fe und C immer auch Anteile von Mn, Si, P und S.

Zweistofflegierungen: Cu-Ni, Pb-Sn (Lötzinn)

Dreistofflegierungen: Cu-Sn-Zn (Rotguss)

Mehrstofflegierungen: NiCrMoV-Stahl

Tab. 2.43 Veränderung der

Werkstoff

Rm

[MPa]

A
mechanischen Eigenschaften

[%]

durch Legieren

Al99,9

40

30

AlMn1Mg1

155
weichgeglüht

14

AlMg4Cu1

420

(ausgehärtet)

8

Tab. 2.44 Veränderung des

Werkstoff

Analyse

˛

[106=K]

Wärmeausdehnungskoeffizien-

Eisen

Fe, rein

12,0
ten durch Legieren

INVAR

FeNi36

1,5

88

2

Metallische Werkstoffe

Legierungen werden durch gemeinsames Einschmelzen hergestellt. Wenn das wegen
hoher Schmelzpunkte nicht möglich ist, kann das pulvermetallurgische Verfahren ange-
wandt werden Es entstehen die sog. Pseudolegierungen.

Beispiele für Pseudolegierungen

Cu-Graphit für Stromabnehmer wegen Unlöslichkeit des C in der Cu-Schmelze

Sinterhartmetalle WC/TiC-Co und Kontaktwerkstoff W-Cu wegen zu hoher Schmelz-
temperaturen (! Pulvermetallurgie Abschn. 11.1.6).

Für den Einsatz von Legierungen sind neben den Metallpreisen weitere technische Kri-
terien wichtig.

Kriterien für die Verwendbarkeit

Von den vielen Legierungssystemen sind nur jene Sorten brauchbar, bei denen Gefüge
entstehen, welche
hinreichende Festigkeit, angepasste Zähigkeit mit
wirtschaftlicher Umformbarkeit und
ausreichender Beständigkeit (thermisch und chemisch) verbinden.

Technisch verwendbare Legierungen ergeben sich dadurch nur bei bestimmten Legie-
rungssystemen und Mischungsbereichen.

Die Grundbestandteile einer Legierung heißen Komponenten (A und B). Sie reagieren
evtl. miteinander und bilden Kristalle, die festen Phasen (˛, ˇ, usw.). Alle Legierungen
aus A und B bilden das Legierungssystem.

Metall/Metall

Cu-Sn (Zinn-Bronze), Cu-Zn (Messing), Sn-Pb (Lote), Fe-Cr

(rostfreier Stahl)

Metall/Nichtmetall

Kohlenstoffstahl, Gusseisen

Die Komponenten einer Legierung können miteinander reagieren.

Physikalische Reaktion ist hier das In- Lösung-Gehen, die Mischbarkeit der Komponen-
ten. Es entstehen Mischkristalle.

Chemische Reaktionen zwischen Metall und Nichtmetall (C, N, O) ergeben nichtmetal-
lische Verbindungen, z. B. Carbide, Nitride und Oxide; zwischen Metallen ergeben sich

Intermetallische Phasen.

Legierungsstrukturen

Metallgitter haben als Realkristalle immer Fremdatome eingebaut. 100% reine Kristalle
aus einer einzigen Atomart gibt es nur als theoretischen Grenzfall. Möglichkeiten sind:

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

89

Abb. 2.60 Austausch-
a
b

Mischkristalle, links
ungeordnet, rechts geordnet

(Überstruktur)

Tab. 2.45 Legierungssysteme mit vollkommener Mischbarkeit im festen Zustand Cu + LE

Metall/Eigenschaft

Cu

LE

Ni

Pt

Au

Atomradius in pm

128

124

138

144

Kristallgitter
kfz
kfz
kfz
kfz

Außenelektronen

1

2

1

1

EN-Zahl

1,8

1,8

1,4

1,4

Mischkristalle (MK), feste Lösungen, als Austausch-MK oder Einlagerungs-MK mit
der Kristallstruktur des Basismetalls,

Verbindungen (Spezialfall: Intermetallische Phasen) mit ganz eigenen i. d. R. kom-
plizierten Kristallstrukturen.

Reinheit ist relativ und von der Genauigkeit der Analyse und den Anforderungen ab-
hängig. Hochrein bedeutet bei Metallen i. d. R. 99;99 %. Dann sind höchstens 0,01 %

Fremdatome enthalten, d. h. auf 10.000 Atome höchstens 1 fremdes (bei gleichen Atom-
massen).

Austausch-Mischkristalle (AMK)

LE-Atome können Basisatome im Gitter ersetzen, im Austausch an seine Stelle treten

(deshalb auch Substitutions-MK, Abb. 2.60). Sie sind regellos verteilt. MK bilden eine

Phase und werden deshalb feste Lösungen genannt. Die vollkommene Löslichkeit, d. h.

MK in allen Mischungsverhältnissen, ist nur möglich, wenn sich die Komponenten sehr
ähnlich sind (Tab. 2.45).

Bedingungen für Mischkristalle
mit unbegrenzter Mischbarkeit:

gleiche Kristallgitter,

Atomradien differieren weniger als 15 %,
gleiche Wertigkeiten,
annähernd gleiche Elektronegativität EN.

90

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.46 Legierungssysteme mit teilweiser Mischbarkeit im festen Zustand Cu C LE

Metall/Eigenschaft

Cu

Legierungselement

Al

Sn

Zn

Maximale Löslichkeit [%]

–

9,4

15,8

37

Atomradius [pm]

128

143

141

133

Kristallgitter
kfz
kfz
tetr
hdP

EN-Zahl

1,8

1,5

1,7

1,7

Außenelektronen

1

3

4

2

Überstrukturen sind geordnete AMK (Gitter im Gitter). Sie entstehen, wenn die Anzie-
hung ungleicher Atome größer ist als die gleichartiger und nur bei bestimmten Verhältnis-
sen. Ihre Bildung erfordert Zeit (langsame Abkühlung), bei Erwärmung gehen sie langsam
in den ungeordneten Zustand über (Entropiestreben). Überstrukturphasen gehören bereits
zu den Intermetallischen Phasen.

Überstrukturen besitzen andere, z. T. extreme Eigenschaftswerte gegenüber den norma-
len Mischkristallphasen des Systems (z. B. elektrische Leitfähigkeit, Härte).

Beispiel Überstruktur

Im System Cu-Au gibt es die 2 Typen:

Beim Atomverhältnis 3 : 1 bildet sich Cu3Au: Cu-Oktaeder im Au-Würfel (Abb.

2.60). Dieser Typ ist in vielen Legierungssystemen anzutreffen (z. B. Ni-Al, Ni-Fe,

Ni-Cr).

Beim Verhältnis 1:1 entsteht der Typ CuAu (Cu in Grund- und Deckflächen, Au in
senkrechten Flächenzentren eines Quaders).

Größere Abweichungen der Atome führen zu einer begrenzten Löslichkeit der Legie-
rungselemente, die zudem temperaturabhängig ist (Tab. 2.46).

Im Allgemeinen steigt die Löslichkeit mit der Temperatur (ähnlich Zucker in Wasser).

Beim Abschrecken dieser MK bleibt der hohe Gehalt bei RT bestehen, es entstehen über-
sättigte Mischkristalle, die metastabil, d. h. nicht im Gleichgewicht, sind. Sie versuchen,
durch Ausscheidung des Überschusses den stabilen Zustand zu erreichen.

I

Hinweis Übersättigte Mischkristalle sind Ursache von Kristallausscheidungen
im festen Zustand (Anwendung beim Aushärten ! Abschn. 5.4).

Legierungen mit einem LE-Gehalt über der Löslichkeit bilden dann neben den Misch-
kristallen eine (oder mehr) weitere Phasen aus, die meist zu den Intermetallischen Phasen

(IP) gehören.

Beispiel für Intermetallische Phasen

Eisen kann bei RT nur sehr wenige C-Atome lösen. In Kohlenstoffstählen liegt der

Kohlenstoff dann als Verbindung Eisenkarbid, Fe3C (Zementit), vor. Sie ist hart und

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

91

Tab. 2.47 Kohlenstofflöslich-

Phase

Temperatur [°C]

Max. C-Gehalt
keit im Fe

˛-Fe krz

723

0,02 %

-Fe kfz

723

0,80 %

-Fe kfz

1147

2,06 %

Abb. 2.61 Einlagerungs-
mischkristall
spröde und hat im Stahl C60 mit 0,6 % C einen Anteil von 9 % am Gefüge (Abb. 3.16
unten).

Begrenzte Löslichkeit gilt besonders für die Nichtmetallatome, die kleiner als die Ato-
me des Basisgitters sind, also z. B. H, C und N (vgl. Tab. 2.47). Sie bilden Einlagerungs-

MK (Abb. 2.61). Ihre Löslichkeit ist gering, bleibt meist unter 1 % und fällt mit der

Temperatur.

Einlagerungsmischkristalle (EMK)

EMK werden auch interstitielle MK genannt (Abb. 2.61). Die LE-Atome sind auf Zwi-
schengitterplätzen eingelagert, den Lücken zwischen den Gitterpunkten des Basisgitters.

Bei ausreichend großen Lücken sind kleine LE-Atome, meist Nichtmetalle, löslich.

Bedingungen für die Bildung von EMK sind:

Basisgitter aus Übergangsmetallen,

Radienverhältnis rLE=rBas < 0;41 (B, C, N, O).

Verbindungen und Intermetallische Phasen (IP) (Tab. 2.48 und 2.49) bilden sich, wenn die Mischkristallregeln nicht erfüllt sind und über die Löslichkeitsgrenze hinaus
legiert wird.

Sie haben andere, oft kompliziertere und weniger dicht gepackte Kristallgitter als die

Komponenten mit großen Gitterkonstanten. Das erschwert die Versetzungsbewegung. Die
metallische Bindung bekommt Anteile an Ionen- oder Atombindung, der Metallcharakter
sinkt und damit auch die Duktilität, die Härte steigt.

Tab. 2.48 Abgrenzung der Begriffe „Verbindung“ und „Intermetallische Phase“

Name

Partner

Beispiele

Intermetallische Phase

Metall/Metall

ˇ-CuZn, Al2Cu

Verbindung

Metall/Nichtmetall oder

Karbide, Nitride, z. B. Fe3C,

Nichtmetall/Nichtmetall

Mo2C, TaC, TiC, TiN, WC

92

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.49 Intermetallische Phasen der Legierung Cu (kfz) mit Zn (hdP), (Abb. 7.6)

Elementarzelle
krz
kub. 58 Atome
hdP

Phase

ˇ-Phase

-Phase

"-Phase

Formel

CuZn

Cu5Zn8

CuZn3

Verbindungen werden häufig durch eine chemische Formel bezeichnet. Es muss aber
kein exaktes stöchiometrisches Verhältnis vorliegen. Das wird durch Leerstellen auf Git-
terplätzen einer Komponente erreicht oder dadurch, dass einzelne Atome „falsche“ Gitter-
plätze besetzen.

Die gemischte Bindung führt zu hoher Steifigkeit (E-Modul) bei hohen Temperaturen,
ebenso zum Widerstand gegen Kriechen und Oxidation. Dadurch kommen einige Inter-
metallische Phasen trotz der geringen Verformbarkeit als Strukturwerkstoff infrage.

Beispiel für einen Strukturwerkstoff

Leichtbaustoff Titanaluminid, die intermetallische
-Phase TiAl mit einer Dichte von

3;84 g=cm3, tetragonale Elementar-Zelle mit ˛ D 399; c D 407 pm

Eigenschaften stranggepresst: hohe Wärmeleitfähigkeit 22 W=m2K bei RT. R

D
p0;2=RT

800 MPa; Rm;800ıC > 500 MPa; spezifische Steifigkeit E= D 46 GPa cm3=g (zum

Vergleich: Stahl hat 26), Werkstoff für Gasturbinen.

I

Intermetallische Phasen sind meist hart und spröde, ihr Anteil am Gefüge der
üblichen Legierungen ist normalerweise niedrig und dient zur Steigerung der

Härte und Festigkeit.

Das Schema in Tab. 2.50 gibt eine Zusammenfassung über die in den Legierungen
vorkommenden Kristallstrukturen.

2.5.2

Zustandsdiagramme, Allgemeines

Diese Schaubilder, auch Phasendiagramme genannt, sind eine Art Landkarte für Stoff-
systeme. Aus ihnen lassen sich für alle Legierungen eines Systems die Art und Zusam-
mensetzung der Phasen und ihr Anteil am Ganzen ermitteln. Darüber hinaus lassen sich

Eigenschaften tendenziell vorhersagen sowie Möglichkeiten und Grenzen von Wärme-
behandlungen abschätzen. Damit sind Zustandsdiagramme in der Werkstoffkunde ein
unverzichtbares Hilfsmittel (Abb. 2.62).

Zustand eines Stoffsystems beschreibt die Phasen, aus denen das Stoffsystem bei einer

Temperatur T besteht, sowohl nach ihrer Konzentration (Zusammensetzung) als auch nach
ihrem Anteil am Gefüge.

Aufstellung eines Zustandsdiagrammes erfolgt aus den Abkühlkurven (nach Abb. 2.62)

vieler Legierungen eines Systems, aus Gefügeuntersuchungen (insbesondere von Diffusi-
onspaarungen) oder durch rechnerische Bestimmung der Haltepunkte.

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

93

Tab. 2.50 Übersicht, Möglichkeiten für den Einbau von Legierungsatomen in ein Wirtsgitter

LE-Atome im

Legierungselement ist

Wirtsgitter

Metall

Nichtmetall
sind ungeordnet

Austauschkristalle (Abb. 2.60)

Einlagerungsmischkristalle (Abb. 2.61)

sind geordnet

Überstrukturen

Einlagerungsstrukturen

(Gitter im Gitter)

Oktaeder im Würfel, Cu3Au
bilden neues,

Intermetallische Phase
anderes Gitter

Titancarbid TiC, Titannitrid TiN

CuZn, ˇ-Messing

Zustandsdiagramme bestehen aus einer waagerechten Konzentrationsachse mit den
beiden reinen Komponenten links und rechts außen, ihr Anteil jeweils nach rechts und
links fallend. Auf den beiden senkrechten Achsen ist die Temperatur aufgetragen.

Verhalten einer Legierung im Diagramm

Jede Legierung wird mit dem Wertepaar Konzentration/Temperatur durch einen Punkt
im Diagramm dargestellt. Mit sinkender Temperatur wandert dieser Punkt auf einer Senk-
rechten abwärts, schneidet Linien und durchläuft Zustandsfelder.

Alle Punkte in einem Zustandsfeld stellen Legierungen mit gleicher grundsätzlicher

Struktur dar, obwohl sie sich voneinander durch die Phasenanteile und deren Konzentra-
tion unterscheiden.

94

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.62 Zustandsdiagramm des Systems Cu-Ni mit Abkühlkurve einer Legierung und Ele-
mentarzelle eines Austauschmischkristalls.Aus der Abkühlkurve der Legierung CuNi40 (Bildteil
links) werden die Haltepunkttemperaturen nach rechts in das Diagramm übertragen und mit der

Senkrechten bei der Konzentration CuNi40 zum Schnitt gebracht. So entstehen punktweise die Li-
nienzüge. Sie begrenzen die Zustandsfelder

2.5.3

Zustandsdiagramm mit vollkommener Mischbarkeit
der Komponenten

Es ist das einfachste der Phasendiagramme mit nur drei Phasenfeldern (Grundtyp I,

Abb. 2.62, Tab. 2.51).

Tab. 2.51 Felder und Linien im Zustandsdiagramm mit vollständiger Mischbarkeit der Komponen-
ten im Flüssigen und im Festen und ihre Bedeutung in der Praxis

Linien und Felder

Erklärung und Bedeutung in der Praxis

Liquidus-Linie:

Oberer Linienzug. Darüber sind alle Legierungen flüssig (einphasig).

(liquidus, lat. D flüs-

Um eine Legierung herzustellen, muss im Schmelzofen die Liquidus-
sig)

Temperatur der Legierung deutlich übertroffen werden

Beim Unterschreiten der Linie beginnt die Kristallisation

Solidus-Linie:

Unterster Linienzug. Beim Unterschreiten der Linie ist die Kristallisa-

(solidus, lat. D fest)

tion beendet. Unterhalb bestehen alle Legierungen aus Mischkristallen.

Die Solidus-Temperatur einer Legierung darf bei Wärmebehandlungen
nicht überschritten werden

Oberes Feld

Alle Legierungen sind schmelzflüssig, einphasig

(oben offen)

Linsenförmiges Feld

Erstarrungsbereich, alle Legierungen sind zweiphasig und bestehen aus

Schmelze (abnehmend) + Mischkristallen (zunehmend). Je breiter das

Feld ist, desto leichter entstehen Seigerungen

Unteres Feld

Alle Legierungen sind kristallisiert, einphasige Mischkristalle, homo-
gene Gefüge. Die Eigenschaften der Legierung sind von denen des

Basismetalls abgeleitet

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

95

Abb. 2.63 Abkühlung der

Legierung CuNi40 mit Hebel-
beziehung

Mit dem Erreichen der Liquidus-Linie beginnt die Kristallisation. Mit sinkender Tem-
peratur wachsen die Kristalle auf Kosten der Schmelze. An der Solidus-Linie ist die

Kristallisation beendet: Es entstehen einphasige MK-Gefüge.

Zustandsdiagramme gelten für eine sehr (unendlich) langsame Abkühlung, damit sich
das Phasengleichgewicht durch Diffusion einstellen kann. Die Phasen, z. B. Schmel-
ze und Kristalle, haben unterschiedliche Energien. Für jede Temperatur stellt sich ein

Verhältnis der Phasen ein, bei dem das Ganze, vereinfacht gesagt, ein Energieminimum
besitzt.

Lesen des Zustandsdiagrammes

Da die Wärmeenergie an die Masse der Phasen gebunden ist, kann das mechanische

Gleichnis der Waage verwendet werden, um die Phasenanteile in Prozent vom Ganzen
zu berechnen (Abb. 2.63). Es gilt also das Hebelgesetz in der Form einer Verhältnisglei-
chung.

Der Mengenanteil jeder Phase ist dem abgewandten Hebelarm proportional

Abbildung 2.63 zeigt den Abkühlverlauf der Legierung CuNi40 (L). Im linsenförmigen

Erstarrungsbereich ist sie zweiphasig. Sie wird zunächst dicht unterhalb der Liquidus-

Linie beim Punkt A betrachtet. Die Kristallisation hat gerade begonnen. Der geringe

Anteil der Kristalle MK1 entspricht dem kurzen Hebelarm, der lange Arm dem Anteil
der Schmelze.

Mit sinkender Temperatur wachsen immer mehr Kristalle bei abnehmender Schmelze.

Bei Punkt B sind die Hebelverhältnisse umgekehrt wie bei A.

Die Tab. 2.52 zeigt für Punkt A diese Abschätzung und zugleich die Konzentration der

Phasen (den Ni-Gehalt), die man auf der Konzentrationsachse durch das Lot ablesen kann.

Tab. 2.52 Abschätzung der

Punkt

Hebelarm

Phasen

% Ni

Phasen (A und B)

A
links klein
wenig MK

MK1 : 73
rechts groß
viel Schmelze

S1 : 33

B
links groß
viele MK

MK2 : 43
rechts klein
wenig Schmelze

S2 : 11

96

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.64 Hebelbeziehung
aus Abb. 2.63

Mit Abb. 2.64 und den herausgezogenen Hebelarmen lassen sich die Massenanteile
von Schmelze und MK berechnen:

Berechnung des MK-Anteils für Punkt B

MK

D

2: S2

29 W 3 (korrespondierende Addition)

MK

C

2: (MK2

S2/ D 29 W .29 C 3/;

MK C

D

2

S2

100 % eingesetzt!

MK2: 100 % D 29 W 32

29

MK D

D

2

100 % D 90; 63 % I S2

9;37 %

32

Die ersten MK, bei Punkt A entstehend, sind Ni-reich, bei Punkt B sind sie Ni-
ärmer. Wenn die Legierung vollständig kristallisiert ist, haben die Mischkristalle

40 % Ni gelöst. Die entstehenden Mischkristalle müssen also während des Wach-
sens ständig ihre Zusammensetzung ändern. Das verlangt langsame Abkühlung,
damit die Diffusion stattfinden kann.

Abb. 2.65 Mischkristallgefüge NiCu30Fe. Oben: Gussgefüge mit Kristallseigerung. Korngrenzen
sind anders geätzt als die Kornmitte. Unten: Gefüge nach Warmumformung und Rekristallisation,
homogene Mischkristalle mit Zwillingsbildung ( Pfeil ) (200 : 1)

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

97

Tab. 2.53 Technologische Eigenschaften der homogenen Mischkristalllegierungen

Kaltumformen

Alle Kristallite nehmen daran teil. Bei einfachen Kristallgittern (kfz, krz) ist

Kaltumformen stark bis sehr stark möglich. Cu-Legierungen haben durch die

Legierungselemente eine erhöhte Bruchdehnung, da hier Zwillingsbildung als
zusätzlicher Verformungsmechanismus wirksam wird

Zerspanen

Da keine spröde, spanbrechende Phase vorliegt, tritt Fließspan und Schmie-
ren des Werkstoffes auf. Abhilfe ist durch dritte Legierungselemente möglich,
wenn sie zu heterogene Einschlüsse erzeugen, z. B. S in vielen Stählen und Pb
in vielen Nichteisenmetalllegierungen. Kaltverfestigter Werkstoff ist leichter
zerspanbar

Gießen

Der längere Erstarrungsbereich und die Kristallseigerung führen zu höheren

Schwindmaßen und inneren Spannungen. Die Gießbarkeit ist im Allgemeinen
beschränkt und kann evtl. durch weitere Legierungselemente erhöht werden

(z. B. CuSnZn D Rotguss)

Bei technischen Abkühlungen entstehen sog. Schichtkristalle, die für die betrach-
tete Legierung im Kern reicher an Ni sind als in den Randzonen. Diese Erschei-
nung wird als Kristallseigerung bezeichnet (Abb. 2.65 oben). Durch anschließende

Warmumformung und Rekristallisation entsteht ein Ausgleich innerhalb der Kris-
talle, sodass das Gefüge danach aus gleichartigen homogenen Mischkristallen be-
steht (Abb. 2.65 unten).

Systeme mit vollkommener Mischbarkeit im festen Zustand sind neben Cu-Ni:

Ag-Au, Ag-Pd, Co-Mn, ˛-Fe-Cr, ˛-Fe-V,
-Fe-Co,
-Fe-Pt,
-Fe-Pd, Cu-Au, Cu-

Ni, Cu-Pd, Cu-Pt, Ni-Co, Ni-Fe, Ni-Pd, Ni-Pt, Mo-W, Pt-Ir.

2.5.4

Allgemeine Eigenschaften der Mischkristalllegierungen

Die Tab. 2.53 gibt einen Überblick über die Eigenschaften der Mischkristalllegierungen.

Wichtigste Wirkung der Legierungselemente ist die Mischkristallverfestigung (Ab-
schn. 2.3.1). Abbildung 2.66 zeigt, dass sie sowohl durch Ni-Atome im Cu-Gitter als auch durch Cu-Atome im Ni-Gitter erreicht wird. Das gilt auch für die Härte, wobei die

Maxima nicht an der gleichen Stelle liegen.

Neben der Festigkeit werden andere Eigenschaften beeinflusst, hier z. B. der elektrische

Widerstand und seine Temperaturabhängigkeit.

2.5.5

Eutektische Legierungssysteme (Grundtyp II)

Bekannte Legierungen dieses Typs sind die Blei- oder Zinnlote (Tab. 2.54, Abb. 2.67), mit niedrigen Schmelztemperaturen zum Verbinden von Blei- und Zinkblech durch Löten.

Diese Systeme ergeben sich bei Unterschieden in allen Eigenschaften der Komponen-
ten.

98

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.66 Eigenschaften
der Legierungen des Sys-
tems Cu-Ni. CuNi44 ist eine
korrosionsbeständige Wider-
standslegierung (Konstantan)

Tab. 2.54 Daten zu Blei und Zinn
r
a

Ion

Gitter

Gitterkonst.a

EN

Pb

132
kfz

490

1,6

Sn

93
tetr

649

1,7
a Einheit pm

Ideal wäre der Gegensatz zum Grundtyp I, die vollkommene Unlöslichkeit der Kom-
ponenten. Diese existiert nur als theoretischer Grenzfall, da jedes Metallgitter – beson-
ders bei höheren Temperaturen – Fremdatome lösen kann. Darum scheiden sich aus der

Schmelze immer Mischkristalle aus. Im Schaubild wird es durch schmale Zustandsfelder
rechts und links deutlich, in denen nur eine Phase D Mischkristalle vorliegen.

Abbildung 2.67 zeigt das Zustandsdiagramm Pb-Sn. Die Liquidus-Linie ist v-förmig.

Sie beginnt an den Schmelzpunkten der Komponenten und fällt von beiden Seiten bis zum
eutektischen Punkt ab. Er liegt bei 183 °C und ist Schmelz- und Erstarrungspunkt der sog.

Eutektischen Legierung mit 61,9 % Sn. Bis zu dieser Temperatur behindern sich die
unterschiedlich kristallisierenden Atome – Pb kristallisiert kfz, Sn aber tetragonal – bei

Abb. 2.67 Zustandsdiagramm

Blei-Zinn

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

99

Abb. 2.68 Charakteristischen

Gefüge des Legierungssys-
tems Blei-Zinn. a PbSn10,
b PbSn50, c Euterikum

PbSn62, d SnPb10
der Keimbildung, bis sie am eutektischen Punkt, beide gleichzeitig, aber jede für sich,
kristallisieren. Sie erstarrt wesentlich tiefer als die reinen Komponenten Pb oder Sn, ist
deshalb stark unterkühlt und hat meist ein feinkörniges Gefüge (Abb. 2.68c) mit dem

Namen Eutektikum. Es ist immer ein Kristallgemisch, hier aus den beiden Phasen ˛ C ˇ.

Phasen im System Pb-Sn:

˛-Phase: Pb-Mischkristalle mit max. 19 % Sn, ihr Gehalt sinkt mit der Temperatur auf

4 %.

ˇ-Phase: Sn-Mischkristalle mit max. 2,5 % Pb, ihr Gehalt sinkt mit der Temperatur auf
nahezu Null.

Die beiden Phasen wachsen oft lamellen- oder stäbchenartig, da dann bei der zur Phasen-
bildung notwendigen Diffusion die Diffusionswege minimiert werden. Der Lamellenab-
stand kann durch höhere Abkühlgeschwindigkeit verkleinert werden. Das führt zu höherer

Festigkeit. Bei RT liegen die beiden Phasen ˛ (Pb-MK mit 2 % Sn) und ˇ (Sn-MK mit
sehr geringem Pb-Gehalt) vor.

Die Felder der Phase ˛ und Phase ˇ (Abb. 2.67) sind durch die Äste der Solidus-

Linie und die jeweilige Löslichkeitslinie (Solvus) begrenzt. Zwischen ihnen liegt die

Mischungslücke. Legierungen, die in diesem mittlerem Feld liegen, sind heterogen und
bestehen aus einem Gemisch der beiden Phasen ˛ und ˇ (Tab. 2.55):

2.5.6

Allgemeine Eigenschaften der eutektischen Legierungen

Eutektische Legierungen fallen durch niedrige Schmelztemperaturen auf. Tabelle 2.56
vergleicht sie mit denen der Komponenten.

100

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.55 Legierungstypen im Zustandsschaubild Pb-Sn (Abb. 2.67)

Legierungsbereich

Gefüge

Beschreibung

˛-Bereich

Abb. 2.68a

Sind unterhalb der Solidus-Linie homogen, beim Errei-

Pb-Mischkristall-
chen der Löslichkeitslinie beginnt die Ausscheidung von

Legierungen mit
sekundären Kristallena. Die aus der Schmelze kristallisier-

2. . . 19 % Sn
ten Pb-MK sind zunächst ungesättigt, an der Löslichkeitslinie
gesättigt und scheiden bei weiterer Abkühlung den Über-
schuss an Sn an die Korngrenzen aus. Bei RT ist das Gefüge
heterogen und besteht aus Pb-MK (4 % Sn) + Sn-Kristalle

˛ C ˇ-Bereich

Abb. 2.68b

Liegen links vom eutektischen Punkt. Ihr Gefüge besteht an

Untereutektische
der Solidus-Linie aus Eutektikum und den in der Schmelze

Legierungen mit
erstarrten Pb-Mischkristallen (19 % Sn). Im Laufe der Ab-

19. . . 61,9 % Sn
kühlung verringern sie ihren Sn-Gehalt von 19 auf 2 %. Die
in der Schmelze wachsenden Kristalle (sog. Primärkristalle)

werden meist größer ausgebildet und heben sich im Schliffbild

(dunkel) vom feinkörnigen Eutektikum ab

˛ C ˇ-Bereich

Abb. 2.68d

Liegen rechts vom eutektischen Punkt. Ihr Gefüge besteht

Übereutektische
an der Solidus-Linie aus Eutektikum und den in der Schmelze

Legierungen mit
ausgeschiedenen Sn-Mischkristallen. Im Laufe der Abkühlung

61,9. . . 97,5 % Sn
verringern Letztere ihren Pb-Gehalt von 2,5 % durch sekun-
däre Ausscheidungen auf fast null %

ˇ-Bereich

Ohne

Sind unterhalb der Solidus-Linie homogen, beim Erreichen

Sn-Mischkristall-L. Bild
der Löslichkeitslinie beginnt die Ausscheidung von Sekun-
mit über 97,5 % Sn
därkristallentextsuperscripta, hier ist es der Überschuss an

Pb. Bei RT ist das Gefüge dadurch heterogen und besteht aus

Sn-Kristallen C Pb-MK (2 % Sn)

a Sekundäre Ausscheidungen führen zu Eigenschaftsänderungen (unerwünschte, Altern) oder wer-
den beim Aushärten zum Eigenschaftsändern benutzt.

Tab. 2.56 Technisch wichtige eutektische oder naheutektische Legierungen

Legierung

Komponente A

Komponente B

Eut. Leg.

A

%

Tm °C

B

%

Tm °C

Teut: °C

Gusseisen

Fe

96

1538

C

3. . . 4

1200

Weichlot

Sn

60

232

Pb

40

327

183

Silberlot

Cu

55

1083

Ag

45

961

620

Zn-Druckguss

Zn

96

419

Al

4

660

380

Al-Druckguss

Al

88

660

Si

12

1414

577

Hartblei

Pb

87

327

Sb

13

630

274

Die Absenkung der Schmelzpunkte durch fremde Zusätze wird häufig angewandt:

Al-Schmelzfluss-Elektrolyse (Abschn. 7.3.1).

Beim Löten werden Flussmittel zum Lösen der Metalloxide zugesetzt.

Hochofenzuschläge aus SiO2, CaCO3 oder Al2O3 sind zur Gangart berechnet (gat-
tiert), um dünnflüssige Schlacken zu bilden.

Eis auf der Straße wird durch NaCl-Zugabe auch bei Temperaturen unter 0 °C flüssig.

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

101

Tab. 2.57 Komponenten der Wood’schen Legierung

%-LE

50 Bi

10 Cd

27 Pb

13 Sn

Gitter
hex
hex
kfz
tetr

Konstante pm

431

290

490

649

Schmelzp. °C

273

321

327

232

Tab. 2.58 Technologische Eigenschaften der eutektischen Legierungen

Kaltumformung

Nur die weichere Kristallart nimmt an der Kaltumformung teil, die andere
weniger oder gar nicht. Daraus folgt eine geringere Kaltformbarkeit gegen-
über homogenen Legierungen

Spanbarkeit

Der Span wird durch eine vorhandene sprödere Phase gebrochen, sodass
sich kein Fließspan ausbildet. Daraus folgt eine leichte Spanbarkeit

Gießbarkeit

Niedrige Schmelztemperatur (kein Erstarrungsbereich), geringes

Schwindmaß und hohes Formfüllungsvermögen (keine Primärkristalle an

Formwänden), keine Seigerung

Mechanische Ei-

Das Gefüge ist eine Mischung aus zwei Phasen mit Mischkristallverfes-
genschaften
tigung. Da die Phasengrenzen verfestigend wirken, haben feiner erstarrte

Legierungen eine höhere Festigkeit.

Eutektische Legierungen haben ein heterogenes Gefüge aus den zwei Phasen. Meistens
sind es Mischkristalle mit geringen Anteilen der jeweils anderen Komponente. Eine dieser

Phase kann härter und spröder sein. Das wirkt sich auf die Eigenschaften aus (Tab. 2.58).

Allgemeines Verhalten der Legierungen vom eutektischen Typ:

Alle flüssigen Legierungen streben bei der Abkühlung zur eutektischen Konzentration.

Es wird zuerst die Phase ausgeschieden, deren Hauptkomponente gegenüber der eutek-
tischen Konzentration im Überschuss vorhanden ist.

Wenn die eutektische Linie erreicht ist, hat die Restschmelze die eutektische Konzen-
tration und erstarrt zum Eutektikum.

Durch Hinzufügen weiterer unterschiedlicher LE entstehen niedrigschmelzende Mehr-
stoffeutektika, z. B. die Wood’sche Legierung aus Bi, Cd, Pb und Sn mit dem Schmelz-
punkt bei 70 °C (Tab. 2.57).

Übung: Beschreibung des Abkühlverlaufs unter Anwendung der Hebelbeziehung

Zum leichteren Einstieg wird der linke Teil des Diagrammes vereinfacht und eine

Unmischbarkeit der beiden Komponenten angenommen. Abbildung 2.69 zeigt dieses
fiktive System A-B mit der Legierung L aus 80 % A und 20 % B, ähnlich dem System

Bi-Cd.

Die Abkühlung beginnt im Gebiet der Schmelze. Der darstellende Punkt L wan-
dert bei Abkühlung senkrecht abwärts, schneidet die Liquidus-Linie und gelangt in das

Zweiphasenfeld zum Punkt 1 (oberer Hebel).

102

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.69 Darstellung der

Hebelbeziehung am linken

Ausschnitt eines eutektischen

Systems. Komponente A D

Cadmium, Cd; Komponente B

D Bismut, Bi

Die eingezeichnete Temperaturwaagerechte stößt links an die Phasengrenze Punkt K
und rechts an das Phasenfeld Schmelze, Punkt S. Die Waagerechte (Konode) symbo-
lisiert den Waagebalken, an dem die Kristalle und Schmelze als gedachte Masse bei
dieser Temperatur im Gleichgewicht sind (# Auswertung Punkt 1, Tab. 2.59).

Mit fallender Temperatur wachsen immer mehr A-Kristalle. Dadurch verringert sich
der Anteil der Schmelze, gleichzeitig wird sie A-ärmer.

Zur Klärung wird dicht über der Solidus-Linie bei Punkt 2 (mittlerer Hebel) eine
zweite Konode gelegt und ausgewertet (# Auswertung Punkt 2, Tab. 2.59).

Beim Erreichen der Solidus-Linie besteht ein bestimmtes Verhältnis zwischen den

Kristallen und der Restschmelze, welche dann die eutektische Konzentration hat. Hier
läuft die eutektische Reaktion ab: Die homogene Schmelze zerfällt in ein Kristallgemisch
aus A- und B-Kristallen.

Die Berechnung der Anteile von Kristallen und Eutektikum erfolgt mit einer Verhält-
nisgleichung, die durch Behandlung beider Seiten nach der korrespondierenden Addition
umgeformt wird.

Tab. 2.59 Auswertung der Hebelbeziehungen (Abb. 2.69)

Punkt 1:

Punkt 2:

Abschätzen der Massenverhältnisse der Phasen:

Langer Hebel a ) kleine Masse Kristalle

Langer Hebel b ) kleine Masse Restschmelze

Kurzer Hebel b ) große Masse Schmelze

Kurzer Hebel a ) große Masse Kristalle

Ablesen der momentanen Konzentrationen der Phasen:

Von den Punkten K und S ein Lot auf die

Von den Punkten K1 und S1 ein Lot auf die
waagerechte Achse zu K0 und S0 fällen und
waagerechte Achse zu K01 und S01 fällen und
ablesen:

ablesen:

Punkt K0: Kristalle bestehen aus 100 % A

Punkt K10: Kristalle bestehen aus 100 % A

Punkt S0: Schmelze aus 72 % A und 28 % B

Punkt S10: Schmelze aus 43 % A und 57 % B

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

103

Berechnung der Massenanteile bei RT

K W Eu D b W a

.korrespondierende Addition/

K W .K C Eu/ D b W .a C b/I K C Eu D 100 %

K W 100 % D b W .a C b/I
b

40 100 %

K D

100 % D

D 66;6 %
a C b

20 C 40

Eu D 33;3 %

I

Beachte Eutektikum ist keine Phase, sondern ein Gefügebestandteil. Es ent-
steht aus der flüssigen Phase „eutektische Restschmelze“. Die Phasenzusam-
mensetzung für AB20 ist natürlich 80 % A-Kristalle und 20 % B-Kristalle. Der

Waagebalken verläuft zwischen den beiden T-Achsen.

I

Hinweis Phasenanteile können auch graphisch abgelesen werden (Abb. 3.15
unten).

Allgemein gilt für den Massenanteil einer Phase:

I
abgewandter Hebel

Phase % D

100 %

Gesamthebel

2.5.7

Ausscheidungen aus übersättigten Mischkristallen

Im vorangehenden Abschnitt traten zum ersten Mal Mischkristalle auf, deren Löslichkeit
mit der Temperatur abnahm. Zum Vergleich ein Beispiel aus dem Alltag:

Alltagsbeispiel

Warmer Kaffee kann mehr Zucker lösen als kalter. Nach Abkühlung liegt im kalten

Kaffee ein Bodensatz von dann nicht mehr löslichem Zucker vor, eine zweite Phase.

Zur Klärung der Vorgänge dient eine bekannte Al-Legierung (Duraluminium). Nähe-
res zum Aushärten der Al-Legierungen behandelt Abschn. 7.3.7. Abbildung 2.70 zeigt dazu einen Ausschnitt aus dem Zustandsdiagramm Al-Cu. Die Linie BC zeigt, dass die

Löslichkeit von 5,7 % bei 548 °C auf fast 0 bei RT zurückgeht.

Abkühlverlauf der Legierung AlCu2 Nach Erstarrung besteht sie aus einem homoge-
nen Al-MK-Gefüge und ist am Punkt 1 ungesättigt, da die MK mehr lösen könnten (die

Linie BC gibt bei dieser Temperatur ca. 4 % an) und am Punkt 2 gerade gesättigt.

104

2

Metallische Werkstoffe

Abb. 2.70 Zustandsdiagramm

Al-Cu, linke Seite mit schema-
tischen Gefügen bei langsamer

Abkühlung. Die sekundären

Ausscheidungen bestehen aus
der Intermetallischen Phase

Al2Cu

Am Punkt 3 wäre sie übersättigt (die Linie BC gibt bei dieser Temperatur ca. 1 % an).

Bei langsamer Abkühlung wandern deshalb Cu-Atome an die Korngrenzen und bilden
dort sekundäre Ausscheidungen (Segregat).

Mit der Temperatur sinkt die Löslichkeit schließlich gegen null, sodass ständig weitere

Cu-Atome ausdiffundieren müssen, bis bei Punkt 4 das Gefüge aus Al-MK mit sehr weni-
gen Cu-Atomen besteht, die an den Korngrenzen Sekundärkristalle besitzen. Das vorher
homogene Gefüge wird dadurch heterogen.

Schnelle Abkühlung aus dem Mk-Gebiet verhindert die Ausscheidungen und erzeugt
übersättigte Mischkristalle. Sie sind nicht im Gleichgewicht und damit metastabil. Die
zwangsgelösten Cu-Atome können z. T. bei RT diffundieren und bewirken im Laufe der

Zeit Gefüge- und damit auch Eigenschaftsänderungen.

Werkstoffe und Ausscheidungen

Alterung Abnahme der Zähigkeit (Übergangstemperatur) durch unerwünschte Ausschei-
dungen über längere Zeit bei RT (Abschn. 5.4.5).

Künstliche Alterung Wenn vom Werkstoff Konstanz der Eigenschaften verlangt wird

(z. B. Federn für Messgeräte), nimmt man durch Erwärmen evtl. Ausscheidungen vor-
weg. Dann ist das Gefüge stabil bevor die Kalibrierung erfolgt. Die Temperaturen sind
legierungsabhängig.

Bedeutung der Ausscheidungen

Mit der Temperatur sinkende Löslichkeit tritt bei den meisten Metallen auf.

Dadurch können bei normaler Abkühlung nach Gießen, Schweißen oder Warmumfor-
men übersättigte Mischkristalle entstehen.

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

105

Tab. 2.60 Aushärtung der

Zustand

R m

[MPa]

A

[%]

Härte HBW

Legierung Al ZnMg1

Weich

150

14

60

Ausgehärtet

350

10

105

Die festigkeitssteigernde Wirkung von sekundären Ausscheidungen wird beim Aushärten
angewandt (! Teilchenverfestigung, Abschn. 2.3.4 und 5.4).

Aushärten ist die gesteuerte Ausscheidung bestimmter Phasen in geeigneten aushärt-
baren Legierungen zur Festigkeitssteigerung (vgl. Tab. 2.60).

2.5.8

Zustandsdiagramm mit Intermetallischen Phasen

Die Legierung Cu-Zn ist mit ca. 40 Legierungen genormt, darunter auch Mehrstoffle-
gierungen (Sondermessinge) und Gusslegierungen mit weiteren Zusätzen. Die hohe Zahl
spiegelt ihre vielseitige Verwendbarkeit wider. Cu-Zn-Legierungen (Abb. 2.71) werden
z. B. für feinmechanische Geräte, Armaturen für Gas und Wasser bis hin zu Schiffspro-
pellern verwendet.

Das Zustandsdiagramm (Abb. 2.71) zeigt ebenfalls eine hohe Zahl von Phasenfeldern
und Linien, eine Folge der Intermetallischen Phasen, die in diesem System auftreten. Das
technisch interessante Diagramm schließt bei 50 % Zn, da Legierungen nur bis ca. 45 %
nutzbar sind. Darüber ist der Einfluss der harten und spröden Intermetallischen Phasen so
stark, dass sie keine verwendbaren Legierungen ergeben (Tab. 2.61).

Cu-Zn-Zweistofflegierungen (binäre) lassen sich vom Gefüge her in drei Gruppen ein-
teilen:

˛-Legierungen haben homogene Gefüge aus flächenzentrierten Cu-Mischkristallen mit
bis zu 37,5 % Zn. Ihre Festigkeit steigt durch Mischkristallverfestigung, ebenso die Bruch-
dehnung bis zu einem Maximum bei 30 % (Bildteil unten). Die 9 Sorten von CuZn5 bis

Abb. 2.71 Zustandsdiagramm Cu-Zn und Auswirkung des steigenden Zn-Gehaltes auf die mecha-
nischen Eigenschaften (geglüht)

106

2

Metallische Werkstoffe

Tab. 2.61 Phasen im System Cu-Zn

Phase

˛

ˇ

Zn-%

> 0. . . 37,5

43,8. . . 48,2
ca. 58

Formela

–

CuZn

Cu5Zn8

Elementarzelle
kfz
krz
kubisch 52 Atome

Umformbarkeit
sehr hoch
kalt nur gering,
nicht umformbar
warm höher
a Formeln geben keine stöchiometrische Zusammensetzung an, sondern einen Mittelwert der Kon-
zentration dieser Phasen.

CuZn37 sind hervorragend kaltformbar und als Band, Blech und Rohr genormt. Kaltver-
festigung erhöht ihre Zugfestigkeit bis auf 340. . . 610 MPa, ebenso die Wechselfestigkeit
gegenüber dem geglühten Zustand.

˛-Legierungen über ca. 35 % Zn können bei schnellerer Abkühlung aus dem Zweipha-
sengebiet unterhalb BC, auch nach Kaltumformung und Glühen, geringe Anteile von ěnthalten.

˛ C ˇ-Legierungen liegen zwischen 37,5 % und 46 % Zn-Gehalt und haben heterogene

Gefüge. Zu den ˛-Mischkristallen kommt die erste der Intermetallischen Phasen, die ˇ-

Phase CuZn. Ihre Elementarzelle ist ein Würfel mit 8 Cu-Atomen und einem Zn-Atom im

Zentrum (Tab. 2.50).

Sobald die härtere Intermetallische Phase im Gefüge auftritt, steigt die Zugfestigkeit an

(die Dehngrenze verläuft ähnlich, aber tiefer), um ab 44 % Zn wegen fallender Bruchdeh-
nung stark abzufallen. Die Härte (Messung durch Druck) steigt steil an. Die Bruchdehnung
fällt über 30 % Zn bis auf null bei reinem ˇ-Gefüge ab (Abb. 2.71 unten).

2.5.9

Übung: Auswertung eines Zustandsdiagrammes, Abkühlverlauf
einer Cu-Zn-Legierung (64,5 % Cu)

Die Legierung kühlt aus der Schmelze ab (Abb. 2.72). Beim Erreichen der Solidus-Linie
tritt eine zweite Phase auf, die ˛-Phase (kfz, Cu-reiche Mischkristalle), die nach und nach
die Konzentration des Punktes B annimmt (67 % Cu). Die Schmelze strebt der Konzentra-
tion des Punktes D zu.

Abb. 2.72a: Unterhalb der Liquidus-Linie überwiegt noch der Anteil der Schmelze.

Abb. 2.72b: Dicht über der Solidus-Linie sind bei dieser Legierung gleiche Anteile von

Schmelze und ˛-MK vorhanden (gleiche Hebelarme).

Abb. 2.72c: An der Linie BC tritt die peritektische Reaktion ein:

˛. B/ C Schmelze. D/ ! ˛. B/ C ˇ. C/

2.5

Legierungen (Zweistofflegierungen)

107

Abb. 2.72 Zustandsdiagramm Cu-Zn mit Abkühlverlauf der Legierung (64,5 % Cu) und Phasen-
verhältnissen

Bei der peritektischen Reaktion reagiert der ˛-MK mit der Schmelze zu ˇ-MK. Da-
durch wird die Schmelze aufgezehrt und der Anteil der ˛-MK reduziert (Hebelverhält-
nis). Dicht unterhalb der Linie CD liegt dann ein Gefüge mit 1=3 ˛-MK vor (mit 67,5 %

Cu) und 2=3 ˇ-Kristallen (mit 63 % Cu). Die Hebelarme verhalten sich wie 2:1.

Abb. 2.72d: Mit weiterer Abkühlung ändern sich die Konzentrationen beider Phasen:

˛-MK längs der Linie BE, ˇ-Kristalle längs der Linie CF. Gleichzeitig wächst der

Anteil der ˛-MK, jener der ˇ-Kristalle sinkt (Abb. 2.72d). Beim Erreichen der Linie

BE (Abb. 2.72e) ist der Anteil der ˇ-Kristalle auf null gesunken: homogenes Gefüge
aus ˛-MK.

Zusammenfassung

Regeln für die Auswertung von Zustandsdiagrammen

Die Vorgänge lassen sich im Diagramm auf einer senkrechten Linie verfolgen.

Sie liegt bei der Konzentration der untersuchten Legierung. Der darstellende Punkt
wandert abwärts (Abkühlen) oder aufwärts (Aufheizen). Mit der Hebelbeziehung
können bei jeder Temperatur die Phasen ermittelt werden.

Wenn dabei im Diagramm eine Grenzlinie durchlaufen wird, ändert sich die Art
der Phasen oder ihre Zahl der Phasen um eins. Abweichungen sind nur an Punk-
ten möglich.

Der Anteil einer Phase am Gefüge ist dem abgewandten Hebelarm proportional

(Hebelgesetz). Die Phasen liegen im Schnittpunkt zwischen Hebel und Phasen-
grenzen.

108

2

Metallische Werkstoffe

2.5.10

Vergleich von homogenen und heterogenen Legierungen

In dieser Zusammenfassung werden die beiden Grundgefüge gegenübergestellt und daraus
auf Eigenschaften und Verwendung geschlossen. Die Zuordnungen sind grob, in Sonder-
fällen können auch Abweichungen auftreten.

Homogene Legierungen

Heterogene Legierungen

Zustandsdiagramm

Legierungen Grundtyp I oder im Randbe-

In den Mischungslücken bei teilweiser

(prinzipiell)

reich bei den meisten anderen Typen

Mischbarkeit der Komponenten

Beispiele

Cu-Legierungen mit geringem Gehalt an

Eutektische Gusslegierungen, Einsatz-,

LE,

Vergütungs- und Werkzeugstähle, aus-
austenitische Stähle
härtbare Al-Legierungen

Gefüge
homogen, eine Phase Mischkristalle
heterogen, zwei Phasen bilden ein

Kristallgemisch

Fertigung durch

Gießen
ungünstig bei breitem Erstarrungs-
günstig, da niedriger Schmelzpunkt,
bereich, Schwindung, Seigerung
kleines Schwindmaß

Kneten
günstig, alle Kristallite nehmen daran teil,

Rissgefahr, wenn beide Phasen sehr
homogen verformbar
unterschiedliche Verformungswider-
stände haben,

Spanen

Fließspan,
günstig, weichere oder sprödere
rauere Oberfläche

Phase kann spanbrechend wirken, glatte

Oberfläche
überwiegende

Knetlegierungen

Gusslegierungen

Verwendung

Fertigungsgänge

Gussblock → Umformen → Halbzeug →

Rohgussteil → Spanen → Fertigteil

Umformen/Verbinden → Fertigteil

Verlauf der

Eigenschaften
über der Konzentration

Bei bestimmten Konzentrationen sind

Eigenschaften liegen zwischen denen
extreme Eigenschaften möglich.

der reinen Komponenten (Ausnahme

Schmelztemperaturen).

2.5.11

Übersicht über Phasenumwandlungen im festen Zustand

Neben den unter Abschn. 2.5.7 behandelten Ausscheidungen aus Mischkristallen beim

Überschreiten der Löslichkeitslinie und langsamer Abkühlung oder innerhalb der übersät-
tigten Mischkristalle beim schnellen Abkühlen, gibt es weitere Umwandlungen im festen

Zustand (Tab. 2.62). Sie sind nicht auf die Stähle beschränkt, für die sie eine besondere

Bedeutung haben und dort eingehend behandelt werden.

Literatur

109

Tab. 2.62 Phasenumwandlungen im festen Zustand

Name

Vorgänge

Anwendungen, Beispiele, Hin-
weise auf Lehrbuch-Abschnitte

Ausscheidungen in über-

Überschuss bildet Intermetallische

Aushärten zahlreicher Legie-
sättigten Mischkristallen

Phasen in feindisperser Form
rungen

(Abschn. 5.4; Tab. 5.15;

AI: Abschn. 7.3.6;

Cu: Abschn. 7.4.4)

Eutektoide Umwandlung

Homogene Mischkristalle reagieren

Austenitzerfall zu Perlit

(Ähnlichkeit mit Bildung
am eutektoiden Punkt und zerfallen

(Abb. 3.10) oder Bainit
des Eutektikums)

dann wegen Gitterumwandlung zu

(Abb. 5.35)

zwei festen Phasen

Martensitische

Diffusionslose Gitterumwand-

Härten von Stahl

Umwandlungen
lung unter Volumenvergrößerung

(Abschn. 5.3.3) Tritt auch auf

(bei Stahl durch zwangsgelöste C-
beim Abkühlen von Co und Ti:

Atome)

Co wandelt von kfz in hdP

Sie erzeugt stark verzerrte Kristall-

Ti wandelt von krz in hdP !

gitter

Abschn. 7.6

Formgedächtnislegierungen !

Abschn. 11.4.3

Umwandlungsverfestigung von

ZrO !

2

Abschn. 8.4.1

Literatur

1. Zeitschrift für Metallkunde (Aufsätze überwiegend engl.). Hanser (Zeitschrift)

2. Askeland, D.R.: Materialwissenschaften. Spektrum (1996)

3. Bargel, H.-J., Schulze, G.: Werkstoffkunde. VDI-Verlag (2004)

4. Bergmann, W.: Werkstofftechnik 1. Hanser (2003)

5. Binder, H.: Lexikon der chemischen Elemente. Hirzel (1999)

6. Bürgel, R., Maier, H.J., Niendorf, T.: Handbuch der Hochtemperatur-Werkstofftechnik. Vieweg

+ Teubner (2011)

7. Gräfen, H. (Hrsg.): Lexikon Werkstofftechnik. VDI-Verlag (1991)

8. Hornbogen, E., Warlimont, H.: Metallkunde. Springer (2001)

9. Macherauch, E., Zoch, H.-W.: Praktikum in Werkstoffkunde. Vieweg + Teubner (2011)

10. Merkel, M., Thomas, K.-H.: Taschenbuch der Werkstoffe. Hanser (2003)

11. Schatt, W. (Hrsg.): Einführung in die Werkstoffwissenschaft. Wiley-VCH (2002)

12. Wellinger, K., Krägeloh, E.: Werkstoffkunde und Werkstoffprüfung. rororo-Technik-Lexikon.

Rowohlt (1971)

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

3

Die Legierungen auf der Basis „Eisen“ sind sehr zahlreich und haben einen breiten An-
wendungsbereich. Eisenlegierungen mit einem Kohlenstoffgehalt bis 2 % werden übli-
cherweise als Stahl bezeichnet. Es gibt aber auch legierte Stähle mit mehr als 2 % Koh-
lenstoffgehalt. Da aber alle Stähle grundsätzlich schmiedbar, also warmumformbar sind,
ist die folgende Definition sinnvoller.

Stahl ist eine warmumformbare Eisenlegierung. Stahl kann, muss aber nicht warmum-
geformt werden. Es gibt auch Gussstahl. Alle nicht warmumformbaren, also nur gießbaren

Eisenlegierungen werden als Gusseisen bezeichnet.

Es sind ca. 2500 verschiedene Stähle lieferbar. Einfache Stähle sind bereits zu ei-
nem Preis von deutlich unter 1 C=kg zu beschaffen. Das liegt im Wesentlichen daran,
dass Eisen mit einem Anteil von etwa 4,7 % an der Erdrinde nach dem Aluminium das
am häufigsten vorkommende Metall (siehe Tab. 2.1) und Eisenerz an vielen Stellen der

Welt in Lagerstätten konzentriert ist, sodass es relativ preisgünstig gefördert werden kann.

Zusätzlich lässt sich Eisen durch seine ferromagnetischen Eigenschaften hervorragend re-
zyklieren, Eisenschrott lässt sich von anderem Schrott magnetisch trennen.

Beispiel: Legierungen des Eisens

↑

Walz- und Schmiede-Stähle

↑

Konstruktionsteile

für

Gussstahl und Gusseisen

↑

↑

Werkzeuge

Die Ursache für den breiten Anwendungsbereich der Eisenlegierungen liegt in den
großen Möglichkeiten, ihre Eigenschaften zu ändern:

)

– durch Wärmebehandlung

Kombination aus beiden

– durch Legierungselemente

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

111

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_3

112

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Beispiel: Veränderung der Eigenschaften

Weichglühen

$ Härten

Grauguss (weich)

$ Hartguss

Sie ist in einigen Besonderheiten des Eisens gegenüber anderen Metallen begründet:

a) Eisen liegt bei unterschiedlichen Temperaturen in unterschiedlichen Kristallstrukturen
vor.

b) Verhalten zum Legierungselement „C“.

3.1

Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens

Das Eisen gehört zu den wenigen polymorphen Metallen. Es tritt somit in verschiedenen
kristallinen Phasen auf (Abb. 3.1):

Reineisen erstarrt bei 1536 °C zu Kristallen mit kubisch- raumzentriertem Gitter, dem
ı-Eisen, auch ı-Ferrit genannt. Darin ist jedes Fe-Atom von acht Nachbarn umgeben (Ko-
ordinationszahl 8).

Bei 1392 °C entstehen durch eine Gitterumwandlung kubisch- flächenzentrierte Kris-
talle, das
-Eisen, auch Austenit genannt. Darin ist ein Fe-Atom räumlich von 12 anderen
umgeben (Koordinationszahl 12), es ist also dichter gepackt.

Nach weiterer Abkühlung findet bei 911 °C eine letzte Gitterumwandlung statt, es ent-
steht Eisen mit kubisch- raumzentriertem Gitter, das ˛-Eisen, auch Ferrit genannt. Dieses
bleibt bei weiterer Abkühlung bis auf Raumtemperatur und weiter bis zum absoluten Null-
punkt bestehen.

Bei 769 °C liegt noch ein Knickpunkt, hier wird ˛-Eisen ferromagnetisch; bei höheren

Temperaturen, also insbesondere im kfz-Zustand, ist es paramagnetisch1. Das paramagne-
tische -Eisen wurde früher auch als ˇ-Eisen bezeichnet.

Bei einer Erwärmung verlaufen die Vorgänge im entgegengesetzten Sinn. Die angege-
benen Haltepunkttemperaturen gelten nur für unendlich langsame Temperaturänderungen,
schnellere Änderungen verschieben sie (Hysterese, vgl. Abb. 2.18).

I

Hinweis Das Verschieben der Haltepunkte bei schneller Abkühlung zu tiefen

Temperaturen und die Folgen für die Gefügebildung sind Voraussetzung für

Härten und Vergüten der Stähle.

Die Umwandlung am Haltepunkt A3 bei 911 °C, die
-˛-Umwandlung, ist besonders
wichtig. Wir dürfen sie uns nicht als eine Auflösung des geordneten Zustandes vorstellen!

1 Umgangssprachlich wird der paramagnetische Zustand des Eisens als „unmagnetisch“ bezeichnet,
der ferromagnetische Zustand als „magnetisch“.

3.1

Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens

113

Abb. 3.1 Abkühlkurve des

Reineisens und seine Kris-
tallarten. r D refroidissement

(frz.: Abkühlung)

Es ist vielmehr wie der Übergang einer Kugelpackung in der Ebene in eine solche mit
dichterer Packung.

Die Skizze in Abb. 3.2 soll zeigen, dass sich im kfz-Gitter (zwei Elementarzellen mit
leeren Kreisen) bereits ein etwas verzerrtes krz-Gitter (graue Kreise) befindet, die Git-
terumwandlung erfordert nur kleinste Bewegungen der Atome. Dadurch werden die An-
ziehungskräfte im Gitter nicht aufgehoben, und die Materie behält ihren Zusammenhang:

Form und Festigkeit der Bauteile bleiben erhalten!

Die Umwandlung von einer dichtesten Packung in eine weniger dichte ist mit einer
sprunghaften Volumenänderung verbunden, die mit Messgeräten ermittelt werden kann.

Dazu wird ein Stab des Metalls gleichmäßig über seiner Länge erhitzt und seine Längen-
ausdehnung über der Temperatur aufgezeichnet. Die entstehende Kurve wird Dilatome-
ter kurve (lat. Dilatation D Dehnung) genannt (Abb. 3.3).

Abb. 3.2 Zwei
-Zellen mit

Vorstufe einer ˛-Zelle

114

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Abb. 3.3 Dilatometerkurve,

Längenänderung eines Eisen-
stabes bei Erwärmung

Stoffe ohne kristalline Veränderungen zeigen dabei eine stetige Kurve, bei Phasenum-
wandlungen wird der stetige Verlauf unterbrochen. Diese Dilatometermessung wird für

Metalle und Legierungen mit hohen Schmelztemperaturen auch zur thermischen Analyse
verwandt.

Von den Kristallarten des Eisens sind zwei von besonderer Bedeutung:

Bei Raumtemperatur und niedrigen Temperaturen werden Eigenschaften und Verhalten
des Metalls bestimmt durch das

˛-Eisen, Ferrit mit kubisch-raumzentriertem (krz) Kristallgitter.

Bei höheren Temperaturen (oberhalb Ar3/, z. B. beim Warmumformen durch Schmieden,
liegt vor:

-Eisen, Austenit mit kubisch-flächenzentriertem (kfz) Raumgitter.

Trotz dichterer Packung können im Austenit mehr C-Atome eingelagert (EMK) werden
als im Ferrit.

Das kfz-Gitter des Austenits hat größere Zwischengitterplätze als das krz-Gitter des

Ferrits. Die unterschiedliche Struktur ergibt bedeutsame Eigenschaftsunterschiede:

Ferrit: (lat. ferrum, Eisen)

Weniger dichte Packung, ausreichende Verformbarkeit, sehr kleine C-Löslichkeit, kleinere

Wärmedehnung, schnelle Diffusion von Zwischengitteratomen.

3.2

Erstarrungsformen

115

Austenit: (Roberts- Austen, engl. Forscher)

Dichteste Packung, hohe Verformbarkeit, paramagnetisch, hohe C-Löslichkeit, größere

Wärmedehnung, langsame Diffusion von Zwischengitteratomen.

Das führt dazu, dass eine Legierung aus Fe-C unterhalb A3 wegen der Unlöslichkeit ein
heterogenes Gefüge mit begrenzter Verformbarkeit hat. Oberhalb A3, im austenitischen

Zustand, besteht Löslichkeit, das Gefüge ist homogen (sehr wichtig für die Schmiedbar-
keit).

Die sprunghafte Volumenänderung, die mit der Gitterumwandlung einhergeht, hat für

Teile, die ständig im Wechsel erhitzt und abgekühlt werden, eine schwerwiegende Folge:

Eine gebildete Oxidschicht (Zunder), die ja ein anderes Kristallgitter besitzt, wird
durch die entstehenden Schubspannungen gelockert und platzt ab. Deshalb sind unle-
gierte Stähle nicht hitzebeständig, d. h. sie verzundern allmählich, wenn sie ständig die

-˛-Umwandlung in beiden Richtungen durchlaufen.

I

Hinweis Hitzebeständige Stähle müssen deshalb umwandlungsfrei sein. Das ist
nur durch Zusatz von Legierungselementen möglich.

Cr, Si, Mo in höheren Gehalten ergeben ferritische Stähle. Sie erstarren kubisch-
raumzentriert und behalten dieses Gitter bis auf Raumtemperatur bei (Abb. 4.5).

Ni, Mn, Co in höheren Gehalten ergeben austenitische Stähle. Sie sind bei der Abküh-
lung auf RT noch kubisch-flächenzentriert, d. h. noch nicht umgewandelt (Abb. 4.4).

3.2

Erstarrungsformen

Kohlenstoff ist das wichtigste Legierungselement, weil es bereits in kleinen Anteilen
die Härtbarkeit der Stähle bewirkt,
die Festigkeit stark erhöht.

Die Erhöhung der Festigkeit setzt allerdings die Umformbarkeit herab (Abschn. 3.4.1).

Kohlenstoff erniedrigt den Schmelzpunkt des reinen Eisens bei 4,3 % C von 1536 auf

1147 °C (sehr wichtig für die Eisen-Guss-Legierungen).

Eine C-haltige Eisenschmelze kann je nach dem C-Gehalt bei der Erstarrung unter-
schiedliche Gefüge bilden. Es gibt zunächst zwei gegensätzliche Erstarrungsformen und

Mischgefüge aus beiden.

116

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Kohlenstoff ist ein „billiges“ Legierungselement, es gelangt durch Koks und CO-Gas
in das Eisen und Stahl z. B.

bei der Erschmelzung im Hochofen mit Koks
bei der Erzeugung von Eisenschwamm
bei der Erschmelzung in Kohle-Lichtbogenöfen
und ist im Roheisen mit ca. 4 % enthalten.

Übersicht Erstarrungsformen

Schmelze

(aus Fe und C-Atomen)

erstarrt zu
weißem Eisen

↙↓↘
grauem Eisen

(Ferrit, Zementit)

(Ferrit, Graphit)

meliertem Eisen, Mischform

(Ferrit, Zementit, Graphit)

Die nachstehende Übersicht ist von den Kriterien in der mittleren Spalte jeweils nach links
und rechts zu lesen!

Schmelze

hat wenig C-Atome

Kriterium
hat mehr C-Atome
unmöglich

Keimbildung

möglich

für Graphit

schnelle Abkühlung +
langsame Abkühlung +

Mn-Gehalte ergeben:

begünstigt durch

Si-Gehalte ergeben:

Zementit-Kristalle (dunkel)

Graphit-Kristalle (dunkel)

(Eisencarbid, Fe3C)

(elementarer Kohlenstoff)

und
und

Ferrit, α-Eisen (hell)

Ferrit, α-Eisen (hell)

Gefügeausbildung

100 : 1

Gefüge kann durch Glühen

Beständigkeit

Gefüge ist beständig:

verändert werden nach

Fe3C → 3 Fe + C
keine Veränderung

(Zementit) (Graphit)

Folge:

Metastabile Erstarrung

Stabile Erstarrung

Metastabiles System

Stabiles System

2

Zustands-

(Fe - Fe3C), Abb. 3.16 oben

(Fe - C), Abb. 3.16 unten
schaubilder

Stähle, Hartguss und

Verwendung

Gusseisen mit kleinen

Temperrohguss
z. B. als

Festigkeiten, wie z. B. GJL-150

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

117

Abb. 3.4 Gefüge von Tem-
perguss, hell: Ferrit, dunkel:

Flockengraphit

Mischformen Durch Überlagerung beider Erscheinungen entstehen Gefüge, die aus Fer-
rit und Graphit bestehen, ein Teil des C-Gehaltes ist als Zementit im Ferrit verteilt (Perlit).

Dadurch entstehen Gusswerkstoffe höherer Härte und Festigkeit, perlitisches Gusseisen
wie z. B. GJL-300, GJS-600-3, GJMB-550-4 (Kap. 6, Eisen-Gusswerkstoffe).

Der metastabile Zementit zerfällt bei höheren Temperaturen. Diese Eigenart wird be-
nutzt, um Temperguss zu erzeugen. Dabei entsteht durch eine Glühbehandlung (Tempern)

aus metastabil erstarrtem Eisen ein ferritisches (bis perlitisches) Grundgefüge mit flocki-
gem Graphit (Temperkohle) (siehe Abb. 3.4).

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

Abbildung 3.5 zeigt zunächst den oberen Teil des EKD mit Liquidus- und Solidus-Linie.

Man erkennt, dass es sich hier um eine Überlagerung der zwei Legierungsgrundtypen

Mischkristallsystem C Eutektisches System handelt:

Es liegt ein eutektischer Typ vor mit einem eutektischen Punkt bei 4,3 % C.

Der Schmelzpunkt des reinen Eisens wird am Eutektikum durch gelösten Kohlenstoff
auf 1147 °C gesenkt. In diesem Bereich liegen die meisten „Gusslegierungen“.

Das linsenförmige Erstarrungsfeld lässt den Mischkristalltyp erkennen.

Bis zu einem C-Gehalt von max. 2,06 % C entstehen homogene
-Mischkristalle. Das
ist der Bereich der schmiedbaren „Stähle“.

Abb. 3.5 Eisen-Kohlenstoff-

Diagramm, Erstarrungsbereich
des metastabilen Systems

(vereinfacht). Die exakten Vor-
gänge am Pkt. A werden hier
nicht behandelt. Vollständiges

EKD ! Abb. 3.16

118

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Das Schaubild endet auf der rechten Seite mit einem C-Gehalt von 6,67 % C, entsprechend
einem 100 %igen Anteil der Phase Zementit, Fe3C. Die Formel zeigt die Berechnung des

C-Gehalts von Zementit, Fe3C.

A.C/

12

C D

100 D

100

M.Fe3C/

3 56 C 12

A.C/
relative Atommasse von C D 12,

M.Fe3C/ relative Molekularmasse von Fe3C mit A.Fe/ D 56

Im Bild sind die Legierungen in drei Gruppen eingeteilt. Innerhalb dieser Gruppen ver-
halten sich die Legierungen bei der Abkühlung gleichartig, deshalb genügt es, aus jeder
eine beliebige Legierung zu beschreiben.

Stähle

Untereutektische Gusslegierungen

Übereutektische Gusslegierungen

3.3.1

Erstarrungsvorgänge

Stähle

Alle Legierungen von 0 bis 2,06 % C verhalten sich wie Grundtyp I (Mischkristalltyp):

In der Schmelze scheiden sich unterhalb der Liquidus-Linie Mischkristalle aus. Sie sind
zunächst C-arm, werden aber zunehmend C-reicher. Diese Veränderung lässt sich im

Diagramm (Abb. 3.6) am Weg des Punktes K auf der Solidus-Linie darstellen. Die zu-
gehörigen Konzentrationen liest man auf der unteren Achse ab (Punkte K0 u. K0 ). An der

1

Solidus-Linie ist der Anteil der Schmelze auf null gesunken.

Das Gefüge besteht dann aus
-Mischkristallen, einem homogenem Gefüge, Austenit.

-Mischkristalle sind Einlagerungs-Mischkristalle, kleine C-Atome sitzen auf Zwischen-
gitterplätzen (Hilfsvorstellung: Sie besetzen die Kantenmitten der kfz- Elementarzellen).

Wenn man die relativen Atommassen berücksichtigt (Fe D 56; C D 12), so ist bei max.

2,06 % C im Mischkristall etwa jede dritte Elementarzelle mit einem C-Atom belegt.

Abb. 3.6 Konzentrationsände-
rung bei der Erstarrung eines

Stahles

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

119

Abb. 3.7 Erstarrung einer
untereutektischen Legierung,

Darstellung der Hebelbezie-
hung.

Obere Temperatur: Viel

Schmelze, wenig Kristalle,

Erstarrung hat eben begonnen;

Untere Temperatur: Wenig

Schmelze, viel Kristalle,

Erstarrung fast beendet

-Mischkristalle können frei in der Schmelze wachsen und bilden langgestreckte For-
men mit Seitenästen, als Tannenbaumkristalle oder Dendriten bezeichnet (siehe Abb. 2.5).

Durch Warmumformung entsteht dann ein Korngefüge.

Untereutektische Legierungen

Der Erstarrungsverlauf gleicht anfangs dem der Stähle: Die
-Mischkristalle werden vom

Punkt K dargestellt. Mit sinkender Temperatur streben sie zum Punkt E, die Mischkristall-
konzentration steigt dabei auf max. 2,06 % C, Punkte K0 und K0 der waagerechten Achse

1

(Abb. 3.7).

Die Schmelze wird durch die Punkte S dargestellt. Mit sinkender Temperatur streben
sie dem Punkt C zu. Dabei verschiebt sich ihre Konzentration auf 4,3 % C, d. h. auf die
eutektische Zusammensetzung, wenn die Solidus-Linie erreicht wird (1147 °C).

Dann erstarrt die Restschmelze zum Eutektikum. Am Hebelverhältnis können die Mas-
seprozente von
-Mischkristallen und Eutektikum bei einer bestimmten Temperatur er-
rechnet oder abgeschätzt werden.

Übereutektische Legierungen

Diese Legierungen verhalten sich wie die des Grundtyps II (Kristallgemischtyp). Es schei-
det sich in der Schmelze die Komponente aus, die gegenüber der eutektischen Zusam-
mensetzung im Überschuss vorhanden ist. Hier sind es Fe3C-Kristalle (Primär-Zementit).

Primärkristalle können unbehindert in der Schmelze wachsen und sind darum größer. Mit
sinkender Temperatur verarmt die Schmelze an Kohlenstoff und nähert sich der eutekti-
schen Zusammensetzung. Diese ist an der Solidus-Linie erreicht, es entsteht das Eutekti-
kum.

Eutektikum (erstarrte Schmelze 4,3 % C): Wie bei den Legierungen des Grundtyps II ist
auch hier das Eutektikum ein feinkörniges Gemenge aus zwei Kristallarten, weil im festen

Zustand nur eine sehr geringe Löslichkeit für C-Atome vorliegt.

Darum besteht das Eutektikum unmittelbar nach der Erstarrung aus
-Mischkristallen
und Zementit in feiner Verteilung. Es hat die metallografische Bezeichnung Ledeburit
nach Prof. Ledebur (1837–1906), Freiberg.

120

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

3.3.2

Die Umwandlungen im festen Zustand

Bei weiterer Abkühlung verändern sich die Gefüge aller Legierungen, weil die Löslichkeit
des
-Eisen für den Kohlenstoff mit der Temperatur abnimmt und
-Eisen sich bei A1 in

˛-Eisen umwandelt, das praktisch keine C-Atome lösen kann.

Dieses begrenzte Lösungsvermögen der
-Mischkristalle für C-Atome kann man mit
dem Verhalten von Wasser und Zucker vergleichen: Heißes Wasser kann eine bestimmte

Masse von Zucker lösen. Die Lösung ist dann gesättigt. Kaltes Wasser kann weniger Zu-
cker lösen. Deshalb wird sich bei der Abkühlung der heißen, gesättigten Zuckerlösung auf

Raumtemperatur fester Zucker als Bodensatz ausscheiden.

Diese Gefügeänderungen sind besonders für die Stähle wichtig und werden an einem

Ausschnitt des EKD, der Stahlecke, behandelt (in der Übersicht unten rechts). Die eben zu

-Mischkristallen erstarrten Stähle verhalten sich bei weiterer Abkühlung wie die Legie-
rungen eines eutektischen Systems (Grundtyp II im Bild links). Mithilfe dieser Analogie
lassen sich die Umwandlungen des Stahles im festen Zustand aus Bekanntem folgern:

Grundtyp II

System Fe-Fe

Löslichkeit der

3C

Löslichkeit in der Schmelze, Unlöslichkeit

Komponenten

Löslichkeit im Mischkristall,
im festen Zustand

Unlöslichkeit nach Umwandlung

Schaubild

Liquidus-

Linie

Linie

≙

GSE

Solidus-

Linie

Linie

≙

PSK

Aus der Schmelze (flüssige Lösung)

Verhalten bei der

Aus den Mischkristallen (feste Lösung)

scheiden sich solange Kristalle aus,

Abkühlung
scheiden sich solange Kristalle aus,
links A-Kristalle,
links
α-Eisen (Ferrit),
von Pkt. C:

von Pkt. S:

rechts B-Kristalle,
rechts Fe3C (Zementit),
bis die Restschmelze die eutektische
bis die restlichen Mischkristalle die

Konzentration angenommen hat.

Konzentration des Punktes S (0,8 % C)

angenommen haben.

Einphasige Schmelze wird zum zwei-

Verhalten am Pkt.

Einphasige Mischkristalle zerfallen zu
phasigem Kristallgemisch, dem

C bzw. S
einem zweiphasigen Kristallgemisch, dem

Eutektikum

Eutektoid (Perlit)

Wegen der Ähnlichkeit der Vorgänge wird die an der Linie PSK erfolgende
-˛-

Umwandlung als eutektoider Zerfall des Austenits bezeichnet. Das entstehende Kris-
tallgemisch ist dann das Eutektoid mit dem metallografischen Namen Perlit.

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

121

Abb. 3.8 Perlitischer Stahl,

0,8 % C; 500 : 1

Perlit ist ein lamellares Gefüge aus den beiden Phasen Zementit (dunkel) und Ferrit

(hell) (Abb. 3.8).

Nachfolgend sind nochmals die Ausscheidungs-und Umwandlungsvorgänge von je ei-
nem Stahl links und rechts vom Punkt S (0,8 % C) mit Hilfe der Hebelbeziehung erläutert.

Einteilung der Stähle nach ihrer Lage zum Punkt „S“:

links von S: untereutektoid
rechts von S: übereutektoid

Stähle mit C-Gehalten unter 0,8 % C (untereutektoide Stähle)

In Abb. 3.9 ist ein Stahl mit 0,2 % C an vier verschiedenen Temperaturpunkten untersucht
und sein Gefüge schematisch skizziert.

Oberhalb GS ist er homogen austenitisch, die
-Mischkristalle enthalten 0,2 % C und
sind ungesättigt, da sie bei dieser Temperatur noch mehr C-Atome lösen könnten.

Beim Schneiden der Linie GS beginnt die
-˛-Umwandlung, die beim reinen Eisen am

Punkt G (911 °C) erfolgt und durch C-Gehalte erniedrigt wird.

Dabei entsteht im Austenit als zweite Phase Ferrit, kubisch-raumzentriertes ˛-Eisen.

Die eingezeichneten Hebelwaagen zeigen mit sinkender Temperatur die Zunahme des Fer-
rits und Abnahme des Austenits. Gleichzeitig erhöht sich der C-Gehalt des Austenits in

Richtung auf Punkt S (Weg des Punktes A nach A1 bzw. auf der unteren Achse von A0
nach A01).

Diese Anreicherung des C-Gehaltes geschieht durch Diffusion der C-Atome aus den

-Mischkristallbereichen, die zu Ferrit werden. Ferrit hat keine ausreichenden Zwischen-
gitterplätze für C-Atome (Abschn. 3.1). Eine „Wanderung“ der C-Atome durch das Raum-
gitter (bei höheren Temperaturen schwingt es infolge der Wärmebewegung) ist wegen
der Kleinheit der C-Atome gegenüber den Fe-Atomen möglich, benötigt jedoch Zeit.

C-Atome können im dicht gepackten
-Eisen nur langsam diffundieren, im lockerer ge-
packten ˛-Eisen ist die Diffusionsgeschwindigkeit etwa 100-mal so groß.

I

Bei schneller Abkühlung wird die Diffusion behindert, es entstehen andere Ge-
füge.

122

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Abb. 3.9 Abkühlung eines
untereutektoiden Stahles mit

0,2 % C

Vergütungs- und Härtungsgefüge entstehen durch eine teilweise oder vollständige Be-
hinderung der Kohlenstoffdiffusion beim Abschrecken, dabei verschieben sich die Um-
wandlungstemperaturen nach unten, Abb. 2.19.

Zusammenfassend kann gesagt werden, immer, wenn ein untereutektoider Stahl bei
langsamer Abkühlung die Temperatur 723 °C (Linie PSK) erreicht, besteht er aus dem
voreutektoid ausgeschiedenen Ferrit und noch nicht umgewandelten
-Mischkristallen
mit 0,8 % gelöstem C. Ähnlich verhält sich eine Legierung des Grundtyps II, Kristallge-
misch:

Beim Erreichen der Solidus-Linie wurden solange Primärkristalle ausgeschieden, bis
die Restschmelze die eutektische Konzentration angenommen hat.

Austenitzerfall = Perlitbildung

Beim Durchlaufen der Linie PSK erfahren alle Stähle diese letzte Umwandlung. Sie kann
in zwei gleichzeitig ablaufenden Teilvorgängen gesehen werden:

Aus dem kfz
-MK bilden sich krz ˛-Eisen-Kristalle.

Die eingelagerten C-Atome (0,8 %) werden aus dem entstehenden ˛-Gitter herausge-
drängt, sie müssen diffundieren, um zusammen mit Fe-Atomen die intermetallische

Phase Fe3C (Zementit) zu bilden.

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

123

Abb. 3.10 Bildung des
lamellaren Perlits, Modell-
vorstellung

Der metallografische Name „Perlit“ rührt vom perlmuttartigen Glanz unter dem Mikro-
skop her. Zur Veranschaulichung dieses Vorganges ist in Abb. 3.10 modellhaft ein Aus-
tenitkorn abgebildet. Der mittlere Bereich hat die Umwandlungstemperatur 723 °C, ober-
halb liegt sie höher. Deshalb ist erst das halbe untere Korn umgewandelt.

Ferrit und Zementit wachsen in Lamellenform nach oben in den Austenit hinein. Dabei
müssen die im Austenit gelösten C-Atome vor der Front der wachsenden Ferritlamellen
seitlich ausweichen und sich an die Zementitlamellen angliedern (kleine Pfeile).

Das Wachstum der Ferrit- und Zementitlamellen ist mit der Diffusion der C-Atome aus
dem Austenit gekoppelt. Diffusion (D Platzwechsel von Atomen) braucht aber Zeit. Beim
schnelleren Abkühlen steht sie nicht zur Verfügung. So können die C-Atome nur kleine

Wege zurücklegen, es bilden sich dünnere, dafür zahlreichere Lamellen, d. h. ein feineres

Gefüge.

I

Hinweis Diese Erscheinung ist die Grundlage aller Vergütungsverfahren. Die
feinere Verteilung der harten, spröden Phase Zementit im zähen Grundgefüge
ergibt höhere Festigkeit und Zähigkeit des Werkstoffes.

Bei weiterer Abkühlung auf Raumtemperatur finden keine Umwandlungen mehr statt.

Das Gefüge der untereutektoiden Stähle besteht dann aus dem (voreutektiod) ausge-
schiedenen Ferrit (helle Flecken im Schliffbild) und den Perlitbereichen (dunkle Fle-
cken), deren Lamellenstruktur erst bei stärkerer Vergrößerung zu erkennen ist (Abb. 3.11
und 3.12).

Abb. 3.11 Perlit, 6400 : 1

124

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Abb. 3.12 Unterperlitischer

Stahl, 0,2 % C, 100 : 1

Stähle mit C-Gehalten über 0,8 % C (übereutektoide Stähle)

In Abb. 3.13 ist ein Stahl mit 1,4 % C bei der Abkühlung an vier Temperaturpunkten
untersucht, die Gefüge sind schematisch skizziert.

Bei der Temperatur der Linie ES sind die Mischkristalle gesättigt.

I

Linie ES gibt für jede Temperatur die größte Löslichkeit der C-Atome im
-Eisen
an. Bei 1147 °C können 2,06 % C gelöst werden, bei 723 °C nur noch 0,8 % C. Des-
halb kann die Linie ES als Löslichkeits- oder Sättigungslinie bezeichnet werden.

Unterhalb der Linie ES kann das Gitter nicht mehr so viele C-Atome einlagern (siehe

Lot von Punkt A auf die untere Achse). Deswegen müssen C-Atome aus den
-Misch-
kristallen diffundieren, sie wandern an die Korngrenzen und bilden dort Zementitkristalle:

Sekundärzementit.

Sekundär- und Primärzementit unterscheiden sich durch die Kristallisationstempe-
ratur:

Diese Zementitausscheidung erfolgt bei sinkender Temperatur so lange, bis der rest-
liche Austenit seinen C-Gehalt auf den des Punktes S (0,8 % C) erniedrigt hat (Weg des

Punktes A nach A1 und Lote auf die untere Achse A0 und A0 ).

1

Abb. 3.13 Abkühlung eines
übereutektoiden Stahles

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

125

Abb. 3.14 Übereutektoider

Stahl, 1,4 % C helles Netz:

Sekundärzementit; dunkle

Bereiche: Perlit, 200 : 1 (Weiß-
bach 18. Auflage)

An der Linie PSK besteht der Stahl zunächst aus
-Mischkristallen mit 0,8 % C und ei-
nem Netz von Sekundärzementit, dann erfolgt wie bei untereutektoiden Stählen der Zerfall
des Austenits zu Perlit. Das Gefüge der übereutektoiden Stähle besteht bei Raumtempera-
tur aus Perlit mit dem Netz aus Sekundärzementit (Abb. 3.14).

Untereutektische Legierungen (2. . . 4,3 % C)

Wie in Abschn. 3.3.1 behandelt, enthalten diese Legierungen primäre
-Mischkristalle
im Eutektikum Ledeburit. Letzteres enthält ebenfalls
-Mischkristalle mit Zementit in
feinkörniger Verteilung.

In der Praxis werden untereutektische Legierungen bei Temperrohguss und Hartguss

(metastabiles System) sowie bei Gusseisen mit Lamellen- oder Kugelgraphit eingesetzt.

Ablesebeispiel für Wirkung von 0,6 % C auf das Gefüge (unteres Diagramm): Senk-
rechte Hilfslinie bei 0,6 % C schneidet die Felder „Ferrit“ und „Perlit“. Die Strecke im

Ferritfeld beträgt 25 %, die im Perlit 75 %. Das sind die Gefügebestandteile eines Stahles

C60 (0,6 % C-Gehalt).

Wollen wir dagegen die Phasen (Ferrit und Zementit) bestimmen, müssen wir die He-
belbeziehung anwenden. Abbildung 3.16 zeigt 9 % Zementit und 91 % Ferrit, d. h. 0,6 %

C-Atome bauen 9 % Zementit Fe3C auf, die aber 75 % des Gefüges (im Perlit) als harte,
spröde Lamellen durchsetzen!

Mit fortschreitender Abkühlung erfolgen die bereits behandelten Umwandlungen:

Zementitausscheidung aus den
-Mischkristallen, der Zementitanteil erhöht sich.

Bei PSK zerfallen die
-Mischkristalle zu Perlit.

Bei RT bestehen diese Legierungen aus dem Eutektikum Ledeburit mit eingebetteten Per-
litbereichen (Abb. 3.17, dunkle Flecken: Perlit; gesprenkelte Fläche: Ledeburit).

126

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Abb. 3.15 Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (vereinfachte Darstellung des metastabilen Systems)

3.3

Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

127

Abb. 3.16 Eisen-Kohlenstoff-Diagramme

128

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Abb. 3.17 Untereutektisches

Eisen, 2,8 % C, 200 : 1

Abb. 3.18 Eutektisches Eisen,

4,3 % C, Ledeburit, 200 : 1

Das Eutektikum Ledeburit

Unmittelbar nach der Erstarrung liegt ein feinkörniges Gemenge aus
-Mischkristallen
und Zementit vor. Die
-Mischkristalle unterliegen der Zementitausscheidung und zerfal-
len bei 723 °C zu Perlit.

Bei RT besteht Ledeburit aus einem feinkörnigem Gemenge von Perlit und Zementit

(Abb. 3.18).

Übereutektische Legierungen

Das Gefüge besteht bei RT aus dem ledeburitischen Grundgefüge mit eingebetteten pri-
mären Zementitkristallen (helle Streifen in Abb. 3.19).

Abb. 3.19 Übereutektisches

Eisen, 5 % C, 200 : 1

3.4

Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften

129

3.4

Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften

3.4.1

Mechanische Eigenschaften

Die Eigenschaften eines Werkstoffes, der ein Gemenge verschiedener Phasen darstellt,
werden von diesen geprägt und sind abschätzbar. Das Mischungsverhältnis der Phasen
kann mit der Hebelbeziehung bestimmt werden. Die Gefügebestandteile lassen sich aus
dem EK-Diagramm (Abb. 3.15) ablesen.

Tabelle 3.1 gibt einen Überblick über die im Stahl auftretenden Kristallarten, ihre

Struktur und die Eigenschaften (Abb. 3.20).

Stähle Im Gefüge kommt zum reinen Ferrit mit steigendem C-Gehalt zunehmend Ze-
mentit hinzu, zunächst in lamellarer Form im Perlit. Bei 0,8 % C ist Stahl rein perli-
tisch. Härte und Festigkeit nehmen zu, Bruchdehnung und Brucheinschnürung dagegen
ab (Abb. 3.20).

Mit steigendem C-Gehalt tritt Sekundärzementit auf den Korngrenzen auf (im Gefüge
als Netz zu erkennen), dessen Anteil bei 2 % C ca. 20 % beträgt. Er entsteht zwischen den

Austenit-Kristallen und versprödet den Stahl. Damit sinkt die Zugfestigkeit wieder ab. Die

Härte steigt dagegen weiter an.

Unter- bis übereutektische Legierungen gehören zu den Gusswerkstoffen (Ab-
schn. 6.2 und Tab. 6.1).

Abb. 3.20 Einfluss des

C-Gehaltes auf die mecha-
nischen Eigenschaften von

Stahl Zugfestigkeitswerte Rm
mit 10 multiplizieren, Ein-
heit ist MPa D N=mm2.

Bruchdehnung A5 und

Brucheinschnürung Z in %

Tab. 3.1 Kristallarten in Fe-C-Legierungen

Eigenschaften

Ferrit

Austenit

Zementit

Graphit

Kristallgitter

˛-Fe, krz

-Fe, kfz

Fe3C,

C, hexagonal
rhomboedrisch

Härte
weich, 60 HV
unlegiert nur
hart, 800 HV
sehr weich

> 723° vorhanden

Umformbarkeit
ausreichend
sehr hoch
keine, spröde
keine, spröde

Sonstige
ferromagnetisch
paramagnetisch

Festschmierstoff

130

3

Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

Tab. 3.2 Einfluss des Kohlenstoffs auf die technologischen Eigenschaften

Eignung zum

Einfluss des Kohlenstoffs

Gießen

Erniedrigt die Schmelztemperaturen deutlich erst bei größeren C-Gehalten

(> 3%), günstig durch niedriges Schwindmaß (1,0. . . 1,5 %),

Stahlguss (< 1;2 %) ist wegen der Ausscheidung von
-Mischkristallen in der

Schmelze nicht dünnwandig vergießbar, hohes Schwindmaß (1,5. . . 2 %).

Warmumfor-

Umformtemperaturen liegen im Austenitgebiet unterhalb der Solidus-Linie.

men

Das Gefüge ist homogen austenitisch, Stähle mit höheren C-Gehalten werden
bei sinkenden Temperaturen zweiphasig durch Ausscheidung von Sekundär-
zementit, daraus folgt die Gefahr von Rissen. C-arme Stähle sind bei höheren

Temperaturen leichter verformbar (kleinere Kräfte).

Kaltumformen

Reiner Ferrit lässt stärkere Umformungen zu. Der spröde Zementit vermindert

Bruchdehnung und -einschnürung. Die Grenze liegt bei etwa 0,8 % C. Kraft-
und Arbeitsbedarf steigen mit dem C-Gehalt. Eine kugelige Form der Zementit-
kristalle erhöht die Kaltformbarkeit.

Spanen

Schnittkraft und Schneideverschleiß steigen mit dem Zementitanteil, bei ku-
geliger Zementitausbildung werden sie vermindert. Kohlenstoff C als Graphit

(Gusseisensorten) erleichtert das Spanen durch seine Schmierwirkung.

Schweißen

Schweißeignung hängt von der Fähigkeit ab, die beim Schweißen entstehen-
den Spannungen durch kleine plastische Verformungen abbauen zu können.

Deshalb sind Stähle mit höherem C-Gehalt und kleiner Bruchdehnung rissge-
fährdet.

Härten,

Eine technisch nutzbare Härtesteigerung nach dem Abschrecken ist ab 0,2 % C

Vergüten
festzustellen, sie steigt bis 0,8 % C und bleibt dann konstant (Abb. 5.20).

3.4.2

Technologische Eigenschaften

Für die Formgebung zu Bauteilen müssen zahlreiche Fertigungsverfahren durchlau-
fen werden. Das erfordert bestimmte technologische Eigenschaften (siehe Tab. 3.2 und

Kap. 14, Werkstoffprüfung).

Literatur

1. Horstmann, G.: Das Zustandsschaubild Eisen-Kohlenstoff und die Grundlagen der Wärmebe-
handlung der Stähle. Verlag Stahleisen (1985)

2. Hougardy, H.: Umwandlung und Gefüge unlegierter Stähle. Verlag Stahleisen (2003)

Stähle

4

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

4.1.1

Allgemeines

Stähle und Stahlguss sind wegen ihrer Vielseitigkeit noch immer die wichtigsten Werk-
stoffe des Maschinenbaues. Ihre Eigenschaften lassen – in Verbindung mit der Wärmebe-
handlung – viele Kombinationen zwischen Festigkeit, Härte, Zähigkeit und plastischer

Verformbarkeit zu.

Die Bedeutung wird durch die Zahl von über 2000 lieferbaren Stahlsorten deutlich. Es
gibt Sorten für gegensätzliche Anforderungen, z. B. für

Konstruktionen und Werkzeuge,
warm-/kaltgewalzte Profile und Gussteile,
extrem tiefe und hohe Temperaturen.

Entscheidend dafür sind die Möglichkeiten der Eigenschaftsänderung durch z. B. Normal-
glühen, Härten und Vergüten.

Der hohe Elastizitätsmodul ergibt Steifigkeit. Als Nachteil erweist sich die hohe Dich-
te im Vergleich zu Leichtmetallen, Polymeren und Verbundwerkstoffen. Mit dem Einsatz
neuer Stahlsorten, wie z. B. hochfeste Stähle zum Kaltumformen (Tab. 4.31), bei denen
hohe Festigkeit mit ausreichender plastischer Verformbarkeit kombiniert ist, sowie Leicht-
baukonstruktionen wird versucht, diesen Nachteil auszugleichen.

4.1.2

Ausgangsstoffe und Aufgaben der Stahlerzeugung

Ausgangsstoffe für die Stahlerzeugung sind:

Roheisen aus dem Hochofenprozess,

Neuschrott aus dem Kreislauf der Stahlgewinnung (z. B. Steiger, Endstücke),

Altschrott aus dem Abriss von Industrieanlagen und dem Recycling.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

131

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_4

132

4

Stähle

Tab. 4.1 Vergleich typischer

Werkstoff

C

Si

Mn

P

S

Elementgehalte (in %)

Roheisen

3,5

0,4

0,5

0,1

0,08

Stahl S235J0

0,16

0,36

1,5

0,02

0,03

Im EKD ist Roheisen (Tab. 4.1) im eutektischen Bereich zu finden, Stahl dagegen in der

Stahlecke. Aus Tab. 4.1 ergibt sich die Aufgabenstellung bei der Stahlerzeugung aus Roh-
eisen:

I

Hinweis Stahlerzeugung aus Schrott ist metallurgisch einfacher, da er wenig S
und P enthält.

Verfahrensweg vom Roheisen zum Stahl

C-Gehalt absenken,

Eisenbegleiter ( qualitätsmindernde) auf möglichst niedrige Werte reduzieren (Phos-
phor P, Schwefel S, Sauerstoff O, Stickstoff N, Wasserstoff H),

Festigkeitssteigernde Legierungselemente auf bestimmte Gehalte nach Norm einstel-
len (Mangan Mn und Silicium Si).

4.1.3

Rohstahlerzeugung

Verschiedene Verfahren dienen der Erzeugung von Rohstahl.

Hochofenprozess Reduktion der Eisenerze durch das CO-Gas des verbrennenden Kok-
ses mit Zusatz von Kohle, Öl und Kunststoffabfällen. Hauptverfahren zur Roheisenerzeu-
gung, Leistung 10:000 t=24 h.

Direktreduktion Reduktion von aufbereiteten Erzen in Schachtöfen mit einem meist
außerhalb erzeugten Reduktionsgas aus CO und H2 bei niedrigen Temperaturen zu Eisen-
schwamm mit Fe-Gehalten von < 95 %. Leistung ca. 100 t=24 h. Wegen der geringeren

Leistung der Anlagen ist der Anteil an der Roheisenerzeugung gering. Verwendung z. B.

für Sintereisenpulver.

Frischen Verschlacken bzw. Vergasen (z. B. C zu CO) der Eisenbegleiter mithilfe von

Sauerstoff (früher mit Luft) oder chemisch gebunden. Chemisch gesehen ist es eine Oxi-
dation. Die Verfahren unterscheiden sich durch die Sauerstoffzufuhr:

Sauerstoffgas bei den Blasstahlverfahren,

Fe-Oxide beim Elektrostahlverfahren.

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

133

Abb. 4.1 Verfahrenslinien zur Rohstahlerzeugung

I

Die wichtigsten Vorgänge sind:

Reduktion der Fe-Oxide im Erz durch aufsteigendes CO aus der Verbrennung
des Kokses, auch direkt durch Kontakt der Oxide mit dem Koks,

Oxidation der Eisenbegleiter P und S.

Abbildung 4.1 gibt einen Überblick über den Weg vom Erz zum Stahl. Auf die verfah-
renstechnischen Einzelheiten kann im Rahmen des Buches nicht eingegangen werden.

Sauerstoff-Aufblasverfahren Einsatz ist flüssiges Roheisen mit Schrottzusatz zur Küh-
lung. Der Gasstrom kann von oben über eine Lanze, durch Düsen im Boden und auch
kombiniert zugeführt werden. Die Leistung beträgt 600 t=h. Die Verfahren haben einen

Anteil von ca. 80 % an der Stahlerzeugung in Deutschland (Abb. 4.2).

Zum Absenken des P-Gehaltes wird mit dem O2-Strom noch Feinkalk auf die Schmelze
geblasen, LDAC-Verfahren (Stahlerzeuger Linz-Donawitz, ARBED, CRNM).

Elektrostahlverfahren Einsatzmaterial ist fester Schrott und Eisenschwamm. Die Öfen
werden in den Stahlgießereien und Ministahlwerken eingesetzt. Letztere haben begrenztes

Lieferprogramm und damit niedrigere Investitionskosten. Die Leistung der Öfen beträgt
etwa 130 t=h (Abb. 4.3).

134

4

Stähle

Abb. 4.2 Sauerstoffblasver-
fahren mit LDAC-Konverter.

1 Sauerstofflanze, 2 Abstich-
loch, 3 Tragring, 4 Futter,

5 Boden, 6 Schutzring, 7 Ab-
gashaube, 8 Schlackenpfanne,

9 Gießpfanne, 10 Stahlentnah-
mewagen (nach DEMAG)

4.1.4

Sekundärmetallurgie

Rohstahl enthält nach dem schlackenfreien Abstich in die Gießpfanne noch gelöstes FeO,
das nach der Erstarrung im Gefüge als Oxidschlacke vorliegt. Seine Entfernung wird

Desoxidation genannt, d. h. Reduktion des gelösten FeO durch Zugabe von Stoffen mit
höherer Affinität zum O. Solche Desoxidationsmittel sind Al, Ca, Mg, Si und Ti, auch in

Kombination.

Dabei laufen Redoxreaktionen ab, es entstehen nichtmetallische Teilchen, die nicht
vollständig in der zähen Schmelze aufsteigen können. Ihre Entfernung und weitere Ar-

Abb. 4.3 Elektrostahlverfahren. Lichtbogenofen mit ausgefahrenem Deckel beim Beschicken. Be-
schickungskorb linke Hälfte gefüllt, rechte Hälfte im leeren Zustand gezeichnet (DEMAG)

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

135
beiten wie das Einstellen der Analyse, Legieren sowie Absenken des Gasgehaltes werden
in der Gießpfanne oder in besonderen Gefäßen durchgeführt, auch Pfannenmetallurgie
genannt. Dazu sind zahlreiche Verfahren entstanden (Tab. 4.2).

Umschmelzverfahren sind wegen der Kosten auf Stahlsorten für hochbeanspruchte

Schmiedeteile begrenzt, wenn Längs- und Quereigenschaften möglichst gleich sein sollen

(isotropes Verhalten).

Beispiele für hochbeanspruchte Schmiedeteile

Kaltwalzen höchster Oberflächengüte, Wälzlager für höchste Sicherheit, Vergütungs-
stähle für den Flugzeugbau, warmfeste Schmiedeteile für Kraftwerksbau, Druckgieß-
formen, HS-Stähle.

4.1.5

Vergießen und Erstarren des Stahles

Vergießen Der größte Teil (ca. 90 %) des in Deutschland erschmolzenen Stahles wird im

Strangguss vergossen. Der Rest ist Blockguss für große Schmiedeteile und Stahlguss.

Die Entwicklung geht zu endmaßgenauen Gießformaten, um Walzwerke und Energie
einzusparen: Vorbandgießen (15. . . 20 mm) und Gießwalzen (1. . . 2 mm Dicke).

Erstarren In der Schmelze ist durch das Blasen mit Sauerstoff FeO entstanden, das mit
den noch vorhandenen C-Atomen reagiert, die Kohlenstoffdesoxidation.

Kohlenstoffdesoxidation

Reduktion

"

#

FeO C C , Fe C CO "

#

"

Oxidation

Die in der Schmelze gelösten Stoffe FeO und C liegen mit Fe und CO im chemischen

Gleichgewicht vor, die Reaktion kommt praktisch zum Stillstand.

Jede Änderung der Zustandsgrößen (Vakuum) oder die Entnahme eines Reaktionspart-
ners führt zum Wiederaufleben der Reaktion, die ein neues Gleichgewicht anstrebt.

Beispiel 1

CO-Gas wird beim Vakuumguss abgezogen. Das Gleichgewicht ist gestört, es wird
weiteres CO gebildet, dadurch sinkt der FeO-Gehalt (Desoxidation).

Beispiel 2

Bei der Erstarrung in Kokillen wird die Schmelze durch die Ausscheidung von Fe-

Kristallen ärmer an Fe, die Reaktion läuft weiter nach rechts unter Bildung von CO-

Gas.

136

4

Stähle
le
n
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Fe

/ 2

CrNi-Stäh
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C

Gasg

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Sc
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4.1

Erzeugung und Klassifizierung

137

Das nach Beispiel 2 aufsteigende CO-Gas bewirkt ein Kochen in der Gießform, der

Stahl ist unberuhigt vergossen, d. h. CO-Blasen bleiben als Blasenkranz unter einer

Schicht C-armen Stahles eingeschlossen, verschwinden aber bei einer starken Warmum-
formung. Durch das Kochen wird die Entstehung einer starken Blockseigerung gefördert,
was grundsätzlich zu Stählen verminderter Zähigkeit führt. Deswegen ist unberuhigter

Stahl in der aktuellen Stahlnormung nicht mehr vorhanden. Das Kochen fördert das

Aufsteigen von nichtmetallischen Teilchen, es bleiben jedoch Gasblasen eingeschlossen.

Die CO-Entwicklung während der Erstarrung muss verhindert werden bei:

C-reichen Stählen, die nicht stark umgeformt werden können (Rissgefahr durch Fe3C),

Stahlformguss (Blasen wären innere Fehler), Strangguss.

Hier muss ohne aufsteigende CO-Blasen, also beruhigt vergossen werden. Beim beru-
higten Vergießen entstehen durch Zugabe von Desoxidationsmitteln (Al, Ca, Si) feste

Reaktionsprodukte, keine Gasentwicklung, der Stahl erstarrt ohne Badbewegung. Da-
durch wird die Blockseigerung weniger stark ausgeprägt und es werden Stähle höherer

Qualität produziert.

Desoxidationsreaktionen sind z. B.:

FeO

C

Ca

)

Fe

C CaO

3 FeO

C 2 Al ) 3 Fe C Al2O3

2 FeO

C

Si

) 2 Fe C SiO2

Eine Blockseigerung tritt bei Stahlblöcken und dickwandigen Gussteilen besonders aus-
geprägt auf. Im Randbereich (Formwand) bilden sich fast reine Fe-Kristalle, die Verunrei-
nigungen reichern sich in der Restschmelze an und bilden die Seigerungszone im Kern.

Beim Warmumformen wird die Seigerungszone mit ausgewalzt und lässt sich im Profil
nachweisen (Abb. 14.48).

4.1.6

Eisenbegleiter und Wirkung auf Gefüge und Stahleigenschaften

Einfluss der Nichtmetalle

Diese Elemente bilden bei hohen Temperaturen mit dem Eisen chemische Verbindungen:

Phosphide, Sulfide, Oxide, die nach Abkühlung als Schlackenteilchen vorliegen.

Die nachstehenden Tabellen (Tab. 4.3–4.5) beschreiben die einzelnen Eisenbegleiter nach

Herkunft,

Gefügeeinfluss,

Eigenschaftsänderungen.

138

4

Stähle

Tab. 4.3 Einfluss von Phosphor und Schwefel im Stahl

Phosphor P

Schwefel S

Herkunft

P-haltige Erze und Zuschläge im

Sulfidische Erze, auch im Koks enthal-

Hochofen, Energiequelle für Blas-
ten
verfahren

Standort im

Im Ferrit löslich (max. 2,8 % bei

Im Ferrit unlöslich, bildet mit Fe und

Gefüge

1050 °C), bildet mit Fe Phosphide. Im

Mn Sulfide (Schlackenteilchen). Das

Gusseisen entsteht aus Fe3C und Fe3P

Eutektikum aus Fe, FeO und FeS
das niedrigschmelzende Dreifach-
hat Tm = 935 °C. Abhilfe durch Mn-

Eutektikum Steadit mit

Gehalte, es entsteht MnS statt FeS

Tm = 950 °C

Auswirkung

Diffundiert langsam (Atom-Ø groß),

Warmumformung unter 1200 °C,
auf das
ergibt starke Seigerungen, erniedrigt
oberhalb Heißbruch durch Eutektika,

Verhalten
die Schmelztemperatur des Ledeburits, Rotbruch unter 1000 °C
das Formfüllungsvermögen steigt
auf die

Fe-P-Einlagerungs-Mischkristalle

Grobe Sulfide sind Sprödbruchaus-

Eigenschaften
sind kaltspröde. Der Steilabfall (Über-
löser. Feinverteilte Sulfidschlacken
gangstemperatur) der Kerbschlagarbeit (meist MnS) ergeben Kurzspan mit

(Abb. 14.26) wird nach rechts verscho- hoher Oberflächengüte
ben

Anwendungen

Stähle für Warmpressmuttern enthalten Automatengestähle unlegiert und nied-
bis zu 0,3 % P, Kunstguss bis 1 %
rig legiert mit 0,08. . . 0,4 % S und

0,06. . . 0,11 % P

Tab. 4.4 Einfluss der Gase Sauerstoff, Stickstoff und Wasserstoff

Gas

Herkunft und Aufnahme

Auswirkungen auf Verhalten und Eigenschaften

Sauerstoff

O2-Blasverfahren erzeugen

Führt in Kombination mit FeS (Tab. 4.3) zu Rot-

O

FeO, das sich in der Schmelze
bruch beim Warmumformen, d. h. Stahl ist nicht
löst und als FeO-Schlacke im
schmiedbar bei FeO 0;2 %

Gefüge vorliegt

Stickstoff

Aufnahme beim Kontakt der

Löslichkeit von N im Ferrit ist gering, sie sinkt bei

N

Schmelze mit Luft und Rest-

RT fast auf null. Ausscheidungen von Fe-Nitrid
stickstoff von technisch reinem nach schneller Abkühlung führen zur Abnahme

O2
der Kaltzähigkeit (Alterung)

Wasserstoff Rostiger, feuchter Schrott und

Abnahme der Löslichkeit bei der Erstarrung

H

Brenngase. Hohe Löslichkeit
und Abkühlung führt zur Molekülbildung in
im Ferrit und als H2-Gas in

Fehlstellen unter hohem Druck. Dadurch sog.

Poren.

Flockenrisse und innere Spaltbrüche besonders

H-Atome diffundieren bei RT
bei der Verformung großer Querschnitte aus Ni-
so schnell wie C bei 1000 °C
und Mn-Stählen. Abhilfe durch Glühen mit Aus-

Kaltverformter Stahl nimmt
diffundieren des Wasserstoffs Beizsprödigkeit ist
bei chemischer Behandlung
eine geringe Kaltformbarkeit durch H-Atome auf
mit Säuren (Beizen, Galvanik)

Zwischengitterplätzen im Ferrit (Mischkristall-

H-Atome auf
verfestigung) und kann durch Glühen bei 200 °C
beseitigt werden

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

139

Tab. 4.5 Einfluss von Mangan und Silizium auf Stahl

Mangan Mn

Silizium Si

Herkunft

In Erzen enthalten und durch

In Erzen enthalten, Gangart Quarz, SiO2 durch

Desoxidation nach z. B.:

Desoxidation nach z. B.:

FeO C Mn ) MnO C Fe

2 FeO C Si ) SiO C

2

2 Fe

FeS C Mn ) MnS C Fe

Das SiO2 (Nichtmetalloxid, Säurebildner) ergibt
mit Akalimetalloxiden spröde, hoch schmelzen-
de Silikate

Gefüge-

Schlackenteilchen nach o. a. Reaktionen
wirkung

Rest Mn im Ferrit

Rest Si im Ferrit gelöst
und Zementit
ergeben Walz- und Schmiedefaserstrukturen mit anisotropem Verhalten

Eigenschaften Mn bildet Mischkarbide (Fe,

Fördert den Zementitzerfall (zu Graphit)

erwünscht

Mn)3C, bremst den Zementit-

Steigert Festigkeit, Korrosions-beständigkeit
zerfall bei Temp. über 700 °C,
und Härtbarkeit, mindert Ummagnetisierungs-
steigert Festigkeit ohne Zähig-
und Wirbelstromverluste
keitsabfall und die Härtbarkeit
unerwünscht

Begünstigt das Kornwachstum

Begünstigt das Kornwachstum, mindert
bei höheren Temperaturen

Bruchdehnung, Tiefzieheigenschaften, Warm-
formbarkeit und Schweißeignung (zähflüssige

Silikathaut)

Anwendung

Baustahl S355J2 erhält hohe

Magnetbleche für Trafos und E-Maschinen

Festigkeit bei niedrigem C-
enthalten bis zu 4 % Si, säurefester Guss

Gehalt durch 0,9–1,7 % Mn

16 % Si

Einfluss von Gasgehalten

Gase sind in der Schmelze löslich und bleiben z. T. bei der Erstarrung als Gasblasen im

Gefüge zurück, wo sie die Zähigkeit stark vermindern. Sie werden durch Sekundärbe-
handlung mit Vakuum weiter reduziert. Tabelle 4.4 beschreibt ihre Auswirkungen.

Einfluss von Mangan Mn und Silizium Si

Alle Stähle enthalten von der Erschmelzung her die Elemente Mangan Mn und Silizium Si

(s. Tab. 4.5). Für die Gruppe der unlegierten Stähle sind es wichtige Legierungselemente.

4.1.7

Einfluss der Legierungselemente

In diesem Abschnitt werden die Einflüsse der besonders zugesetzten Legierungselemente

(LE) in Gruppen auf die

Gefügeausbildung,

Linien des EKD,

Eigenschaften beschrieben.

Legierungselemente wirken unterschiedlich, weil sie im Gefüge an verschiedenen Phasen
eingebaut sind (Tab. 4.6).

140

4

Stähle

Tab. 4.6 Übersicht, Standort und Wirkung der LE im Stahl

Standort, LE-Atome bilden

Auswirkung/Bedeutung

Austausch-Mischkristalle bis

Mischkristallverfestigung (Abschn. 2.3.2) Die Umwandlungs-
zur Löslichkeitsgrenze
punkte und -linien des EKD werden verschoben, es entstehen
neue Zustandsschaubilder (Abb. 4.4 und 4.5)

LE im Mischkristall ändern Löslichkeit der C-Atome und behindern die C-Diffusion bei der wich-
tigen
-˛-Umwandlung. Das Härten wird vereinfacht. Zum Durchhärten und Durchvergüten kann
langsamer abgekühlt werden (wichtig für Teile mit großen Querschnitten)

Neue Phasen: Mischkarbide,

Phasen sind härter als Zementit und erhöhen den Verschleißwi-

Sonderkarbide mit anderer
derstand, wichtig für Werkzeugstähle, erhöhen in feindisperser

Struktur und Carbonitride (sie- Form die Festigkeit, auch bei höheren Temperaturen (Anlassbe-
he Tab. 4.8)

ständigkeit)

Tab. 4.7 Löslichkeit (%) eini-

Element

Im Ferrit

Im Austentit
ger LE im Eisen
bei T in °C
bei T in °C

Ferrit bildende Legierungselemente

Chrom

100

1800

12,5 1050

Molybdän

37,5 1450

1,6 1100

Vanadium

100

1400

1,5 1100

Austenit bildende Legierungselemente

Mangan

3,5 700

100 1130

Cobalt

76,0 600

100 1000

Nickel

8

300

100 910

I

Hinweise Der C-Gehalt beeinflusst zusätzlich die Wirkung mancher LE stark

(Abb. 4.6). Die Wirkung zweier LE muss nicht die Summe beider Einflüsse sein.

Beispiel

Cr-Ni-Stähle (Abb. 4.9)

Cr bildet bevorzugt Karbide und ist Ferritstabilisator.

Ni erweitert das Austenitgebiet auf Raumtemperatur.

Bei Cr-Ni-Stählen wird durch Cr die Wirkung von Ni verstärkt.

Mischkristallbildner

Alle LE sind in kleinen Gehalten im Ferrit und Austenit löslich, manche vollkommen

(Tab. 4.7). Eine Ausnahme ist Blei, es ist praktisch unlöslich.

I

Gelöste Elemente erhöhen die Festigkeit des Ferrits (Mischkristallverfestigung

Abschn. 2.3.1).

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

141

Tab. 4.8 Legierungselemente,

Periode

Nebengruppe
die Mischkarbide im Stahl

IVB

VB

VIB
bilden

4

Titan Ti

Vanadium V

Chrom Cr

5

Zirkon Zr

Niob Nb

Molybdän Mo

6

Hafnium Hf

Tantal Ta

Wolfram W

Gleichzeitig wirken sich die LE auf das
-˛-Umwandlungsverhalten aus. Die LE-

Atome ändern die Löslichkeit der C-Atome und behindern die Diffusion aus dem Austenit
bei der Umwandlung. Die Folgen sind:

Oberhalb der Linie PS wird weniger Ferrit ausgeschieden.

Beim Austenitzerfall wird der Abstand der Zementitlamellen kleiner, dadurch bildet
sich der Perlit feinstreifiger aus mit folgenden Auswirkungen: Ferrit ist die weiche-
re Phase im Stahl. Hier beginnt die erste plastische Verformung, die Streckgrenze ist
erreicht. Viele dünne Zementitlamellen im Ferrit behindern die Versetzungsbewegung
stärker als wenige dickere. Das bedeutet, dass die Dehngrenze Rp0; 2 erhöht wird.

So entstehen Stähle mit perlitischem (eutektoidem) Gefüge, obwohl ihr C-Gehalt unter

0,8 % liegt.

Beispiel für Stähle mit eutektoidem Gefüge

Stahl mit 10 % Cr hat bereits bei 0,3 % C ein rein perlitisches Gefüge, es gibt keinen
voreutektoid (zwischen GS und PS im EKD) ausgeschiedenen Ferrit. LE wie Mo, V,
und W erreichen dies mit noch kleineren Anteilen.

Für die Wirkung auf das EKD bedeutet das:

I

Gelöste LE verschieben die Punkte S und E des EKD nach links.

Karbidbildner

Metalle mit einer höheren Affinität zum Kohlenstoff können Fe-Atome im Zementit teil-
weise ersetzen und Mischkarbide bilden, daneben auch eigene. Diese Metalle bilden einen

Block im PSE als Nebengruppenelemente.

Beispiele für Karbide

Mischkarbide

(Fe,Mn)3C, (Fe,Cr)3C

Doppelkarbide

Fe3W3C, Fe4Mo2C

Sonderkarbide

Cr23C6, Cr7C3

Sonderkarbide ist ein Sammelname für solche Karbide, die nicht die Zementitstruktur
besitzen. Ihre Härte steigt mit dem C-Anteil, also MC ist härter als M2C (Tab. 4.9).

142

4

Stähle

Tab. 4.9 Mikrohärte einiger

Karbid

Härte

Karbid

Härte

Karbide

TiC

3200

VC

2800

NbC

2800

WC

2400

Cr3C2

2150

Mo2C

1500

Die Karbide der Mischkarbide bildenden Metalle zählen zu den intermetallischen Pha-
sen mit gemischten Bindungsarten, härter als Zementit (Tab. 4.9). Die Löslichkeit im

Austenit ist verschieden, ebenso ihr Einfluss auf Härteverhalten ( krit) und die Gefüge-
stabilität bei höheren Temperaturen. Sie erhöhen Anlassbeständigkeit und verhindern als

Korngrenzenausscheidung das Kornwachstum.

In der Anwendung enthalten alle Werkzeugstähle und verschleißfester Guss diese Kar-
bide möglichst feinkörnig im gehärteten Grundgefüge. Aus Gründen der Schmiedbarkeit
ist der Karbidgehalt auf ca. 15 % begrenzt.

Der Anteil der LE, die in Karbiden gebunden sind, geht dem Grundgefüge verloren.

Damit auch dort genügend LE-Atome wirken können, ergibt sich für Karbidbildner die

Forderung:

I

Wichtig Hoher C-Gehalt im Stahl erfordert hohen Anteil an Karbidbildnern!

Höchste Karbidanteile besitzen die Sinterhartstoffe mit ca. 95 % (WC + TiC + TaC)

in einem Co-Grundgefüge.

Beispiel: Kaltarbeitsstahl

Kaltarbeitsstahl X210Cr12: Mit 2,1 % C und 12 % Cr hat er ca. 15 % Karbidanteil.

Bei Härtetemperatur ist genügend Cr im Austenit gelöst, sodass er die Eigenschaft
lufthärtend besitzt.

Nitridbildner

C und N haben als Nachbarn im PSE kleine, ähnliche Atomradien, ihre Karbide und Ni-
tride z. T. gleiche Kristallgitter. Darin sind C- und N-Atome austauschbar, z. B. haben TiC
und TiN die gleiche kubisch-flächenzentrierte Einlagerungsstruktur (Tab. 2.24).

Es können sich auch Carbonitride bilden. Dazu gehören die Elemente:

Aluminium Al, Bor B, Chrom Cr, Niob Nb, Titan Ti, Vanadium V, Zirkon Zr.

Nitride liegen als feindisperse Ausscheidungen innerhalb der Kristalle vor und bewir-
ken:

Streckgrenzenerhöhung bei C-armen, mikrolegierten Bau- und austenitischen Stählen,

Behinderung des Kornwachstums beim Glühen,

Steigerung der 0,2 %-Dehngrenze bei warmfesten Stählen (vergütet) ohne Zähigkeits-
abfall, geringere Kriechrate bei T über 400 °C.

I

Hinweis Nitride sind die Träger der Härte beim Nitrieren von Nitrierstählen. Al-
legierte Sorten erreichen die höchste Härte mit 950 HV1.

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

143

Abb. 4.4 Zustandsschaubild

Fe-Mn, linke Seite

Nitride und Carbonitride werden durch CVD- oder PVD-Verfahren in Dünnschichten

( 10 µm) als Verschleißschutz auf Werkzeuge aufgebracht.

Beispiele für Nitridbildner

S550MC, kaltumformbarer Stahl mit hoher Streckgrenze nach DIN EN 10149/13,

P460NH, warmfester Stahl für Druckbehälter DIN EN 10028-2/09 mit 0;2 % N;
an Al oder V 0;2 % gebunden.

Elemente, die das Austenitgebiet erweitern

Beim Reineisen ist der Haltepunkt Ar3 (911 °C) die niedrigste Temperatur, bei der lang-
sam abgekühlter Austenit noch existieren kann. Gelöste C-Atome erweitern diesen Be-
reich, indem A3 nach unten verschoben wird (Linien PSK im EK). LE mit ähnlicher

Wirkung werden als Austenitbildner bezeichnet. Es sind:

Mangan,

Nickel,

Cobalt,

Stickstoff.

Bei höheren Gehalten erweitern sie den Existenzbereich der
-Mischkristalle bis auf RT

(Abb. 4.4), dadurch entstehen austenitische Stähle (vgl. Abschn. 4.4.3), sie haben bei RT ein homogenes Gefüge aus
-Mischkristallen und dadurch ein besonderes Eigen-
schaftsprofil:

niedrige Dehngrenze, stark umformbar,
zäh, auch bei tiefen Temperaturen,
nicht ferromagnetisch,
umwandlungsfrei, kein Härten und Vergüten möglich.

144

4

Stähle

Abb. 4.5 Zustandsschaubild

Fe-Cr, linke Seite

Die Austenitbildner können sich gegenseitig ersetzen, dadurch sind kostengünstige

Kombinationen möglich (Ni durch Mn, N und Cu ersetzt).

Bei kleineren Anteilen, z. B. Stahl mit 10 % Mn, muss aus Temperaturen im
-Gebiet
abgeschreckt werden. Dann entsteht unterkühlter Austenit, der durch Kaltumformung ört-
lich zu Martensit umwandelt (Prinzip der Mangan-Hartstähle, z. B. X120Mn12).

Stickstoff N diffundiert beim Carbonitrieren in das Gefüge, erweitert das Austenitge-
biet auf ca. 600 °C und erniedrigt so die Abschrecktemperatur.

Elemente, die das Austenitgebiet verkleinern

Elemente einer anderen Gruppe verkleinern das Gebiet der
-Mischkristalle oder schnüren
es ab. Es sind dies:

Chrom Cr, Silizium Si, Molybdän Mo, Vanadium V, Titan Ti, Aluminium Al.

Im System Fe-Cr (Abb. 4.5) erstarren Legierungen bis 12 % Cr wie andere Stähle,
durchlaufen das
-Gebiet und unterliegen dem Austenitzerfall D Perlitbildung. Sorten
mit über 13 % Cr erstarren zu ˛-Eisen und kühlen ohne Umwandlung bis auf RT ab. So
entstehen die ferritischen Stähle. Sie unterscheiden sich von den austenitischen Stählen in
wichtigen Eigenschaften (Tab. 4.25).

Geringste Anteile von C und N weiten das abgeschnürte
-Feld (Abb. 4.5) nach rechts
aus.

Dies hat zur Folge, dass sich für ferritische Gefüge bei C C N-Gehalten von ca. 0,14 %
der erforderliche C-Gehalt auf etwa 25 % erhöht. Ist er niedriger, so entstehen die sog.

halbferritischen Gefüge mit Austenitanteilen.

Einfluss weiterer Elemente

Da alle Stähle Kohlenstoff C enthalten, kommt es zu einer Dreistofflegierung. In den
erzeugten Stählen sind stets noch weitere Elemente enthalten, die auf das Gefüge Ein-
fluss nehmen. Die Beurteilung ist vielschichtig, weil sich ihre Wirkungen nicht einfach
addieren. Sie können sich gegenseitig verstärken, abschwächen oder gemeinsam neue

Wirkungen hervorrufen.

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

145

Abb. 4.6 Gefüge der Chrom-
stähle

Legende zu Abb. 4.6

Feld

Beschreibung

Stahlsorten, Beispiele

C, Cr %

Umwandlungsfreie, homogene ferritische Stäh-

X6Cr17 Nr. 1.4016 Korrosionsbeständiger
le, sie haben keine sprunghafte Volumenände-

Stahl für Küchengeräte, Beschläge und Verklei-

1
rung bei Erwärmungs- und Abkühlzyklen.

dungen im Ladenbau

C: < 0,1

Die Oxidschicht lockert sich nicht. Die festhaf-

X10CrAl25 Nr. 1.4762 hitzebeständiger Stahl

Cr: 12…30
tende Cr-Oxidschicht wird durch Si und Al ver-
bis zu 1200 °C. Für Ofenbauteile, die heißen
stärkt.

Gasen ausgesetzt sind

2

Härt- und vergütbare Werkzeugstähle, korrosi-

X46Cr13 Nr. 1.4034 korrosionsbeständiger,

C: 0,1…0,5 onsbeständig durch > 12 % Cr (bei geschliffener härtbarer Stahl für Messer aller Art, Kunstharz-

Cr: < 13

Oberfläche)

pressformen, Wälzlager

Ledeburitische Werkzeugstähle, schmiedbar,

X210Cr12 Nr. 1.2080 verzugsarmer Werkzeug-

3
härtbar. Durch Cr-Carbide verschleißfest und
stahl für Schnittwerkzeuge schwieriger Form.

C: 1,5…2,2 schneidhaltig. Weitere verbesserte Sorten mit

Ledeburit ist schmiedbar, da er statt Fe

Cr: bis 13

3C die Cr-

W- und V-Anteilen

Carbide mit höherem Schmelzpunkt enthält

4

Einsatz- und Vergütungsstähle, niedriglegiert,

41Cr4 Nr. 1.7035 Vergütungsstahl zum Öl- und

C: 0,1…0,6 Cr bewirkt die Durchhärtung bei größeren Quer- Salzbadhärten, für Dicken bis 40 mm und R p0,2 =

Cr: niedrig
schnitten, nicht korrosionsbeständig

1300 MPa

5

Werkzeugstähle, niedriglegiert mit überperliti-

100Cr6 Nr. 1.3505 Wälzlagerstahl für Kugeln,

C: < 1,0
schem (übereutektoidem) Gefüge. Verschleiß-

Rollen und Ringe von 17…30 mm Wanddicke.

Cr: niedrig
fest bei ausreichender Zähigkeit, Ölhärter

Kaltarbeitsstahl für z. B. Reibahlen, Lehren

6

Halbferritische Stähle , der geringe Austenit-

X23CrNi17 Nr. 1.2787 Vergütbarer Stahl für

C: > 0,1
anteil wird je nach Abkühlgeschwindigkeit zu

Werkzeuge zur Glasformung

Cr: 12…30

Perlit, Bainit oder Martensit umgewandelt

Das kann am Beispiel der Cr-Stähle gezeigt werden. Durch die Höhe des C-Gehaltes
wird die Wirkung der Cr-Atome verändert.

Cr > 12 % schnürt das Austenitgebiet ab.

Cr ist Karbidbildner, d. h. bindet C-Atome, die dann für die erste Wirkung nicht zur

Verfügung stehen.

Abbildung 4.6 zeigt die möglichen Gefüge der Cr-Stähle.

146

4

Stähle

Tab. 4.10 Grenzwerte für P

Stahlart

% P

% S
und S

Qualitätsstähle

Unlegiert

0,045. . . 0,035

0,045. . . 0,035

Legiert

0,030. . . 0,025

0,030. . . 0,015

Edelstähle

Unlegiert

0,035. . . 0,025

0,035. . . 0,020

Legiert

0,035. . . 0,015

4.1.8

Einteilung der Stähle

Der im Strang- oder Blockguss erzeugte Stahl wird nach dem Vergießen warm- und evtl.

kaltumgeformt und als Stahlerzeugnis durch Trennen, Umformen und Fügen weiterverar-
beitet.

Stahlerzeugnisse nach DIN EN 10079/07 sind:

Flacherzeugnisse: Bleche und Bänder,

Langerzeugnisse: z. B. Rohre, Doppel-T-Träger und andere Profile, nebst Sonderprofi-
len, wie z. B. Spundwandbohlen.

Stahlguss ist in Formen vergossener Stahl mit ähnlichen Analysen (Abschn. 4.8).

Stahlsorten werden nach unterschiedlichen Gesichtspunkten zu Gruppen zusammen-
gefasst. Ihnen ist jeweils eine bestimmte Eigenschaft oder Eignung gemeinsam, mit denen
auch die jeweiligen Normblätter benannt sind.

Einteilungskriterien sind die Eignung für z. B.:

bestimmte Anforderungen: warmfeste, kaltzähe und korrosionsbeständige Stähle,
bestimmte Fertigungsverfahren: z. B. Nitrier, Einsatz-, Vergütungs-, Automatenstäh-
le, oberflächenhärtbarer Stahlguss,
bestimmte Bauteile: z. B. Feder-, Ventil-, Wälzlager- und Werkzeugstähle.

Einteilung nach DIN EN 10020/00

Übergeordnet ist die Unterscheidung nach den Grenzwerten für P und S in (siehe

Tab. 4.10):

Qualitätsstähle, sie sind i. Allg. nicht für eine Wärmebehandlung vorgesehen.

Edelstähle haben höheren Reinheitsgrad und sind i. Allg. für eine Wärmebehandlung
bestimmt, bei der sie gleichmäßiger ansprechen als Qualitätsstähle.

Eine weitere Gliederung erfolgt nach dem Gehalt an LE in drei Klassen:

unlegierte Stähle: Die Sorten erreichen keinen der Grenzwerte nach Tab. 4.11.

nichtrostende Stähle: Die Sorten haben max. 1,2 % C-Gehalt und >10;5 % Cr.

andere legierte Stähle: Alle Sorten, die nicht zu den beiden genannten gehören.

4.1

Erzeugung und Klassifizierung

147

Tab. 4.11 Grenzwerte zwi-

LE . . .

%

LE . . .

%

LE . . .

%
schen unlegierten und legierten Al

0,30

Cr

0,30

Co

0,30

Stählen (Schmelzenanalyse)

Cu

0,40

Mn

1,65

Mo

0,08

Ni

0,30

Nb

0,06

Pb

0,40

Se

0,05

Si

0,60

Te

0,10

Ti

0,10

V

0,10

Bor

0,0008

W

0,30

Zr

0,05

Sonst.

0,10

Tab. 4.12 Grenze der che-

Element

Masseanteil in Element

Masseanteil in
mischen Zusammensetzung

%

%
zwischen Qualitäts- und Edel-

Cr

0,50

Cu

0,50
stählen bei schweißgeeigneten,

Mn

1,80

Mo

0,10
legierten Feinkornbaustählen

Nb

0,08

Ni

0,50

Ti, V, Zr
je 0,12

(Zirkon)

Unlegierte Qualitätsstähle

Hierbei handelt es sich um Stahlsorten, die nicht den Kriterien für Edelstähle entsprechen.

Unlegierte Edelstähle

Das sind Stahlsorten mit einem höheren Reinheitsgrad durch aufwendigere Metallurgie.

Sie erfüllen eine oder mehrere der folgenden Anforderungen:

besonders niedrige Gehalte an nichtmetallischen Einschlüssen,
gleichmäßiges Ansprechen auf Wärmebehandlungen, mit bestimmter Einhärtungstiefe
beim Oberflächenhärten,
festgelegter Mindestwert der Kerbschlagarbeit (vergütet), KV > 27 J bei 50 °C

(längs) bzw. > 16 J (quer).

Beispiele für unlegierte Edelstahlsorten

Stähle mit vorgeschriebenen max. P- und S-Gehalt < 0;02 % (Federdraht, Elektro-
den, Reifencorddraht),

Ausscheidungshärtende Stähle mit ferritisch-perlitischem Mikrogefüge ( 0;25 %

C),

Spannbetonstähle, Kernreaktorstähle,

Stähle mit festgelegter elektrischer Leitfähigkeit von >9 m=mm2.

Nichtrostende Stähle werden noch unterteilt:

Kriterium

Stahlart

Ni-Gehalt

Stähle mit < 2; 5 %

Stähle mit 2;5 %

Haupteigenschaften

Korrosionsbeständige Stähle

Hitzebeständige Stähle

Warmfeste Stähle

148

4

Stähle

Legierte Qualitätsstähle

Hierbei handelt es sich um Stahlsorten mit Anforderungen an die z. B. Zähigkeit, Korn-
größe oder Umformbarkeit. Sie sind i. Allg. nicht für ein Vergüten oder Oberflächenhärten
vorgesehen.

Stähle mit Dicken 16 mm, einer Streckgrenze <380 MPa und
festgelegtem Mindestwert der Kerbschlagarbeit KV > 27 J bei 50 °C (längs) oder

> 16 J (quer)

Gehalte an LE sind niedriger als in Tab. 4.12.

Beispiele für legierte Qualitätsstähle

Schweißgeeignete Feinkornstähle für Konstruktionen im Stahl-, Druckbehälter- und

Rohrleitungsbau, legierte Stähle für Schienen, Spundbohlen und Grubenausbau,

Legierte Stähle mit festgelegtem Cu-Gehalt,

Legierte Stähle für Flacherzeugnisse kalt- und warmgewalzt für die Kaltumformung
und mit B, Nb, Ti, V und/oder Zr legiert,

Dualphasenstähle (Tab. 4.31).

Legierte Edelstähle

Hierzu zählen außer den nichtrostenden Stählen alle Stahlsorten, die nicht zu den Quali-
tätsstählen gehören.

Beispiele für legierte Edelstähle

Einsatz- und Vergütungsstähle, Werkzeugstähle, Wälzlagerstähle, Schnellarbeitsstähle
und Stähle mit besonderen physikalischen Eigenschaften

DIN EN 10088-1/05 unterteilt die Stähle zusätzlich nach dem Gefüge in:

Ferritische, martensitische und ausscheidungshärtende, austenitisch-ferritische

Stähle,

Austenitische korrosionsbeständige Stähle,

Ferritische, austenitisch-ferritische und austenitische hitzebeständige Stähle,

Martensitische und austenitische warmfeste Stähle.

4.2

Stähle für allgemeine Verwendung

4.2.1

Anforderungsprofil

Die Masse des erzeugten Stahles besteht aus Grund- und Qualitätsstählen, die aufgrund
ihrer gewährleisteten Streckgrenze als Konstruktionswerkstoff eingesetzt werden. Tempe-

4.2

Stähle für allgemeine Verwendung

149

Tab. 4.13 Biegehalbmesser in mm

Sorte

Erzeugnisdicke s in mm

C %

1;5 >5. . . 6

> 10. . . 12
t: quer, l: längsa
l
t
l
t
l

S235J0C

0,19

1,6

8

10

20

25

S275J0C

0,21

2,0

10

12

25

32

S355J0C

0,23

2,5

10

12

25

32
a Lage der Biegeachse zur Walzrichtung
raturen und Korrosionsangriff müssen dem normalen Klima entsprechen. Für die Verar-
beitung sind folgende Eigenschaften wichtig:

Eignung zum Kaltumformen, z. B. durch Abkanten, Walzprofilieren oder Tief- und

Streckziehen. Sorten mit besonderer Kaltumformbarkeit werden im Kurzzeichen durch
ein nachgestelltes C gekennzeichnet. Genormte Stahlsorten mit besonderer Kaltum-
formbarkeit (Abschn. 4.5.2).

Die Erzeugnisse müssen das Abkanten mit bestimmtem Biegehalbmesser rissfrei ge-
währleisten (Tab. 4.13). Er ist von der Erzeugnisdicke abhängig und steigt mit der

Streckgrenze an (steigender C-Gehalt D steigender Zementitanteil mindert Dehnung).

Es gilt die Norm Technologischer Biegeversuch nach DIN EN ISO 7438/05 (Ab-
schn. 14.8.1).

Eignung zum Schmelzschweißen

Diese Eigenschaft hängt zunächst vom C-Gehalt ab (Tab. 3.2).

Steigende C-Gehalte lassen die Werte für Bruchdehnung A und Brucheinschnürung Z
absinken (Abb. 3.20). Der dadurch spröder gewordene Werkstoff ist durch das behin-
derte Schrumpfen während der Abkühlung rissgefährdet.

Sind weitere LE enthalten, so kann es bei der Abkühlung zur Aufhärtung kommen.

Das findet in den Bereichen statt, welche die Härtetemperatur überschritten hatten und
durch Luft und die Wärmableitung in die kälteren Bereiche abgeschreckt werden.

Der Anteil der LE wird auf einen gleichartig wirkenden (äquivalenten) Kohlenstoffanteil

CEV umgerechnet.

Kohlenstoffäquivalent CEV ist ein scheinbarer C-Gehalt, errechnet nach IIW (Inter-
national Institute of Welding).

CEV D C C Mn=6 C .Cr C Mo C V/=5 C .Ni C Cu/=15
in Masse-%

Nach dem CEV-Wert werden die Stähle in drei Gruppen eingeteilt (Tab. 4.14).

Bedingt schweißgeeignet bedeutet, dass unter gewissen Bedingungen, wie Vorwär-
men der Teile oder eine nachträgliche Wärmebehandlung, die Stähle für das Schweißen
geeignet werden.

150

4

Stähle

Tab. 4.14 Schweißeignung

. . . schweißgeeignet

CEV in %
und CEV-Wert
gut . . .

< 0;45
bedingt . . .

< 0;6
schwer . . .

> 0;6

Schwer schweißbare Stähle lassen sich mithilfe austenitischer Elektroden (z. B. aus

Cr-Ni-Mn-Stahl) schweißen. Eine Schweißnaht aus diesen nicht härtbaren Stählen mit
niedriger Streckgrenze kann beim Schrumpfen durch geringe plastische Verformung die

Spannungen abbauen, sodass sie keine gefährliche Höhe erreichen.

Die Elemente Cr und Si verbrennen beim Schweißen zu hochschmelzenden Oxiden,
die das Zusammenfließen der Schweißnahtränder behindern. Mn, das ebenfalls oxidiert,
erniedrigt durch sein Oxid den Schmelzpunkt der anderen. Dadurch gleicht Mn die un-
günstige Wirkung von Si und Cr aus.

4.2.2

Baustähle nach DIN EN 10025/04

Die Stähle sind nach ihrer gewährleisteten Mindest-Streckgrenze ReH benannt. Sie wird
bei den Sorten S185 bis S450J0 und E295 bis E360 durch den Einfluss der Eisenbegleiter
und des C-Gehaltes auf das Gefüge eingestellt:

Mischkristallverfestigung durch kleine Gehalte der im ˛-Eisen gelösten Eisenbegleiter,

Erhöhung des Perlitanteils im ferritisch-perlitischen Gefüge durch Mn-Gehalte,

Kornverfeinerung durch eine Pfannenbehandlung der Schmelze (Abschn. 4.1.4 Sekun-
därmetallurgie) und normalisierendes Walzen.

Jede Festigkeitsstufe enthält mehrere Sorten mit steigender Sicherheit gegen Sprödbruch.

Das wird durch kleinere P-, S- und N-Gehalte und Desoxidation (Feinkorn) erreicht.

Wegen der erforderlichen Schweißeignung und Kaltformbarkeit ist der C-Gehalt be-
grenzt auf Werte von 0,19. . . 0,27 %.

Mn ist in Anteilen von 1,5. . . 1,8 % enthalten und wirkt doppelt durch Bildung von

Mischkarbiden und Mischkristallverfestigung.

Eine Erhöhung der LE-Gehalte würde die Schweißeignung durch mögliche Aufhärtung
vermindern. Deshalb ist für die höheren Festigkeitsstufen die Kornverfeinerung (Korn-
grenzenverfestigung) wichtig.

Die wesentlichen Unterschiede der Stahlsorten einer Festigkeitsstufe (Tab. 4.15) lie-
gen in der steigenden Sprödbruchsicherheit. Sie wird mit dem Kerbschlagbiegeversuch
ermittelt.

Mit sinkender Temperatur erhöhen sich die Anforderungen an den Werkstoff, unter
ungünstigen Bedingungen noch verformbar zu bleiben.

4.2

Stähle für allgemeine Verwendung

151
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315

380

255

295

325
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16
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N

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235

355

450

295

335

360
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L
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nga
erte
ge

W

1.0038

1.0114

1.0117

1.0045

1.0153

1.0577

1.0596

1.0590

W

1.0050

1.0060

1.0070

A
w
it
arm
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ohne

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or

4
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ls
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h
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335

360
rucB

Ta

(A

Sta

Sta

S235JR

S235J0

S235J2

S355JR

S355J0

S355J2

S355K

S450J0

Sta

E

E

E
a

152

4

Stähle

Tab. 4.16 Kurzzeichen für

Zeichen

KV [J]

Zeichen

T [°C]

Dicke [mm]

Sprödbruchsicherheit, Werte

J

27

R

C20

> 12 250
gültig für Längsproben und

0

0

Dickenbereich

2

20

> 12 400

K

40

2

150

Damit ist die Sprödbruchsicherheit eines Stahles umso höher, je tiefer die Prüftempe-
raturen für die gewährleistete Kerbschlagarbeit KV liegen. Die angehängten Kurzzeichen
geben die Prüfbedingungen des Kerbschlagbiegeversuches an (Tab. 4.16).

I

Hinweis Für Anwendungen bei tieferen Temperaturen gibt es die kaltzähen

Stähle (Abschn. 4.4.1).

4.3

Baustähle höherer Festigkeit

Durch den Zwang zu Material- und Energieeinsparung in vielen Bereichen, besonders
im Fahrzeugbau, sind die Anforderungen an Stähle gestiegen. Um der Konkurrenz von

Leichtmetallen und faserverstärkten Kunststoffen – vor allem im Fahrzeugbau – zu begeg-
nen, hat die Stahlindustrie Baustähle höherer Festigkeit entwickelt, mit denen Material-
und Herstellungskosten gesenkt werden können. Voraussetzung waren Verfahren der Se-
kundärmetallurgie zur Absenkung des C-Gehaltes sowie der P- und S-Gehalte im Stahl.

Bei Verwendung hochfester Stähle können zum Beispiel im Stahl- und Brückenbau, für

Schwerlast- und Kranfahrzeuge erhebliche Einsparungen erzielt werden durch (Abb. 4.7):

kleinere Blechdicken (kleinere Masse) bei etwas höheren Werkstoffkosten/t Stahl,

Wegfall des Vorwärmens zum Schweißen,

Nahtvolumen kleiner, kürzere Schweißzeiten.

I

Hinweis Beim Ersatz konventioneller Stahlsorten durch höherfeste Stähle sind
kleinere Querschnitte möglich. Damit sich die Durchbiegung nicht vergrößert

(gleiche E-Moduln), müssen dann die Flächenmomente vergrößert werden.

Abb. 4.7 Einfluss der Stahl-

Kostenverhältnis
sorte auf die Gestehungskosten

1
bei Mobilkranen

0,8

0,6

0,4

0,2

0

S355JO

S690Q

S890Q

S960Q

St52-3

StE690

StE885

StE960

4.3

Baustähle höherer Festigkeit

153

Tab. 4.17 Anforderungen an höherfeste Stähle

Anforderung

Maßnahme

Schweißeignung,

Niedrige C-und LE-Gehalte, perlitarm oder perlitfrei, Feinkorn,

Kaltformbarkeit,

P- u. S-Gehalte weiter abgesenkt
kaltzäh bei 40 °C

Hohe Streckgrenze

Kombination festigkeitssteigernder Maßnahmen

Abb. 4.8 Erhöhung der

Streckgrenze Rp0;2 bei mi-
krolegierten Feinkornstählen

(nach L. Meyer)

4.3.1

Die Erhöhung der Festigkeit

Um die Anforderungen an diese höherfesten Stähle zu erfüllen, sind zusätzliche metallur-
gische Maßnahmen erforderlich (Tab. 4.17).

Der Zementitanteil begrenzt die Kaltformbarkeit und senkt die Zähigkeit. C-arme

Stähle haben diese Schwächen nicht, sind gut schweißgeeignet und haben dafür niedrige

Streckgrenzen.

So muss die Steigerung ihrer Festigkeit durch solche Maßnahmen erfolgen, die weder

Schweißeignung, Kaltformbarkeit noch Kaltzähigkeit senken. Das geschieht durch eine

Kombination von Verfestigungsmechanismen (Abb. 4.8).

Voraussetzung sind geringe Gehalte bestimmter LE (mikrolegiert) in Verbindung mit
thermomechanischer Behandlung. Sie erzielt ein besonders feinkörniges Gefüge, das auf
andere Weise nicht erzeugt werden kann (Anhängezeichen M). Dadurch wird in Verbin-
dung mit kleinen P- u. S-Gehalten die Übergangstemperatur TÜ zu tiefen Temperaturen
verschoben (Kaltzähigkeit).

Tab. 4.18 CE-Werte einiger Baustähle

Sorte

Veraltete Bezeichnung

C %

CEa

S355J2

St 52-3

0,2

0,45

S355N

StE 355 N

0,2

0,43

S355M

StE 355 TM

0,16

0,39
a für Blechdicken 40 mm

154

4

Stähle

Mikrolegierte Stähle enthalten nur geringe Anteile einer Kombination der LE Nb, Ti,

Al und V. Ihre Wirkung beruht auf der Aushärtung in Verbindung mit der Thermomecha-
nischen Behandlung TM (Abschn. 5.3.2).

Die CEV-Werte dieser Stähle liegen niedriger als bei konventionellen Stählen gleicher

Festigkeit.

Tabelle 4.18 vergleicht drei Sorten mit gleicher Streckgrenze von 355 MPa. Der nor-
malisierte Stahl (N) hat bei gleichem C-Gehalt ein kleineres CE als der S355J2, während
der TM-Stahl (M) diese Festigkeit mit kleinerem C-Gehalt und damit kleinerem CE-Wert
besitzt.

4.3.2

Nicht vergütete schweißgeeignete Feinkornbaustähle

Für solche Feinkornbaustähle gelten folgende Normen (Tab. 4.19):

Tab. 4.19 Normenübersicht

DIN EN 10025/04 Warmgewalzte Erzeugnisse

DIN EN 10028/07 Flacherzeugnisse aus
aus schweißgeeigneten Feinkornbaustählen

Druckbehälterstählen (Tab. 4.14)

(Tab. 4.14)

Schweißgeeignete Feinkornbaustähle

T 3: normalgeglühte/normalisierend gewalzte

T 3: normalisierend gewalzt (N)

Stähle (N)

T 5: thermomechanisch gewalzt (M)

T 4: thermomechanisch gewalzte Stähle (M)

DIN EN 10222-4/98 Schmiedestücke aus Stahl für Druckbehälter, schweißgeeignete Feinkorn-
baustähle hoher Dehngrenze

Kaltzähe Sorten werden durch angehängte Zeichen L oder L1, auch L2 unterschie-
den. Bei sonst ähnlichen Analysewerten haben sie noch weiter abgesenkte P- und S-

Gehalte und damit steigende Kaltzähigkeit (Kerbschlagarbeit KV für tiefere Temperaturen
in Tab. 4.20).

4.3.3

Vergütete schweißgeeignete Feinkornbaustähle,

DIN EN 10025-6/04

Höhere Streckgrenzenwerte von 500. . . 960 MPa werden durch Abschrecken der Ni-
legierten Stähle (2 %) in Wasser und Anlassen erreicht. Durch niedrigste C-Gehalte

( 0;2 %) hat der bei ca. 650 °C angelassene Martensit andere Eigenschaften als der
in Werkzeugstählen. Die Kaltzähigkeit steigt bei den Sorten mit den Anhängesymbolen

Q < QL < QL1 durch höheren Reinheitsgrad (P C S-Gehalte, Tab. 4.21), die Bruchdeh-
nungen fallen mit steigender Streckgrenze ab.

4.3

Baustähle höherer Festigkeit

155

°C

#

°C

40

40

–

31
erte

–

27

30

–

27

40

-W
c

°C

KV

°C

20
re

20

Joule
essen

40

47

30

35

40

27

40

60
höhe

KV
emg
n
eit
n

C
elteg C
arb
obepr 0° 47 55

0°

40

50

60

40

60

80
lag
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-S

Lä

P
erb
n

10025/04

K

A

Sorte

N/M

NL/ML

Für

Sorte

N

NL1

NL2

M

ML1

ML2

NE

IN

]

D
b A

[%

24

22

19

17
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...610

...660

...720
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–

450

500

530
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10028/09

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——

P355M

ML1

ML2

P420M

ML1

ML2

P460M

ML1

ML2
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...510

...630

...720
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490

——

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Ku

P275N

NL1

NL2

P355N

NL1

NL2

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P460N

NL1

NL2

Str
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P-
a]

...510

...630

...680

...720
obe
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und
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d

R

[MP

370

470

520

550
lt

S-

A
h
n
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le
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4
lte

V

T-
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a

S275M

ML

S355M

ML

S420M

ML

S460M

ML

10025/04
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0
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erte

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N
am
erte

4

E

K

.

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-W
b

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3
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-W

D

A

KV

Ta

D

T-

Ku

S275N

NL

S355N

NL

S420N

NL

S460N

NL
a
b
c

156

4

Stähle

Tab. 4.21 Feinkornbaustähle, vergütet, Unterschiede der Sorten Q, QL, QL1a

Sorte

S460Q

S500Q

S550Q

S620Q

S690Q

S890Q

S960Q

Rm in

550. . . 720 590. . . 770 640. . . 820 700. . . 890 770. . . 940 940. . . 1100 980. . . 1150

MPa

A in %

17

17

16

15

14

11

10

Kerbschlagarbeit

Alle Q-Sorten: KV bei 0 ıC D 40 J

Rm und A wie oben

Kerbschlagarbeit KV (Längsproben) in J bei T

Variante

P %

S %

20 °C

40 °C

60 °C

S . . . QL

0;025

0;015

40

30

–

S . . . QL1 0;020

0;010

50

40

30
a Mechanische Werte für Erzeugnisdicken von 3. . . 50 mm; Nicht genormt ist: S1100QL

(1.8942) mit R D
m

1200. . . 1500 MPa bei 8 % Bruchdehnung, S-Gehalt 0,005 % (XABO® 1100).

4.4

Stähle mit besonderen Eigenschaften

4.4.1

Kaltzähe Stähle

Wenn die kaltzähen Sorten der Feinkornbaustähle (bis 50 °C) den Anforderungen nicht
mehr genügen, z. B. bei Rohrleitungen, Armaturen und Apparaten, die mit verflüssigten

Gasen in Kontakt sind oder in Gebieten mit Dauerfrost eingesetzt werden, werden Stahl-
sorten mit besonderen Eigenschaften nach Tab. 4.22 angewendet.

Durch die folgenden Maßnahmen wird der Steilabfall der Kerbschlagarbeit zu tieferen

Temperaturen verschoben, die Stähle werden damit kaltzäh.

Anforderungsprofil kaltzäher Stähle

Hohe Sicherheit gegen Sprödbruch, wenn Leitungen oder Behälter bei den tiefen Tem-
peraturen verformt werden (z. B. durch Unfall oder Erdsetzungen). Schweißeignung und

Korrosionsbeständigkeit bei Rohren und Behältern.

Tab. 4.22 Kaltzähe Stähle DIN EN 10028-4/09

Sorte

Zustand

Werk-St. Nr.:

KV mit

R m;min= R eH;min
bei . . . °C

11MnNi5-3

CN

1.6212

40

60

420/275

13MnNi6-3

CN

1.6217

40

60

490/345

15NiMn6

CN

1.6228

40

80

490/345

12Ni14

CN

1.5637

40

100

490/345

X12Ni5

CN

1.5680

40

120

530/380

X8Ni9

CN

1.5662

50

196

640/480

CQT

–

70

196

680/575

X7Ni9

CQT

1.5663

100

196

680/575

4.4

Stähle mit besonderen Eigenschaften

157

Tab. 4.23 Siedetemperaturen

Propan

42

Argon

186
einiger technischer Gase in °C

CO

2

79

N2

196

Ethan

89

H

2

253

Methan

164

He

269

O

2

183

Eigenschaftsprofil kaltzäher Stähle

Schweißeignung und Zähigkeit werden durch metallurgische Maßnahmen erreicht.

Niedrige C-Gehalte, hoher Reinheitsgrad

Feinkörnigkeit durch TM-Behandlung

Legieren mit Ni und Vergüten

Eine Stahlauswahl kann nach der Arbeitstemperatur der Betriebsmittel (Tab. 4.23) in Ver-
bindung mit Tab. 4.22, Spalte 3 Kerbschlagarbeit/Temperatur erfolgen.

Weitere Normen

DIN EN 10213/07

Stahlgusssorten für tiefe Temperaturen

DIN EN 10222-3/98

Schmiedestücke aus Stahl, Nickelstähle

DIN EN 1562/12

Temperguss, kaltzäh

DIN EN 10028-7/07

Austenitische Stähle für Druckbehälter

4.4.2

Wetterfeste Baustähle DIN EN 10025-5/04

Diese Stähle bilden durch Einwirkung der Umgebung fest haftende Schutzschichten. Das
wird erreicht durch kleine Gehalte von Cu, Cr und Ni. Dadurch haben sie eine niedri-
ge Korrosionsgeschwindigkeit. Die Wetterbeständigkeit gilt für Industrieklimate, jedoch
nicht für Meeresnähe und chloridhaltige Luft.

I

Hinweis Wetterfeste Stähle 434/04 Merkblatt über www.stahl-info.de/.

Die mechanischen und Verarbeitungseigenschaften gleichen denen der Stähle nach

DIN EN 10025-2/04. Wetterfeste Baustähle werden im Stahlhochbau, für Fahrzeuge und

Anlagen im Freien sowie für Spundwände verwendet.

4.4.3

Austenitische Stähle

Wie in Abschn. 4.1.6 erläutert, erweitern die Elemente Ni, Mn und N neben dem Koh-
lenstoff den Existenzbereich der
-Mischkristalle bei bestimmten Gehalten bis auf RT. Es
entstehen umwandlungsfreie, homogene Stähle.

158

4

Stähle

Abb. 4.9 Gefüge von C-
armen Cr-Ni-Stählen nach
dem Abschrecken aus 1000 °C

Abbildung 4.9 zeigt die Gefüge der Cr-Ni-Stähle in Abhängigkeit vom Cr- und Ni-

Gehalt bei 0,2 % C.

Homogener Austenit wird erst bei hohen Ni-Gehalten erreicht (>24 %).

Durch Cr-Zusatz kann der Ni-Gehalt reduziert werden, sodass mit 18 % Cr manch-
mal bereits 8 % Ni genügen, ein austenitisches Gefüge durch Abschrecken auf RT zu
erhalten.

Austenitische Stähle basieren auf der 1912 von Krupp als Rostfreier Stahl patentierten

Sorte mit 18 % Cr und 8 % Ni bei niedrigem C-Gehalt.

Durch ihr kfz-Gefüge besitzen austenitische Stähle eine Kombination von Eigenschaf-
ten, sodass sie bei besonderen Anforderungen eingesetzt werden können (Tab. 4.24).

Beispiel für die Verfestigungsneigung austenitischer Stähle

Beim Bohren von austenitischem Stahl mit unscharfen Bohrern kommt es zur Erhö-
hung der Vorschubkraft mit geringer plastischer Verformung (niedrige Streckgrenze)

und Martensitbildung. Der Bohrer schneidet noch weniger, reibt, erhitzt sich, wird hö-
her angelassen und erweicht.

Abhilfe schafft eine Erhöhung des Ni-Gehaltes zur Stabilisierung des Austenits. Stahl-
sorten für Tiefziehzwecke haben deshalb 10. . . 12 % Ni.

Die Korrosionsbeständigkeit wird durch Erhöhung von Cr und Ni und Zusatz weiterer

LE für alle chemisch angreifenden Stoffe angepasst.

Normung

DIN EN 10088/05 Korrosionsbeständige Stähle (Abschn. 12.5.2 Korrosion,

Tab. 12.14),

DIN EN 10283/10 Korrosionsbeständiger Stahlguss,

DIN EN 10028-7/07 Flacherzeugnisse für Druckbehälter, nichtrostende Stähle.

4.4

Stähle mit besonderen Eigenschaften

159

Tab. 4.24 Eigenschaftsprofil der austenitischen Stähle

Merkmale

Ursachen, Eigenschaften

Stahlgruppe

Homogenes Gefüge

Das kfz-Gitter hat maximale Gleitmög-

Kaltzähe Stähle
aus kfz-Mischkristallen lichkeiten, beste Kaltumformbarkeit,
hohe Werte für Bruchdehnung und

Brucheinschnürung, ebenso für die Kerb-
schlagarbeit bis 200 °C

Korrosionsbeständigkeit, die mit dem

Korrosionsbeständige

Gehalt an weiteren Legierungselementen

Stähle
steigt

Streckgrenze niedrig,

Niedrige kritische Schubspannung im kfz-

Schweißelektroden
bei hoher Zugfestig-

Gitter, für höher beanspruchte Bauteile
keit, dadurch Großer
sind deshalb N-legierte und aushärtbare

Aushärtbare austenitische

Dehnungsbereich im

Sorten mit höherer Streckgrenze entwi-

Stähle

, "-Diagramm
ckelt worden

Stickstoff N wird beim Umschmelzen
unter Druck zugesetzt und wirkt auf Zwi-
schengitterplätzen verfestigend, durch

Übersättigung kommt es später zur Aus-
scheidungshärtung

Umwandlungsfrei

Keine Möglichkeit zum Härten, Vergüten

Warmfeste, hitze-
und Normalisieren. Rekristallisationsglü-
beständige Stähle
hen ist möglich. Keine Volumenänderung
wie sie bei umwandelnden Stählen erfolgt.

Dadurch kein Abscheren von Oberflächen-
schutzschichten

Unmagnetisierbar

Eigenschaft des kfz-Gitters. Wegen des

Nicht magnetisierbare
metastabilen Austenits haben diese Stähle

Stähle
höhere Anteile an LE

Der metastabile Austenit kann sich bei Kaltumformung umwandeln und zusammen mit gelösten

C-Atomen Martensit bilden. Das ist die Ursache für die starke Verfestigungsneigung austenitischer

Stähle.

4.4.4

Ferritische Stähle

Wie im Abschn. 4.1.6 erläutert, engen die Elemente Cr, Si, Al und einige weitere das

Austenitgebiet ein oder schnüren es ab. So entstehen bei höheren Gehalten dieser Legie-
rungselemente die umwandlungsfreien, homogenen ferritischen Stähle (Abb. 4.5).

Ferritische Cr-Stähle werden wegen des homogenen Gefüges als korrosionsbeständi-
ge Werkstoffe sowie aufgrund ihrer Umwandlungsfreiheit als hitzebeständige Werkstoffe
eingesetzt.

Voraussetzung sind > 13 % Cr und ein niedriger C-Gehalt. Cr wird als Karbidbildner
von C-Atomen gebunden und so dem Mischkristall entzogen. Damit würde weniger Cr für
die Veränderung des Kristallgitters zur Verfügung stehen und die Korrosionsbeständigkeit

160

4

Stähle
wäre nicht mehr gegeben (vgl. auch korrosionsbeständige, ferritische Stähle, Kap. 12,

Tab. 12.14).

Hitzebeständigkeit Weil die
-˛-Umwandlung (und ˛-
) mit einer sprungartigen Vo-
lumenänderung fehlt, wird eine entstandene Oxidschicht nicht gelockert. Sie ist auch bei
ständigen Wärm- und Abkühlzyklen festhaftend und wird durch die Elemente Si und Al
verstärkt (Hitzebeständige Stähle, Abschn. 4.4.5).

Schweißeignung Beim Erwärmen entstehen Cr-Karbide (Cr23C6) als weitere Phase und
der Ferrit verarmt an Cr. Damit verliert er seine Korrosionsbeständigkeit (Interkristalline

Korrosion, Abschn. 12.3.2). Stärkere Karbidbildner wie Ti stabilisieren das homogene

Gefüge.

Cr-ärmere Stähle unterliegen der Umwandlung und sind dann härtbar (Abb. 4.6).

Durch die Verfahren der Sekundärmetallurgie können schweißgeeignete, beständige

Cr-Stähle mit sehr niedrigem C-Gehalt erzeugt werden. Sie sind auch nach dem Schwei-
ßen korrosionsbeständig, da ohne C-Atome keine Karbidausscheidungen erfolgen können.

Tabelle 4.25 vergleicht abschließend die austenitischen und ferritischen Stähle:

Tab. 4.25 Vergleich austenitischer und ferritischer Stähle

Kriterium

Austenitische Stähle

Ferritische Stähle

Hochlegiert mit,

Ni, Mn (Cr), Zusätze von Mo, V, Ti,

Cr, Zusätze von Al, Si, Mo; V
stabilisiert durch

Nb, Ta, einzeln oder kombiniert

Ti

Gefüge

Homogene Gefüge entstehen durch Abschrecken aus Temperaturen von

1000 °C, kubisch-flächen-

800 °C, kubisch-raumzentriert
zentriert

(bei höheren Gehalten an LE auch nach langsamer Abkühlung)

Zähigkeit

Hoch, kein Steilabfall, kaltzäh

Niedriger, Steilabfall, kaltspröde

Kaltformbarkeit

Hoch, dabei stark kaltverfestigend,

Geringer, wenig verfestigend, Halb-
wird besser mit steigenden Ni-
warmumformung günstig

Gehalten

Schweißeignung

Sehr gut

Geringer

Nur bei sehr niedrigen C-Gehalten oder durch Zusatz von starken Karbid-
bildnern (Ti, Nb), die das Gefüge gegen Chromverarmung stabilisieren,
sonst Gefahr von interkristalliner Korrosion

Korrosions-

Durch Zusatz weiterer LE breite

Gegen Wasser, Dampf, nicht anfäl-
beständigkeit

Anwendung mit zahlreichen Sorten
lig gegen Spannungsrisskorrosion

(SpRK)

Warmfestigkeit

650 °C. . . 750 °C (ausgehärtet).

300. . . 600 °C im Glühzustand.

Hochwarmfeste Stähle

Warmfester, ferritischer Stahlguss

Hitzebeständigkeit

800. . . 1150 °C, Si-Zusatz, wenig

750. . . 1150 °C, Al- und Si-Zusatz
beständig gegen S-haltige Gase und
bewirken Beständigkeit gegen oxi-

Aufkohlung
dierende und S-haltige Gase

4.4

Stähle mit besonderen Eigenschaften

161

Tab. 4.26 Eigenschaftsprofil

Eigenschaft

Maßnahme
warmfester Stähle

Kaltformbarkeit

0,1. . . 0,15 % C

Schweißeignung
max. 0,25 % Si

Vergütbarkeit

. . . 2,2 % Cr

Anlassbeständigkeit

. . . 1 % Mo; . . . 0,3 % V

Zähigkeit

Durch niedrigen C-Gehalt und

(Sprödbruchsicherheit)

Vergütung

4.4.5

Stähle für Einsatz bei hohen Temperaturen

Die Stähle dürfen bei der Gebrauchstemperatur keine Gefügeveränderungen erleiden, die
zu Erweichung führen. Durch die thermische Aktivierung verlieren die Mechanismen der

Festigkeitssteigerung z. T. ihre Wirkung, sodass Versetzungen, die bei RT blockiert sind,
nun langsam wandern, z. T. in andere Ebenen klettern können. Durch Diffusion wirken

Korngrenzen nicht mehr als Hindernisse, es kommt zum Korngrenzengleiten. Feindispers
ausgeschiedene Teilchen können in Lösung gehen und wirken nicht mehr verfestigend.

Die Folge ist das Kriechen.

Für höhere Temperaturen gelten deshalb die sog. Zeitfestigkeiten:

Zeitstandfestigkeit Rm=t=T ist die Spannung , die nach einer Zeit t bei der Temperatur

T zum Bruch führt.

Zeitdehngrenze Rp="=t=T ist die Spannung , die nach einer Zeit t bei der Tempera-
tur T eine bestimmte Dehnung " (in %) hervorruft.

Warmfeste Stähle für den Dauereinsatz, z. B. in Dampferzeugungsanlagen als Kesselroh-
re, Sammler usw., müssen das folgende Eigenschaftsprofil aufweisen (Tab. 4.26):

Unlegierte Stähle sind vergütet bis ca. 400 °C einsetzbar.

Legierte Stahlsorten enthalten Cr, Mo und V zur Mischkristallverfestigung, zur An-
hebung der Anlasstemperatur und zur Bildung thermisch stabiler, feinstverteilter Karbide
als Kriechhindernisse. Die Stähle werden vergütet (bainitisiert) und sind bis ca. 540 °C
geeignet (Tab. 4.27).

Hochwarmfeste Stähle sind ferritisch-martensitisch durch 12 % Cr und bis ca. 600 °C
einsetzbar. Darüber werden austenitische CrNi-Stähle bis 700 °C verwendet, noch höher
müssen Ni- und Co-Basislegierungen eingesetzt werden.

Entwicklungen Höhere Arbeitstemperaturen, d. h. höherer Wirkungsgrad, werden er-
möglicht durch:

Erhöhung der Lebensdauer (Standzeit) herkömmlicher Stoffe (z. B. durch Wärme-
dämmschichten auf Gasturbinenschaufeln aus stabilisiertem ZrO2 durch Plasmasprit-
zen aufgebracht (Wärmedehnung wie bei Metallen)),

162

4

Stähle

Tab. 4.27 Auswahl warmfester Stähle DIN EN 10028/09

Sorte

Kurzzeitversucha

Langzeiteigenschaften über 100.000 h Gefüge

R p0;2 [MPa] bei T [°C] [MPa] bei T [°C]

50

300 400 500

500

550

600

650

R p1 R m R p1 R m R p1 R m R p1 R m

P265GH

237 160 139 –
ferrit.-perlit.

P460NH

416 281 244 –
ferrit.-perlit.

13CrMo4-5

285 209 180 159

98 137 36

49
vergütet

10CrMo9-10

270 221 198 173

103 135 49

68 22

34
vergütet

X20CrMoV12-1b 490 390 360 290

190 235 98

128 43

59 17

23
vergütet

X8CrNiNb16-13

205 137 128 118

157

154

108 49

64
austenitisch

GX23CrMo12-1c 540 430 390 340

172 207 91

118 34

49 –

–
oberer Bainit
a Erzeugnisdicke t < 60 mm;
b DIN EN 10222-2/99;
c DIN EN 10213/07

Entwicklung von neuen Werkstoffen mit höherer thermischer Beständigkeit mithilfe
von ODS-Legierungen (vgl. Abschn. 10.4) oder IP-Werkstoffen (TiAl, Ti3Al, NiAl,

TiSi2). Intermetallische Phasen haben keine Gleitsysteme im Kristallgitter, es erfolgt
somit kein Kriechen.

Hitzebeständige Stähle

Hitzebeständigkeit bedeutet Widerstand gegen Zunderung durch heiße Gase verbunden
mit Gefügestabilität bei der Betriebstemperatur. Die LE Cr, Al und Si reagieren mit den
heißen Gasen und bilden eine dichte Schutzschicht. Der Grundwerkstoff muss umwand-
lungsfrei sein.

Eisen und seine Oxide haben unterschiedliche Wärmeausdehnung. Dadurch wird bei

Stählen mit
-˛-Umwandlung die gebildete Oxidschicht beim Wechsel von Erwärmen
und Abkühlen gelockert (Volumensprung, Abb. 3.3), sodass ständig eine weitere, tiefer
gehende Oxidation stattfindet.

Die Stähle sind deshalb hochlegiert und
ferritisch durch 7. . . 27 % Cr oder
austenitisch durch 18. . . 36 % Cr C 8. . . 20 % Ni und weiteren Elementen für die Bil-
dung der Schutzschichten zur Erhöhung von Zunderbeständigkeit und Warmfestigkeit.

Werkstoffwahl erfolgt nach der Art des Gases (Tab. 4.28) und der Dauergebrauch-
stemperatur. Austenitische Sorten haben höhere Zeitfestigkeiten, die aber insgesamt
niedrig sind. Die Zeitstandfestigkeit Rm=10000 liegt für 900. . . 1000 °C etwa zwischen

20 und 3 MPa, je nach Sorte.

4.5

Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

163

Tab. 4.28 Beständigkeit der

Beständigkeit gegen Gase

Ferritisch

Austenitisch

Sorten

7. . . 25 % Cr

9. . . 21 % Ni

S-haltig, oxidierend
sehr groß
mittel. . . gering

S-haltig, reduzierend
mittel (groß)

gering

N-reich, O-arm
gering
groß
aufkohlend
gering
gering

Für hitzebeständige Stähle gelten folgende Normen:

Hitzebeständige Stähle und Ni-Legierungen DIN EN 10095/99:

– ferritische Sorten vom Typ CrAlSi (7. . . 25 % Cr), X3CrAlTi18-2 und X18CrNi28 für

Temperaturen von 800. . . 1000 °C (in Luft!),

– austenitische Sorten Typ CrNi/CrNiTi, NiCrSi/NiCrAlTi für 850. . . 1170 °C,

– Ni-Basis-Legierungen: NiCr15Fe, NiCr20Ti, NiCr23Fe geeignet für 1150–1200 °C.

Ventilwerkstoffe DIN EN 10090/98 ähnliche Analysen (Al-frei), höhere C-Gehalte

Hitzebeständiger Stahlguss DIN EN 10295/02 ähnliche Analysen (Al-frei), höhere C-

Gehalte.

Diese Stähle werden in Bauteilen für Industrieöfen und Geräte zum Handhaben und För-
dern des Glühgutes (Gestelle, Ofenrollen), in Teilen für den Dampfkesselbau, in chemi-
schen Apparaten und Anlagen zur Erdölverarbeitung eingesetzt.

Normung

DIN EN 10028/09 Flacherzeugnisse aus Druckbehälterstählen:

T-2 unlegierte und legierte, warmfeste Stähle;

T-3 schweißgeeignete Feinkornbaustähle, normalgeglüht; T-5 wie vor, TM-gewalzt;

T-6 wie vor, vergütet; T-7/08 nichtrostende Stähle;

DIN EN 10213/07 Stahlguss für Druckbehälter, warmfeste Stähle;

DIN EN 10222-2/99 Schmiedestücke aus ferritischen und martensitischen Stählen
für höhere Temperaturen.

4.5

Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

4.5.1

Automatenstähle

Automatenstähle (Tab. 4.29) sind Stähle mit Eignung für das Spanen bei hohen Schnittge-
schwindigkeiten unter geringem Werkzeugverschleiß bei guter Spanbildung, Spanabfuhr
und Oberflächengüte.

Diese Eigenschaften werden durch S-Gehalte von 0,08. . . 0,4 % und evtl. zusätzlich

0,15. . . 0,35 % Pb erreicht. Die feinverteilten Sulfide wirken spanbrechend. Die Sorten
haben Festigkeiten Rm zwischen 380. . . 570 MPa und Bruchdehnungen A von 25 bis 8 %.

164

4

Stähle

Tab. 4.29 Automatenstähle DIN EN 10087/98

Normale

Einsatzstähle

Vergütungsstähle

Sorten

11SMn30

10S20

35S20, 35SPb20

11SMnPb30

10SPb20

38SMn28, 38SMnPb28

11SMn37

15SMn13

44SMn28, 44SMnPb28

11SMnPb37

46S20, 46SPb20

Automatenstähle werden verwendet für Massendrehteile für Feinmaschinen, den Geräte- und Ap-
paratebau, auch für dünnwandige und verwickelte Formen.

4.5.2

Stähle zum Kaltumformen

Stähle zum Kaltumformen sollten folgendes Anforderungsprofil erfüllen: Eignung für die
zahlreichen Verfahren des Umformens bei kleinen Kräften (Energie- und Werkzeugauf-
wand) im Blech, im fertigen Bauteil dagegen höherer Widerstand gegen Beulen und Crash
durch die Verformungsverfestigung.

Die Verformungsverfestigung wird durch den Verfestigungsexponenten n
n D ln.1 C "gl/
bewertet.

Er hängt von der Gleichmaßdehnung "gl ab. Wenn die Fließkurve im doppelt log. Netz
dargestellt wird (Gerade), so entspricht deren Steigung dem Verfestigungsexponenten n.

n-Werte liegen bei Tiefziehstählen zwischen 0,18 und 0,3, je höher, desto stärker ist die

Kaltverfestigung und umso geringer die Dickenminderung (Einschnürung), die zu Rissen
führen kann, wichtig für Umformen unter allseitigem Zug, z. B. beim Streckziehen oder
bei Böden von gezogenen Näpfen.

Stähle guter Kaltformbarkeit lassen sich am Spannungs-Dehnungs-Diagramm erken-
nen:

niedrige Streckgrenze Re bzw. Rp0;2,
stetig steigende Kennlinie mit großer Gleichmaßdehnung "gl bis zum Maximum,
insgesamt hohe Bruchdehnung A.

Für die Kaltformbarkeit und Schweißeignung sind niedrige Gehalte an C und nichtmetal-
lischen Teilchen erforderlich.

Die weichen Stahlsorten (Tab. 4.30) haben niedrige, fallende Gehalte an C, P, S und

Mn mit steigender Bruchdehnung A80 und dabei sinkender Streckgrenze Re bzw. Rpo;2.

Durch das Walzen und Glühen entstehen Ausrichtungen der Kristalle (Texturen) in der

Walzrichtung. Beim Umformen wird das Blech in der Ebene nach allen Richtungen bean-
sprucht. Erwünscht ist geringe Anisotropie. Das unterschiedliche Fließen in Breiten- und

Dickenrichtung (anisotropes Verhalten) lässt sich am Verhältnis der Formänderungen von

4.5

Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

165

Tab. 4.30 Kaltgewalztes Blech und Band aus weichen Stählen z. Kaltumformen DIN EN 10130/06

Sorte

Werk-

C

Mn

Festigkeitena

A
c, d
c

80

Verwendung
r90
n90
stoff-
max. max. R

%
min
min
e; R p0;2

R m

Nr.

[%]

[%]

DC01

1.0330 0,12

0,60

=280

270. . . 410

28

Abkanten, Sicken

–

–

DC03

1.0347 0,10

0,45

=240

270. . . 370

34

Einfaches

1,3

–

Tiefziehen

DC04

1.0338 0,08

0,40

=210

270. . . 350

38

Für höhere

1,6

0,18

DC05

1.0312 0,06

0,35

=180

270. . . 330

40

Umformansprüche

1,9

0,20

DC06b 1.0873 0,02

0,25

=170

270. . . 350

41

Sondertiefziehgüten 2,1

0,22

DC07b 1.0898 0,01

0,20

=150

250. . . 310

44

2,5
a Als Streckgrenze kann ein Mindestwert 140 MPa verwendet werden, bei DCO6 120 MPa und bei

DO7 100 MPa
b legiert, Zusatz von max. 0,3 % Ti
c Werte gelten für Erzeugnisdicken 0;5 mm
d für Dicken > 2 mm sind um 0,2 kleinere Werte anzusetzen

Breite zu Dicke der Probe nach dem Versuch beurteilen und wird senkrechte Anisotropie
r genannt.

Höherfeste Stähle für den Fahrzeugbau

Neue Stahltypen mit hoher Streckgrenze bei geringerer Bruchdehnung sind wichtig für
wenig gewölbte, großflächige Blechteile (z. B. Kühlerhauben, Dächer) mit kleineren

Blechdicken, ohne dass Beulfestigkeit und Crash-Verhalten absinken.

Hohe Festigkeit im Bauteil entsteht durch zusätzliche Verfestigungsmechanismen

(Tab. 4.31 und Abb. 4.10).

Al-Gehalte senken die Dichte.

Geschweißte Platinen und Rohre als Vorprodukte (Abb. 4.11) senken die Kosten.

Die neuen Sorten sind erst teilweise genormt.

Die Kfz-Industrie ist wichtigster Abnehmer von Feinblechen. Der Trend zum Leicht-
bau, die Konkurrenz von Al- und Mg-Legierungen sowie verstärkten Polymeren führen
zu Neuentwicklungen bei Blechen zum Kaltumformen.

Neue Sorten besitzen niedrige C- und LE-Gehalte, um hohe Verformbarkeit zu erhal-
ten. Höhere Festigkeiten werden durch gezielte Anteile von LE in Verbindung mit einer
gesteuerten Abkühlung erreicht.

Im ZTU-Diagramm schneidet dabei die Abkühlkurve bestimmte Felder, sodass Gefüge
mit zwei oder mehr Phasen in steuerbaren Anteilen entstehen können.

Neuere Entwicklungen sind hoch Mn-legierte Stähle mit austenitischem Gefügeanteil

(Abb. 4.4).

166

4

Stähle

Tab. 4.31 Entwicklungen für höherfeste Stähle

Stahltyp

Beispiela

Beschreibung

Y-Stähle

HC160Y

Ferritische Stähle ohne C-Atome auf Zwischengitterplätzen.

(Interstitiell frei)

Max. 0.01 % C sind an 0,12 % Ti C 0,09 % Nb gebunden.

Dadurch hohe Kaltformbarkeit

B-Stähle

HC180B

Sorten, die beim Einbrennen des Lacks aushärten. Anliefe-

(Bake-Hardening-
rungszustand ist lösungsbehandelt, mit einer noch niedrigen

Effekt)

Streckgrenze. Das Einbrennen stellt den Auslagerungs-
vorgang dar. Die Streckgrenze erhöht sich um den Index

BH D

2

35. . . 40 MPa

LA-Stähle

HC260LA

Mikrolegierte Stähle, C-arm, mit Nb/Ti legiert, Festigkeit

(low alloy)

wird durch Aushärtung erreicht

FB-Stähle

HDT450F

0,18 % C, 0,005 % B, ferritisch-bainitisch

DP-Stähleb

HCT450X
ca. 0,14. . . 0,23 % C, 2 % Mn, 2 % Al, 1 % CrCMo, Ferrit

(Dualphasen-
mit ca. 20 % Martensitinseln durch schnelles Abkühlen aus
stähle)

dem
-˛-Zweiphasenfeld

CP-Stähleb

HCT600C
ca. 0,18 % C, 2,2 % Mn, 2 % Al, 1 % CrCMo. Mehrphasige

(Komplex-

Gefüge aus Ferrit, Martensit und Bainit
phasenstähle)

TRIP-Stähleb

HCT690T
ca. 0,3 % C, 2,5 % Mn, 2 % Al; 2 % Si, metastabiler Aus-

(Restaustenit-
tenit im ferritisch-bainitischen Gefüge durch schnelle
stähle)

Abkühlung nach dem Endwalzen bei Temperaturen von

Transformation

800. . . 900 °C und Haspeln bei ca. 300 °C. Kaltumformung
induced Plasticity
erzeugt zusätzliche Verfestigung durch Austenitumwand-
lung in Martensit. Bruchdehnung A > 20 %

Martensit-

HDT1200M
ca. 0,25 % C, 2 % Mn, 2 % Al und 1,2 % CrCMo. Bruch-
phasen-Stähleb
dehnung nur 5 %. Für Pkw-Säulenverstärkung, Längsträger
von Lkw, Mobilkrane
a H: Höherfest, C: Kaltgeformt, Zahlen geben die Mindest-0,2-Dehngrenze in MPa an; bei einem T
vor der Zahl die Mindestzugfestigkeit Rm in MPa: Die Folgebuchstaben bezeichnen den Stahltyp.

b Zusätzlich Bake-Hardening Effekt.

TRIP-Stähle

Ein TRIP-Stahl in neuer Zusammensetzung ist z. B. X5MnAlSi 15 3 3. Im Austenit liegen
ca. 30 % Ferrit und zunächst wenig Martensitanteil vor, der sich durch die Verformung
erhöht. Festigkeitsanstieg bis zu R D
m

1100 MPa bei 40 % Bruchdehnung.

TWIP-Stähle

Beispiel für einen TWIP-(Twinning induced Plasticity-)Stahl ist X5MnAlSi 25 3 3. Die

Verfestigung erfolgt durch Zwillingsbildung schlagartig und schneller als bei normaler

Verformung. Starke Dehnbarkeit bei geringer Einschnürung mit niedrigeren Kräften. Zug-
festigkeit Rm bis 600 MPa; Bruchdehnung A von 90. . . 40. Hohe Verformungsarbeit bis
zum Bruch, für Crash-beanspruchte Teile.

4.5

Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

167

Abb. 4.10 Entwicklung der
hochfesten Stähle für Bleche
zum Kaltumformen (MPI)

Info: www.iw.uni-hannover.de

(M. Schaper)

Triplex-Stähle

Triplex-Stähle (Stahl-Innovationspreis 2009, Max-Planck-Institut, Düsseldorf), z. B.

X111MnAl25-11, sind Stähle mit einer stabilen austenitisch-ferritischen Matrix sowie
feindispers eingelagerten Karbidausscheidungen. Karbidausscheidungen aus Zementit
und FeMn-Karbiden lagern sich auf bestimmten parallelen Gitterebenen ab und führen zur
sog. homogenen Scherbandbildung, die starke Verformungen ohne Einschnürung zulässt.

Die Stähle kombinieren eine hohe Streckgrenze (Rp0;2 > 700 MPa), hohe Kaltformbarkeit

(A D 60 %) mit 15 % kleinerer Dichte. Es ergibt sich ein Einsparpotential von bis zu 30 %

Bauteilgewicht.

I

Hinweis Weiterführende Informationen zu höherfesten und supraduktilen

Leichtbaustählen sind über das MP-Institut für Eisenforschung zu erhalten (MP-

Institut 2007, www.mpg.de/335116/ForschungsSchwerpunkt).

Zur Gewichtsverminderung tragen weiterhin bei:

Geschweißte Platinen (tailored blanks, Abb. 4.11) sind Blechzuschnitte aus Blechen
verschiedener Dicke und Festigkeit, Beschichtung und Walzrichtung. Sie sind laser-
oder quetschnaht-geschweißt. Damit werden beim Verarbeiter Versteifungen und Fer-
tigungsstufen eingespart. Durch sie werden

– die geeignete Blechgüte in der

– notwendigen Wanddicke an der

– richtigen Stelle im Bauteil platziert.

Geschweißte Rohre (welded tubes und tailored tubes) haben ähnliche Funktion. Es
sind dünnwandige Rohre oder Hohlprofile, die durch die Innenhochdruck-Umformung

(Hydroforming) in einem Werkzeug durch Wasserdruck ihre Außenkonturen erhalten.

Sie werden z. T. mit tailored blanks zusammen zu Karosserieteilen verarbeitet.

168

4

Stähle

Abb. 4.11 Maßgeschneiderte

Platinen, Tailored Blanks und

Tailored Tubes

Warmgewalzte Flacherzeugnisse aus Stählen mit hoher Streckgrenze zum Kaltum-
formen, DIN EN 10149-1. . . 3/13. Die hohen Streckgrenzenwerte bei noch hoher

Bruchdehnung werden durch TM-Behandlung erreicht, die Schweißeignung und Kalt-
formbarkeit durch niedrige C-Gehalte.

Oberflächenveredelte Bleche und Bänder gibt es mit zahlreichen Werkstoffen und
verschiedenen Dicken beschichtet. Ihre Oberflächen sind mit Zn-, Al- und Legierun-
gen elektrolytisch veredelt (7. . . 20 µm Auflage) oder schmelztauchveredelt (5. . . 42 µm
oder 70. . . 600 g=m2 Auflage). Für sie gilt die DIN EN 10346/09 für kontinuierlich
schmelztauchveredelte Flacherzeugnisse aus Stahl.

Kaltstauch- und Kaltfließpressstähle

Die Werkstoffausnutzung ist bei den Fließpress- und Kaltstauchverfahren höher als bei
den spanenden Verfahren, ebenso die Oberflächengüte. Phosphatieren der Rohlinge ergibt

Tab. 4.32 Kaltstauch- und Kaltfließpressstähle DIN EN 10263/01 (5 Teile)

Teil

Werkstoff-

Anzahl

Sorten
gruppe

–2

Unlegierte

8

C2C, C4C C8C, C10C, C15C, C17C, C20C, 8MnSi7, nicht für

Stähle
eine Wärmebehandlung vorgesehen

–3

Einsatzstähle

25

4 unlegierte, 3 B-legierte, 7 S-legierte Automatensorten

–4

Vergütungs-

35

4 unlegierte, 16 Bor-legierte, 15 Cr-, CrMo-, CrNiMo-legierte
stähle

Sorten

–5

Nichtrostende 19

2 ferritische, 1 martensitische, 1 austenitisch-ferritische, 15 aus-

Stähle
tenitische Sorten nach DIN EN 10088/05

Nachgestellte Symbole für Lieferzustände

+U D unbehandelt (wie warmgewalzt), +PE D wälzgeschält, +AT D lösungsgeglüht, +C D kalt-
gezogen, +LC D kalt nachgezogen, +AC D geglüht auf kugelige Karbide

Symbole können mit C Zeichen kombiniert werden, z. B. CAT C C

4.6

Stähle für bestimmte Bauteile

169

Tab. 4.33 Weitere Stahlsorten für bestimmte Fertigungsverfahren

Stahlsorten

Normen DIN

Eigenschaften, Hinweise

Einsatzstähle

EN 10084/08

Abschn. 5.6.3 Einsatzhärten, Tab. 5.22

Nitrierstähle

EN 10085/01

Abschn. 5.6.4 Nitrieren, Tab. 5.28

Vergütungsstähle

EN 10083/06

Abschn. 5.3.8 Vergüten, Tab. 5.10

Stähle für große Schmiedeteile

SEW 555/01
eine wenige µm dicke, reibungsmindernde Gleitschicht. Für die unterschiedlichen Bean-
spruchungen gibt es die Stähle nach Tab. 4.32.

Anwendungen des Verfahrens zur rationellen Herstellung von:

Befestigungsmitteln, wie z. B. Schrauben aller Art, Nieten,

Maschinenteilen, wie z. B. Differenzialkegelrädern, Synchron- und Schaltelementen
und Teilen für Bremsanlagen.

Tabelle 4.33 gibt einen Überblick über weitere Stahlsorten (siehe auch Abschn. 4.8).

Normung

DIN EN 10149/13

Teil 2: enthält 9 Sorten thermomechanisch behandelt von S315MC, in Stufen

355/420/460/500/550/600/650 bis S700MC.

Teil 3: enthält 4 Sorten normalisierend gewalzt von S275NC in Stufen 315 / 355 bis

S420NC.

Die geschweißten Platinen und Rohre sowie die warmgewalzten Flacherzeugnisse
finden Einsatz beim Abkanten oder Walzprofilieren in Dicken bis 15 mm sowie für

Pressteile im Waggon-, Schwerlast- und Kranfahrzeugbau.

4.6

Stähle für bestimmte Bauteile

4.6.1

Wälzlagerstähle

Wälzlagerstähle sollten folgenden Anforderungen entsprechen: Das ständige Überrollen
bewirkt eine hohe Zug-Druck-Wechselbelastung und dadurch Wälzverschleiß mit Ober-
flächenzerrüttung. In Sonderfällen tritt auch Korrosion und/oder thermische Beanspru-
chung auf.

170

4

Stähle

Eigenschaftsprofil Hohe Härte und Streckgrenze werden durch Härten erreicht. Die

Stähle haben ca. 1 % C und steigende Cr-Gehalte zum Durchhärten der Rollen, Kugeln,

Ringe und Scheiben.

Hohe Dauerfestigkeit wird durch hohe Reinheitsgrade (Edelstähle) erreicht, da win-
zigste Schlackenteilchen in der Oberfläche als Risskeime wirken.

Beispiele für Stähle mit diesem Eigenschaftsprofil

Unmagnetisch ist X5CrNi18-8 plasmaaufgekohlt und ausscheidungsgehärtet auf

540 HV. Stabil von 196 °C bis C700 °C (INA).

CRONIDUR 30 ähnlich X30CrMoN15-1 C 0,4 % N mit homogener, sehr feinkör-
nigen Karbidverteilung (10 µm), sehr hohe Lebensdauer bei Mangelschmierung und

Korrosionsangriff.

Durch halbwarmes Umformen von stranggegossenen Vorformen aus 100Cr6 zu Hohl-
zylindern mit gleichzeitigem Abtrennen der Käfigrohlinge wird beim Abkühlen ein fein-
körniger Zementit ausgebildet. Dadurch kann das bisher notwendige GKZ-Glühen einge-
spart werden (vgl. TRENPRO-Verfahren, Abschn. 5.5.4).

I

Hinweis Hybridlager mit Kugeln aus Si-Nitrid werden für hohe Drehzahlen

(Dichte 3;2 kg=dm3) eingesetzt (Vollkeramiklager, s. Abschn. 8.4.2).

Normung

DIN EN ISO 683-17/99. Für eine Wärmebehandlung vorgesehene Stähle, Wälzla-
gerstähle

Folgende Stähle eignen sich besonders:

Für Normalbeanspruchung, mit Härten von 58. . . 64 HRC:

C100Cr6, C100CrMn6, C100CrMo7.

Bei Korrosionsangriff:

X46Cr13, X90CrMoV18.

Bei höheren Temperaturen bis ca. 300 °C:

X30CrMoN15-1.

4.6.2

Federstähle

Federstähle sollten folgendes Anforderungsprofil (Tab. 4.34) erfüllen: Werkstoffe für Fe-
dern und federnde Bauelemente müssen hohe zulässige Spannungen im elastischen Be-
reich aufweisen, um die bewegten Massen klein zu halten, dazu hohe Dauerschwingfes-
tigkeit, in besonderen Fällen auch Korrosionsbeständigkeit oder Warmfestigkeit.

4.6

Stähle für bestimmte Bauteile

171

Tab. 4.34 Normenübersicht Federstähle

Drähte
patentiert C kaltgezogen

DIN EN 10270-1/11

5 Sorten
ölschlussvergütet

DIN EN 10270-2/11

9 Sorten

Draht C Flachstahl
warmgewalzt + vergütet

DIN EN 10089/02

19 Sorten

Bänder
kaltgewalzt

DIN EN 10132-4/00

Nichtrostende Stähle

Bänder
kaltgewalzt

DIN EN 10151/02

16 Sorten

Draht
kaltgezogen

DIN EN 10270-3/11

3 Sorten

Federstähle besitzen folgendes Eigenschaftsprofil: Erhöhte Streckgrenze durch Vergü-
ten mit niedrigen Anlasstemperaturen. Glatte Oberflächen mit evtl. Kaltverfestigung zur

Erhöhung der Dauerfestigkeit. Verbesserter Korrosionsschutz durch Beschichten (Z D Zn,

ZA D ZnAl-Überzüge, ph D phosphatiert).

Ein neues Verfahren benutzt thermomechanisch vorbearbeitetes Halbzeug zum Wi-
ckeln hochfester Federn.

Eine Erhöhung der Dauerfestigkeit kann durch mechanische Verformung der Rand-
schicht mittels Kugelstrahlen erreicht werden (Abschn. 5.6.6).

Federn haben i. Allg. kleinere Querschnitte. Deshalb genügen zum Durchvergüten un-
legierte oder niedriglegierte Stähle. Die nachträgliche Kaltverformung ergibt hohe Festig-
keitswerte, die mit zunehmender Erzeugnisdicke absinken (Tab. 4.35, DIN EN 10270/11).

Tab. 4.35 Übersicht über die Federstähle

DIN EN 10089/02 Federstähle warmgewalzt + vergütet
in Dicken 3. . . 20 mm

19 Sorten Rund- und Flachstäbe, gerippter Federstahl und Walzdraht. Die Härte steigt mit dem

C-Gehalt von 61 auf 66 HRC, die Durchhärtung mit dem LE-Gehalt von 7 mm ; (38Si7) bis auf

54 mm ; (52CrMoV4).

38Si7 Federringe, Federplatten für Schraubensicherungen

Lieferformen sind:

(wasservergütet)

+H
unterer Bereich des

54SiCr6 Blatt- und Kegelfedern für Schienenfahrzeuge bis 7 mm

Streubandes,

Dicke

+HH oberer Bereich der

60SiCr7 Fahrzeugblattfedern, Schrauben-und Tellerfedern

Stirnabschreckkurven

55Cr3 hochbeanspruchte Blatt-, Schrauben-, Teller-,

Drehstabfedern, Stabilisatoren

51CrV4, 52CrMoV4 desgl. höchstbeansprucht und für größere

Abmessungen

172

4

Stähle

Tab. 4.35 (Fortsetzung)

DIN EN 10151/03 Federband aus nichtrostenden Stählen
s 3 mm, max. 600 mm breit

16 Sorten kaltverfestigt geliefert von CC700 bis CC1900 (Anhängezeichen für Rm;min in MPa)

z. T. für Wärmebehandlung geeignet. Die Korrosionsbeständigkeit steigt mit dem Gehalt an Ni
und Mo.

Gefüge

Beispiele

Stoff-Nr.

Eigenschaften, Verwendung
ferritisch

X6Cr17

1.4016
nur kaltverfestigt CC850, geringe Zähigkeit
martensitisch

X20Cr13

1.4021
vergütet auf R

D
m

1600 MPa, E-Modul D

220 GPa
ausscheidungs-

X7CrNiAl17-7a

1.4568

CC1500, geformt, C ca. 500 °C=Luft; R D
m
härtend

1800 MPa
austenitisch

X10CrNi18-8

1.4310

CC1900 (max.), angelassen R D
m

2100 MPa
a Für Temperaturen bis 300 °C, NiMo16Cr16Ti (Hastelloy C4) bis 450 °C, Nimonic 90 bis 600 °C.

DIN EN 10132-4/00 Kaltband aus Stahl f. eine Wärmebehandlung T4: Federstähle Dicken-
bereich 0,2. . . 10 mm

8 unlegierte: C55S, C60S, C67S, C75, C85S, C90S, C100S, C125S

7 niedriglegierte: 48Si7, 55Si7, 51CrV4, 80CrV2, 75Ni8, 125Cr2, 102Cr6

Zugfestigkeit je nach Dicke bis 3 mm
unlegierte Sorten:

1100. . . 2100 MPa
und C-Gehalt, vergütet:

niedriglegierte:

1200. . . 2100 MPa

DIN EN 10270/11 Stahldraht für Federn. Teil 1 patentiert und kaltgezogen (Kurzzeichen fett),

Teil 2 ölschlussvergütet (Kurzzeichen normal gedruckt)

Sorten

Federbeanspruchung

Dauerfestigkeit

Draht-; für die Sorten in mm
nach

Festigkeit statisch
mittel
hoch

SL, SM, SH, DM, DH

0,5. . . 20

T1 (fett) niedrig

SL/FDC

–/TDC

–/VDC

FDC, FDCrV, FDSiCr

0,5. . . 17

T2
mittel

SM/FDCrV DM/TDCrV DH/VDCrV TDC, TDCrV, TDSiCr, 0,5. . . 10

. . .

hoch

SH/FDSiCr –/DSiCr

–/VDSiCr

VDC, VDCrV, VDSiCr

4.6

Stähle für bestimmte Bauteile

173

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m
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1570

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Sorte

SL

SM

SH

DM

DH

D

Sorte

X

X

X7
a

O

174

4

Stähle

4.7

Werkzeugstähle

4.7.1

Allgemeines

Tabelle 4.36 gibt einen Überblick über die Einteilung der Werkzeugstähle und ihre An-
wendung.

Werkzeugstähle sind härtbare Edelstähle, die in den verschiedenartigsten Werkzeugen
im direkten Kontakt mit dem Werkstoff zur Fertigung von Halbzeugen und Bauteilen die-
nen. Unlegierte Stähle genügen den immer weiter gestiegenen Anforderungen nicht mehr,
deshalb sind legierte und hochlegierte Sorten in der Überzahl.

Für Werkzeugstähle gelten DIN EN ISO 4957/99 sowie die VDI-Richtlinien 3388/12.

Das Härten des Stahles ist im Abschn. 5.3 zur Wärmebehandlung ausführlich behan-
delt. Es besteht aus drei Arbeitsgängen:

Austenitisieren: Erwärmen und Halten auf Temperaturen, bis das Gefüge in Austenit
umgewandelt ist, in dem die LE- und C-Atome homogen verteilt sind (Abb. 5.2 und

5.3).

Abkühlen: (Abschrecken) mit einer kritischen Geschwindigkeit vkrit, bei der die Per-
litbildung übersprungen wird und die Umwandlung ohne Diffusion der C-Atome statt-
findet. Es entsteht ein verzerrtes Gitter, der Martensit. Seine Härte ist C-abhängig und
erreicht bei 0,8 % C das Maximum (Abb. 5.20).

Anlassen: Erwärmen auf Temperaturen bis ca. 300 °C (600 °C), dabei steigt die Zähig-
keit an, während die Härte sinkt. Durch die Anlasstemperatur kann die Zähigkeit der

Beanspruchung des Werkzeuges angepasst werden (Abb. 5.31).

Tab. 4.36 Übersicht: Einteilung der Werkzeugstähle

Bereich

Einsatzgebiet

Beispiele: Werkzeuge für/zum . . .

Kaltarbeitsstähle

Umformen, Prägen und Trennen

Tiefziehen, Fließpressen, Kalt-
von Halbzeugen, Pressen von
schlagen, Schneiden und Stanzen,
pulvrigen Ausgangsstoffen in kal-

Pressen von Sinterteilen, Hand-
tem Zustand
werkzeuge

Warmarbeitsstähle

Urformen von flüssigen, Umfor-

Druckgießformen, Strangpressen,
men von erhitzten Metallen und

Glasformen, Schmiedegesenke

Glas

Kunststoffformenstähle Urformen von körnigen/pulvrigen

Formen für Press- u. Spritzguss-

Formmassen aus duro- oder ther-
teile, Bauteile von Kunststoffma-
moplastischen Polymeren mit
schinen zum Spritzgießen oder

Füllstoffen

Extrudieren

Schnellarbeitsstähle

Spanen mit geometrisch bestimm-

Bohrer, Fräser, Gewindebohrer,
ten Schneidena

Metallsägen, Reibahlen
a Für hohe Schnittgeschwindigkeiten durch Sinterhartstoffe und Keramik ersetzt

4.7

Werkzeugstähle

175

Abb. 4.12 ZTU-Schaubilder
hochlegierter Stähle

Abb. 4.13 Härtbarkeitsschau-
bild ledeburitischer Stähle.

Rundstahl von 100 mm Durch-
messer nach Vakuumhärtung
mit Stickstoffabkühlung

Beanspruchungen Der Kontakt mit harten und verschleißenden oder flüssigen Werkstof-
fen unter hohen Kräften verlangt vom Werkzeug neben weiteren speziellen Eigenschaften
allgemein:

Harte Oberflächen (Verschleißwiderstand),

Druckfestigkeit im Kern (Erhaltung der Form).

Einhärtung ist die Tiefe der martensitisch umgewandelten Zone vom Rand aus. Die LE
vergrößern sie bis zur Durchhärtung (Abb. 4.13).

Legierte Stähle härten tiefer ein.

Legierte Stähle können langsamer abgeschreckt werden (Öl, Salzbäder, Luft/Gase).

Den Einfluss der LE auf das Härteverhalten zeigt Abb. 4.12 anhand der ZTU-Schaubilder,
siehe auch Tab. 4.38.

Die Felder von Perlit- und Bainitstufe sind getrennt durch einen umwandlungsträgen

Bereich, in dem Austenit längere Zeit beständig ist, günstig für den Temperaturaus-
gleich bei der Warmbadhärtung von großen Teilen.

Der Bainitbereich ist nach rechts verschoben. Die gewählte Abkühlkurve kann dicht
vor den Umwandlungsfeldern verlaufen. Es kommt zu vollständiger Martensitbildung.

176

4

Stähle

Tab. 4.37 Ledeburitische

Nr.

Sorte

LE-Anteile

Stähle

1

X210Cr12
ohne W, V und Mo

2

X210CrW12
mit 0,7 % W

3

X153CrVMo12
mit 1 %V C 0,9 % Mo

Abbildung 4.12 enthält drei ledeburitische Stähle (Tab. 4.37). Bei Stahl Nr. 3 sind Perlit-und Bainitstufe stärker nach rechts verschoben als bei den beiden anderen Sorten.

Abbildung 4.13 zeigt die Auswirkungen der LE auf die Härteverläufe über den Quer-
schnitt eines Rundstahles von 100 mm ;. Stahl 3 hat die höchste Randhärte bei vollkom-
mener Durchhärtung. Es zeigt sich, dass Mo und V stärker wirken als das Element W. 1 %

Mo ersetzt 2 % W.

Leistungssteigerung bei Werkzeugstählen

Standzeit und -menge der Werkzeugstähle können verbessert werden.

Größerer Reinheitsgrad durch ESU- oder Vakuumerschmelzung verbessert Oberflä-
chengüte und Dauerfestigkeit (weniger nichtmetallische Teilchen).

Oberflächenbehandlung oder Beschichten erhöht Widerstand gegen Verschleiß. Der

Verschleißwiderstand wird durch diamantartige Schichten erhöht, die nach dem PVD-

Verfahren aufgebracht werden (Abschn. 11.2.4.2 und Tab. 11.24).

PM-Herstellung der karbidreichen Stähle lässt höhere Karbidanteile zu und ergibt
gleichmäßig feinkörnige Verteilung. PM-Stähle härten dadurch verzugsärmer.

I

Hinweis Zum vollständigen Auflösen der Legierungsbestandteile müssen vor
allem höher legierte Stähle vor dem Abschrecken auf Temperaturen über 1000 °C
erwärmt werden. Zum Mindern oder Vermeiden von Härteverzug sind Stahlaus-
wahl und Härtetechnik zu beachten.

Tab. 4.38 Einfluss des Kohlenstoffs und der Legierungselemente (LE) auf das Härten

Einfluss des

" C-Gehalt steigt,

# C-Gehalt sinkt,

Kohlenstoffs

Härte steigt,

Zähigkeit steigt,

Zähigkeit sinkt

Härte sinkt und muss durch LE (wie Cr, Mo, V
und W) ausgeglichen werden

Einfluss der

LE-Gehalt niedrig

LE-Gehalt mittel

LE-Gehalt hoch

Legierungselemente

Wasserhärtung,

Ölhärtung,

Warmbad-/

Verzug hoch

Verzug geringer

Lufthärtung,

Verzug klein

Werkzeug,
niedrig
mittel
hoch

Querschnitt und

Komplexität

4.7

Werkzeugstähle

177

Tab. 4.39 Anforderungsprofil der Kaltarbeitsstähle und erforderliche Gefügeausbildung

Anforderung,

Eigenschaft

LE, Wärmebehandlung

Widerstand gegen

Plastische Verformung

Hochliegende

Martensitische Gefüge, Durchhärtung/Durchvergütung

Dehngrenze

0,3. . . 0,6 % C+ 1. . . 5 % Cr

Verschleiß

Härte

Widerstand gegen Abrasion durch hohen Karbidanteil

(LE Mo, V, Cr, W)

Tribologische

Widerstand gegen Adhäsion: Laserhärten, nicht-

Eigenschaften
metallische Beschichtungen, Nitrocarburieren,

PVD-Beschichtung mit TiN, Ti(CN)

Schlag, Stoß,

Zähigkeit

C-Gehalt niedrig, Ausgleich durch höhere LE-

Kantenausbrechen

Gehalte, Ni steigert Härtbarkeit und Zähigkeit,

Reinheitsgrad durch Vakuumerschmelzung erhöhen,

Feinkorngefüge durch besondere Wärmebehandlung

Härteverzug

Verzugsarmut

Warmbad- oder lufthärtende Sorten einsetzen, PM-

Stähle

4.7.2

Kaltarbeitsstähle

Stähle dieser Gruppe sind für Werkzeuge bestimmt, deren Oberflächentemperatur im Ein-
satz nicht über 200 °C steigt. Sie benötigen keine besondere Anlassbeständigkeit. Tabel-
le 4.39 zeigt das Anforderungsprofil.

Beispiel: Kaltarbeitswerkzeuge

Schnittwerkzeuge, Scherenmesser, Räumnadeln, Schneideisen, Sägen, Feilen, Meißel,

Prägewerkzeuge, Kaltschlag- und Fließpresswerkzeuge, Mess- und Prüfzeuge.

Der C-Gehalt bestimmt Härte und gegenläufig die Zähigkeit über den Karbidanteil.

Karbide erhöhen den Verschleißwiderstand. Damit lassen sich drei Gruppen von Stählen
erkennen:

Zähharte, untereutektoide Stähle ohne Karbide, < 62 HRC. Anwendung zum Schnei-
den und Umformen von dicken Blechen und Werkzeuge mit starker Kerbwirkung.

Harte, übereutektoide Stähle mit ca. 10 % Karbidanteil und der vollen Martensithärte
von > 64 HRC. Anwendung für Schneidplatten und Stempel mittlerer Blechdicken und

Leistung.

Verschleißfeste, ledeburitische Stähle mit bis zu 28 % Karbidanteilen und 60 bis 65

HRC. Für Schneidplatten, Ziehringe und -stempel bei hohen Standzeiten und Blechen bis
zu 4 mm.

Stähle mit höheren Karbidgehalten als 28 % (z. B. X280W12) sind durch die Schmelzme-
tallurgie (C Schmieden) nur sehr schwer herstellbar. Hier knüpfen die PM-Stähle an, die
bis zu 75 % Karbid enthalten können.

178

4

Stähle

Tab. 4.40 Kaltarbeitsstähle, Auswahl aus 6 C 17 Sorten der DIN EN ISO 4957/99

Kurzname

Stoff-Nr. Eigenschaften, Anwendung

C45U

1.1730

Unlegiert, für Handwerkzeuge, Meißel, Aufbauteile von Werk-
zeugen

102Cr6

1.2067

Bördelrollen, Stempel, Lehren, Wälzlager

60WCrV8

1.2550

Schnitte u. Stempel für dickere Bleche, Holzbearbeitungswerk-
zeuge

X153CrVMo12

1.2379

Gewindewalzrollen und -backen, Schneid- und Stanzwerkzeuge
für Blech < 6 mm, Feinschneidwerkzeuge bis 12 mm, Tiefzieh-
werkzeuge

X210CrW12

1.2436

Durchhärtender, maßbeständiger, verschleißfester Stahl für

Schnittplatten und -stempel, Tiefzieh- und Fließpresswerkzeuge

X220CrVMo13-4

1.2380

PM-Kaltarbeitsstahl, verzugsarm, hochverschleißfest

Die Karbide einiger LE (Karbidbildner Abschn. 4.1.6) sind wesentlich härter als Fe3C,

Zementit (Tab. 4.9). Diese LE wie Cr, W und V sind für leistungsfähige Werkzeugstähle
unverzichtbar.

Tabelle 4.40 gibt einen Überblick über ausgewählte Kaltarbeitsstähle, ihre Eigenschaf-
ten und Anwendungen.

Weiterhin kann Werkzeugstahlguss für Großwerkzeuge (z. B. zum Pressen von Ka-
rosserieteilen) eingesetzt werden, z. B. G45CrNiMo4-2 (1.2769) oder GX100CrMoV5-1

(1.2363) mit Randschichthärten von 56. . . 62 HRC; G41CrMn6 (1.7104) für Schnittwerk-
zeuge für Karosserieteile.

4.7.3

Warmarbeitsstähle

Diese Stähle werden für Werkzeuge zum Urformen und Warmumformen der Werkstoffe
eingesetzt. Tabelle 4.41 nennt Anforderungen und Gefüge. Im Allgemeinen sind Kaltum-
formbarkeit und Schweißeignung nicht erforderlich mit Ausnahme beim Kalteinsenken
flacher Gravuren und bei Auftragsschweißung zur Reparatur von Gesenken.

Beispiel: Warmarbeitswerkzeuge

Gesenke für Schmiedehämmer und -maschinen, Warmscheren, Druckgießformen,

Strangpresswerkzeuge, Glasformen.

Die Anforderungen an Kaltarbeitsstähle erhöhen sich bei den Warmarbeitsstählen.

Durch den Kontakt mit flüssigen oder auf Formgebungstemperatur erwärmten Metallen
besteht die Gefahr der Gefügeveränderung. Ursache ist ein Weiterlaufen des Anlassvor-
ganges.

I

Wichtig Die Anlasstemperatur sollte etwa 80 bis 100 °C höher als die Betrieb-
stemperatur des Werkzeuges sein. Danach richtet sich die Werkstoffwahl.

4.7

Werkzeugstähle

179

Tab. 4.41 Zusätzliche Anforderungen an Warmarbeitsstähle und erforderliche Gefügeausbildung

Anforderung

Eigenschaft

LE, Wärmebehandlung

Hohe Temperaturen

Anlassbeständigkeit,

Aushärtungseffekt durch 0,3. . . 0,9 % V,
verändern das Gefüge

Warmhärte

V-Karbide scheiden erst bei hohen An-
und senken die Härte
lasstemperaturen aus. W und/oder Mo
zulegieren, ihre Karbide sind härter als Cr-

Karbide

P

Ständige

Thermoschock-

LE niedrig halten, um Wärmeleitfähigkeit

Temperaturwechsel
beständigkeit
zu erhöhen (D Rissanfälligkeit vermindern),

1 % Mo ersetzt 2 % W, V wirkt noch stärker

Stoß- und Schlag-

Warmzähigkeit

C-Gehalt niedrig, Ni zulegieren, Feinkorn
beanspruchung
und Reinheitsgrad verbessern

Tab. 4.42 Warmarbeitsstähle, Auswahl aus DIN EN ISO 4957/99

Kurzname

Stoff-Nr. Eigenschaften, Anwendung

55NiCrMoV

1.2714

Warmzäh, durchhärtend, weniger anlassbeständig. Gesenkstahl
für große Hammergesenke (Vollform)

X37CrMoV5-1

1.2343

Hohe Warmfestigkeit und -zähigkeit, wenig empfindlich gegen

Temperaturwechsel, warmverschleißfest. Gesenke, Schnecken
und Zylinder für Kunststoff-Spritzgussmaschinen und Extruder

X40 CrMoV5-1

1.2344

Wie 1.2343, aber für größere Querschnitte, sekundärhärtend.

Druckgieß- und Strangpresswerkzeuge, nitrierte Auswerfer,

Warmscherenmesser

32CrMoV12-28

1.2365

Hoch anlassbeständig (sekundärhärtend), wenig rissempfindlich
bei Wasserkühlung, weniger durch-härtend. Für kleinere Quer-
schnitte, Druckgießformen

Ständige Temperaturwechsel warm/kalt erzeugen ein Netz von Ermüdungsrissen

(Brandrissen). Höhere Zähigkeit ist für stoßbeanspruchte Teile wichtig (Hammergesen-
ke).

Risse entstehen, wenn die Oberflächenschicht erhitzt wird, sich ausdehnt, aber vom
noch kalten Untergrund behindert und dadurch gestaucht wird. Beim Reinigen und in

Pausen kühlt die Oberfläche ab, schrumpft und wird dabei unter Zugspannungen gesetzt.

Tabelle 4.42 gibt einen Überblick über einige Warmarbeitsstähle, ihre Eigenschaften
sowie ihre Anwendung.

4.7.4

Kunststoffformenstähle

Bei der Verarbeitung duro- oder thermoplastischer Formmassen liegen die Temperaturen
unter denen der Metalle. Wichtig ist eine dauerhaft glatte Oberfläche zum leichten Entfor-
men von Spritzgussteilen (Polierfähigkeit).

180

4

Stähle

Tab. 4.43 Kunststoffformenstähle, Auswahl

Kurzname

Stoff-Nr. Eigenschaften, Anwendung

21MnCr5

1.2162

Zum Einsatzhärten, polierfähig, kalteinsenkbar. Für hoch-
glanzpolierte flache Kunststoffformen, Führungssäulen

40CrMnNiMo8-6-4

1.2738

Gut spanbar, polierbar, narbungsgeeignet. Für Großformen mit
tiefer Gravur durch 1 % Ni durchvergütend

X38CrMo16

1.2316

Gute Polierbarkeit, korrosionsbeständig. Für aggressive Poly-
mere

Massen, die korrodierende Stoffe abgeben, erfordern Korrosionsbeständigkeit, harte
und abrasive Zusätze erhöhten Verschleißwiderstand.

Korrosionsbeanspruchung entsteht z. B. durch die Hilfsstoffe (Weichmacher, Flamm-
schutzmittel, antistatisch wirkende Zusätze) oder Stoffe, die bei der Polykondensation frei
werden.

Verschleißbeanspruchung entsteht durch Zusätze wie Gesteinsmehl, Kreide, Schwer-
spat, Silikate, Kaolin, Glasfasern.

Höhere Standzeiten ergeben PVD-Schichten aus TiN, CrN, TiCN und AlTiN in Dicken
von 2 bis 8 µm (Schichten, Abschn. 11.2.4).

Die Entformung der Werkstücke wird durch Oberflächenkräfte beeinflusst, die zwi-
schen den chemischen Endgruppen der Polymere und dem Charakter der Schicht (metal-
lisch, hetero- oder kovalent gebunden) wirken, wichtig für die Schichtwahl.

Tabelle 4.43 gibt einen Überblick über einige Kunststoffformenstähle, ihre Eigenschaf-
ten sowie ihre Anwendung.

Neben Stählen werden auch elektrolytisch abgeschiedene Formschalen aus Hart-Nickel
verwendet, die zur Abstützung hintergossen werden. Für einfache Teile und Temperaturen

< 100 °C sind auch Zink-Legierungen geeignet.

4.7.5

Schnellarbeitsstähle (HS-Stähle)

Hochleistungs-Schnittstähle (früher HSS-Stähle) sind Werkstoffe für hohe Spanungsleis-
tungen, z. B. für Fräser und Fräserzähne, Wendel- und Gewindebohrer, Schneideisen. Die

Hauptbeanspruchung ist abrasiver Verschleiß bei hohen Schneidentemperaturen.

Die ersten Schnellarbeitsstähle wurden 1900 von den Amerikanern Taylor und White
erfunden und für Dreh- und Hobelmeißel eingesetzt. Sie enthielten bis zu 20 % Wolfram.

Später sind zahlreiche wolframärmere Sorten entstanden.

Die frühere Bedeutung der HS-Stähle für Drehmeißel ist auf moderne Schneidwerk-
stoffe wie Hartmetall und Keramik übergegangen.

HS-Stähle sind hoch mit W, Cr, Mo, V und Co legierte Stähle, zum Beispiel die Sorte

HS 10-4-2-10. Die Analyse ergibt:

C

Cr

Mo

V

W

Co

1,2

4,1

3,5

3,3

9,5

10

4.7

Werkzeugstähle

181

Abb. 4.14 Einflüsse der

Abschreck- und Anlass-
temperaturen auf Härte der

HS-Stähle im Vergleich mit
unlegiertem Stahl

Die LE liegen im Gusszustand als grobe Primärkarbide vor und werden durch Schmie-
den mit evtl. Weichglühen verfeinert. Sie sind härter als Martensit und thermisch stabiler.

So ergibt sich die hohe Warmhärte und Anlassbeständigkeit der HS-Stähle (Abb. 4.14).

Sie wird nur erreicht, wenn besondere Bedingungen für das Härten eingehalten werden.

Zur Karbidbildung sind 0,8–1,4 % C, zur Durchhärtung ca. 4 % Cr erforderlich. Die
anderen LE sind je nach Sorte unterschiedlich.

Der hohe Legierungsanteil führt zu verminderter Wärmeleitfähigkeit und Diffusionsge-
schwindigkeit. Die Wärmebehandlung benötigt deshalb längere Zeiten und höhere Tem-
peraturen.

Härten der Schnellarbeitsstähle

Schnellarbeitsstähle werden durch Austenitisieren, Abschrecken und Anlassen gehärtet.

Austenitisieren Stufenweises Erwärmen in Luftumwälzern + Salzbädern, Wirbelschicht-
betten oder Vakuumöfen auf 1180–1320 °C je nach Sorte.

I

Wichtig Optimale Härtung erfordert die vollständige Auflösung der Sonder-
karbide durch richtige Temperatur und Haltezeit (Abb. 4.14).

Abschrecken erfolgt in Öl, Warmbad von 550 °C, Gebläseluft oder Vakuumhärten mit

N2 unter Druck. Das Gefüge besteht dann aus Martensit, Restaustenit und Sonderkarbiden.

Anlassen besteht aus zwei- bis dreimaligem Anlassen bei 540. . . 580 °C je nach Sorte.

Die Härte fällt durch Martensitzerfall zunächst leicht ab, steigt dann aber durch feinste

Karbidausscheidungen wieder an und kann höher liegen als die Abschreckhärte. Es han-
delt sich hier also um eine echte Aushärtung.

Sie wird als Sekundärhärte oder Sprunghärte bezeichnet (Abb. 4.14, Kurven mit 1200
und 1280 °C Anlasstemperatur).

Ursache für die Sekundärhärte der HS-Stähle (Abb. 4.14) sind die Sonderkarbide der
gelösten LE. Sie scheiden erst bei diesen hohen Anlasstemperaturen in submikroskopi-
scher Form aus und wirken als Gleitblockierung im Grundgefüge.

182

4

Stähle

Tab. 4.44 Schnellarbeitsstähle

Gruppe

Sortea

Stoff-Nr.

Verwendungsbeispiele

W hoch

HS18-1-2-5

1.3255

Schrupparbeiten für harte Werkstoffe
und große Spanungsleistungen, Hart-
guss, nichtmetallische Werkstoffe

W mittel

HS10-4-3-10

1.3207

Schlichtarbeiten mit hohen Schnittge-
schwindigkeiten und hoher Oberflächen-
güte

WCMo

HS6-5-2-5

1.3243

Fräser, Bohrer und Gewindeschneid-
werkzeuge höchster Beanspruchung

WCMo höher

HS6-5-3

1.3344

Hochleistungswerkzeuge zum Schneiden
dicker Bleche > 6 mm, Stempel für Fein-
schneidwerkzeuge, auch als PM-Stahl
a Zahlen geben den Prozentsatz der Legierungselemente in der Folge W, Mo, V und Co an, bei
typischerweise 4 % Cr und 0,8 bis 1,4 % C

Für das Auflösen der LE sind die richtigen, hohen Austenitisierungstemperatu-
ren erforderlich. Ein Unterschreiten führt zu kleineren Härtewerten, mit Wegfall des

Sekundärharte-Effektes.

I

Hinweis Die höhere Anlassbeständigkeit durch Sekundärausscheidungen von

Sonderkarbiden liegt auch bei einigen hochlegierten Warmarbeitsstählen vor

(Tab. 4.42).

Tabelle 4.44 gibt einen Überblick über Schnellarbeitsstähle und ihre Anwendung.

Leistungssteigerung bei Schnellarbeitsstählen durch pulvermetallische Herstellung
von hochkarbidhaltigen Werkzeugstählen ergibt eine gleichmäßigere und feinkörnigere

Karbidverteilung als es schmelzmetallurgisch möglich ist. Dadurch steigen Biegefestig-
keit (Zähigkeit gegen Kantenausbrechen) und damit die Standzeiten.

Karbide scheiden sich als Primärkristalle in der Schmelze grobkörnig aus, bei War-
mumformung werden sie nur ungleichmäßig verkleinert.

Eine Standzeiterhöhung wird erreicht durch Badnitrieren und PVD/CVD-Beschich-
tungen mit TiN, TiC oder Ti(CN), evtl. auch mehrlagig (Multilayer).

Zahlreiche Sorten sind als PM-Stähle im Handel.

4.8

Stahlguss

4.8.1

Allgemeines

Stahlguss ist in Formen gegossener Stahl mit ähnlichen Analysen wie Walz- und Schmie-
destähle, jedoch nicht in der Vielzahl der Sorten.

4.8

Stahlguss

183

Erschmelzung In Stahlgießereien werden Lichtbogen- und Induktionsöfen (kleine Ab-
stichmassen) verwendet. Da Gussteile nicht plastisch weiterverformt werden, wird zur

Vermeidung von Gasblasen desoxidiert, beruhigt vergossen oder vakuumentgast (Ab-
schn. 4.1.4 Sekundärmetallurgie).

Erstarrung Stahlguss hat beim Erstarren eine Volumenschrumpfung von 6 bis 8 %, des-
halb müssen zum Abguss lunkerfreier Gussstücke viele Speiser zum Nachsaugen ge-
setzt werden. Die langsame Abkühlung führt zu Grobkorn (Widmannstätten’sches Ge-
füge, Abb. 5.5). Die Zähigkeit ist gering und muss durch Normalisieren und Spannungs-
armglühen angehoben werden. Je nach C-Gehalt (und LE) sind alle anderen Wärmebe-
handlungen möglich.

Gießeigenschaften Von allen Gusswerkstoffen besitzt Stahlguss die erwünschten Gieß-
eigenschaften (Abschn. 6.1) am geringsten.

Hohe Gießtemperatur 1500–1700 °C,
das Schwindmaß ist mit bis 2 % ziemlich hoch,
schlechtes Formfüllungsvermögen, da auf der kälteren Formwand dendritische Misch-
kristalle senkrecht wachsen und bei dünnen Querschnitten den Durchfluss sperren.

Anwendung Stahlguss wird dann verwendet, wenn das Eigenschaftsprofil der anderen

Fe-Gusswerkstoffe nicht ausreicht. Das ist bei folgenden Beanspruchungen der Fall:

höhere Zähigkeit notwendig,

Tieftemperatur-Einsatz,

Betriebstemperaturen über 300 °C,
besonderen Korrosions- und Verschleiß-Beanspruchungen.

Für besondere Beanspruchungen ausgelegt sind die Sorten der Normen nach den Tab. 4.46,

4.47 und 4.48.

4.8.2

Stahlguss für allgemeine Verwendung

Tabelle 4.45 gibt einen Überblick über einige Stahlgusssorten, ihre technologischen Ei-
genschaften und ihre Anwendung.

Schweißeignung ist wichtig für

Reparaturschweißung zum Beheben von Oberflächenfehlern bei großen Gussstücken,

Konstruktives Schweißen, wenn Werkstücke aus gießtechnischen Gründen geteilt ge-
gossen und durch Schweißen zusammengefügt werden. Vielfach werden auch Verbun-
de aus Walzprodukten mit Gussteilen aus Kostengründen gewählt.

184

4

Stähle
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ah

-BU t)

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,3
kg)

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40

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90

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–

27=

27=

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J
in

°C=

KV

RT

27

27

31

70

60

45

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A

%

25

22

18

24

20

14

20
in

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a
p0R MP

200

230

300

240

300

700

360

..530

..600

..670

..600

..620

..1000

..650
a
mR MP

380.

450.

520.

450.

480.

850.

500.

10293/05

NE

300

300

100

50

30

100

35

Dicke
mm

IND
aus
f-
l

.

ah

Stof

Nr

1.0420

1.0446

1.0558

1.1131

1.1120

1.7725

1.5638
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N

QT

N

QT

QT

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C

C

C

C

C

C

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200

240

300

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E

E

17Mn5

20Mn5

30C
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a
sc

T

Sta

Ku

Zusta

G

G

G

G

G

G

G9
a

4.8

Stahlguss

185

Moderne Form- und Gießverfahren sind in der Lage, Bauteile mit komplexen Formen in
hoher Genauigkeit und Oberflächengüte herzustellen. Sie werden auch für Präzisionsteile
aus Stahlguss angewandt:

Feingießverfahren (bis zu 100 kg),

Keramikformverfahren mit hoher Oberflächengüte für Bauteile bis zu 1000 kg und etwa

1000 mm Kantenlänge, bei geringen bis mittleren Losgrößen,

Lost-Foam-Guss. Vollform mit verlorenem Modell als Ersatz für mehrere Fügeteile.

4.8.3

Weitere Stahlgusswerkstoffe

Weitere Stahlgusswerkstoffe sind korrosionsbeständiger Stahlguss (Tab. 4.46), Stahlguss
für Druckbehälter (Tab. 4.47) und hitzebeständiger Stahlguss (Tab. 4.48).

Tab. 4.46 DIN EN 10283/10 Korrosionsbeständiger Stahlguss

Gefüge/

Beispiele

R p0;2

Gefüge

Beispiele

R p0;2

Sorten

MPa

MPa

6 marten- GX12Cr12,

450

7 voll-aus-

GX2NiCrMo28-20-2

165
sitische

GXCrNiM016-5-2

540
tenitische

GX2CrNiMoCuN20-18-6 260

8 austeni- GX2CrNiMo19-11-2

195

7 austeni-

GX6CrNiN26-7

420
tische

GX2CrNiMoN17-13-4

210
tisch-ferri-

GX2CrNiMoN26-7-4

480
tische

Tab. 4.47 DIN EN 10213/07 Stahlguss für Druckbehälter

Gefüge/Sorten

Anzahl

Beispiele

Zustand R p0;2= R m

A

KV

MPa

%

J=ıC

Ferritisch-

19

GP240GH

QT

240 / 420. . . 600

22

40 RT
martensitische

G17CrMo5-5

QT

315 / 490. . . 690

20

27 RT

GX23CrMoV12-1

QT

540 / 740. . . 880

15

27 RT

Austenitisch u.

12

GX2CrNi119-11

AT

185 / 440. . . 640

30

80 RT
austenitisch-

GX2CrNiMoN25-7-3

AT

480 / 650. . . 850

22

50 RT
ferritisch

Zustandsbezeichnungen: QT: vergütet; AT: Lösungsgeglüht und in Wasser abgeschreckt

GX12CrMoWVNbN10-1-1 als Neuentwicklung für thermische Kraftwerke bis 600 °C bei 330 bar

(nicht genormt)

Tab. 4.48 DIN EN 10295/02 Hitzebeständiger Stahlguss

Anzahl

Gefüge

Beispiele

T max=Luft

8

Ferritische und

GX30CrSi7

750 °C
ferritisch-austenitische

GXCrNiSi27-4

1100 °C

17

Austenitische Sorten

GX40CrNiSi25-20

1100 °C

4

Ni- und Co-Basislegierungen

G-NiCr 28 W

1150 °C

186

4

Stähle

Literatur

1. Stahl und Eisen. Verlag Stahleisen, Düsseldorf. www.stahleisen.de (Zeitschrift)

2. Konstruktion, mit Fachteil Ingenieur-Werkstoffe. Springer-VDI-Verlag (Zeitschrift)

3. Stahl-Eisen-Informationszentrum, Düsseldorf. www.stahl-online.de

4. Stahlguss: Zentrale für Gussverwendung, kostenfreie downloads. www.kug.bdguss.de

5. Informationsstelle Edelstahl Rostfrei (ISER), Düsseldorf. Informationsschriftenreihe, (Pdf-

Dateien). www.edelstahl-rostfrei.de

6. Arnold, M.-O. u. a.: Stahlguss Herstellung – Eigenschaften – Anwendung. Konstruieren und

Gießen 1 (2004)

7. Bleck, W. u. a.: Grundlagen der integrierten Wärmebehandlung. Stahl und Eisen 4 (1997)

8. Herfurth, K.N., Netscher, Köhler, M.: Werkstoffe – Verfahren, Anwendung. In: Verein Deut-
scher Gießereifachleute VDG (Hrsg.): Gießereitechnik kompakt. Gießerei-Verlag Düsseldorf

(2003)

9. Spitzer, H.: Stahl – Entwicklungstendenzen und Perspektiven. VDI-Bericht 670 Bd. I (1988)

10. VDI-Bericht 1080 Leichtbaustrukturen und leichte Bauteile. Stahlwerkstoffe: S. 25–54, 771–

799

11. VDEh (Hrsg.) Stahl Eisen Liste, 11. Auflage. Verlag Stahleisen (2003)

Stahl im Automobilbau. Verlag Stahleisen (2003)

Stahl Fibel, Verlag Stahleisen (2002)

12. DIN-Taschenbücher 401: Begriffe, Bezeichnungen, Oberflächengüte usw. 402: Bauwesen,

Metallbearbeitung; 403: Druckgeräte, Rohrleitungsbau; 404: Maschinenbau, Werkzeugbau;

405: Nicht rostende, hochwarmfeste, hitzebeständige Stähle, Ventilwerkstoffe, Heizleiterlegie-
rungen, Beuth-Verlag

Wärmebehandlung der Stähle

5

5.1

Allgemeines

5.1.1

Einteilung der Verfahren

Die in diesem Abschnitt behandelten Verfahren sind Teil einer Fertigungshauptgruppe mit
der Bezeichnung Stoffeigenschaft Ändern, deren Verfahren sich auf alle metallischen

Werkstoffe beziehen. Die hier beschriebenen Verfahren bilden eine Verfahrenshauptgrup-
pe (DIN 8580/03).

Schwerpunkt ist die Wärmebehandlung der Stähle, die nach DIN EN 10052/93 Be-
griffe der Wärmebehandlung von Eisenwerkstoffen genormt ist. Die zugehörigen Verfah-
ren ändern die Eigenschaften von Halbzeugen, Werkzeugen oder Bauteilen zielgerichtet.

Form und Abmessungen sollen sich dabei nicht ändern (mit Ausnahmen), also kein

Verzug von Bauteilen auftreten.

Die Eigenschaften des Werkstoffes hängen von seiner Struktur ab. Bei allen Verfahren
wird in diese Struktur eingegriffen. Das läuft bei erhöhten Temperaturen schneller ab oder
wird überhaupt erst möglich.

Die Verfahren verändern das Gefüge, teilweise auch die Kristallgitter.

Kristallgitter Verzerrung der Gitter durch Kaltumformen oder Abschrecken,

Einbringen von Fremdatomen oder Umlagern von Atomen durch Diffusion

Gefüge

Änderung von Größe und Form der Kristalle, sekundäre Ausscheidungen,

Abbau innerer Spannungen

Einige Verfahren sind auch auf andere Metalle und Gusswerkstoffe anwendbar, ebenso
die Verfestigung durch Kaltumformen im Randbereich von Bauteilen.

Alle Verfahren haben das Ziel, dem Werkstoff ein gewünschtes Eigenschaftsprofil zu
geben.

I

Hinweis Werkstoffeigenschaften, die an Proben ermittelt werden, unterschei-
den sich von denen im Bauteil.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

187

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_5

188

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.1 Stoffeigenschaft ändern (Die Dezimalteilung in der Tabelle folgt der Norm)

Gruppen

Untergruppen

6.1 Verfestigen

6.1.1

6.1.2

6.1.3

6.1.4
durch

Verfestigungsstrahlen

Walzen

Ziehen

Schmieden

Umformen

6.2 Wärme-

6.2.1 Glühen

6.2.2 Härten

6.2.3

6.2.4
behandeln

Isothermisch

Anlassen,

Umwandeln

Auslagern

6.2.5

6.2.6

6.2.7

6.2.8

Vergüten

Tiefkühlen

Thermochemisches Behandeln

Aushärten

6.3 Thermomechanisch

6.3.1 Austenitformhärten

6.3.2

Behandeln

Heißisostatisches

Nachverdichten

6.4 Sintern, Brennen

6.5 Magnetisieren

6.6 Bestrahlen

6.7 Photochemische Verfahren

6.7.1 Belichten

Proben haben einfache Gestalt, einfachen Spannungsverlauf, überall gleiche

Werkstoffbeschaffenheit und werden unter normalen klimatischen Bedingun-
gen geprüft.

5.1.2

Zeit-Temperatur-Folgen

Die Behandlung durch „Wärme“ wird i. d. R. in drei großen Schritten durchgeführt

(Abb. 5.1).

Erwärmen Die Temperatur der Randschicht eilt vor. Nach der Anwärmzeit tan ist die

Haltetemperatur Th erreicht. Der Kern braucht dazu noch die Durchwärmzeit td. Bis dahin
ist die Erwärmzeit te verstrichen. Mit steigender Wärmgeschwindigkeit und Wanddicke
der Teile streben die Kurven auseinander.

Halten Wärmzeit th mit konstanter Temperatur, die sich auf Ofen, Werkstückoberfläche
oder den Querschnitt beziehen kann. Dabei können sich Spannungen und Gefügeunter-
schiede ausgleichen. Die Länge von th ist vom Verfahren abhängig, i. Allg. möglichst kurz,
um Kornwachstum zu vermeiden.

Abb. 5.1 Temperatur-Zeit-

Folge

5.1

Allgemeines

189

Tab. 5.2 Haltepunkte, Linien und Umwandlungen in der Stahlecke des EKD

Haltepkt./Linie Vorgänge/Gefügeänderung

Haltepkt./Linie Vorgänge/Gefügeänderung

Ar3

GSK #

Abkühlen des Austenits, die

Ac3

GSK "

Erwärmen, Ferritumwandlung

Ferritausscheidung beginnt
zu Austenit ist beendet

(
-˛-Umwandlung)

(˛-
-Umwandlung)

Ar1

PSK #

Abkühlen, Austenitzerfall D

Ac1

PSK "

Erwärmen, Auflösung des

Perlitbildung

Perlits zu Austenit

(
-˛-Umwandlung)

(˛-
-Umwandlung)

Arcm

ES #

Abkühlen, Beginn der Se-

Accm

ES "

Erwärmen, Einformung des
kundärzementitausscheidung

Sekundärzementits

(C-Löslichkeit sinkt)

(C-Löslichkeit steigt)

Abb. 5.2 Stahlecke des EKD

Abkühlen Abkühlzeit tab je nach Verfahren kürzer (beim Härten) oder länger (beim Glü-
hen) und je nach Wanddicke der Werkstücke.

Bei einigen Verfahren sind Erwärmen und Abkühlen in Stufen unterteilt, um z. B.

bei großen Querschnitten oder niedriger Wärmeleitfähigkeit legierter Stähle Risse zu
vermeiden.

Die Temperaturen hängen vom C-Gehalt des Stahles ab und werden durch die Halte-
punkte angegeben oder mit den Linien des EKD veranschaulicht (Tab. 5.2, Abb. 5.2).

Durch die Erscheinung der Hysterese werden die praktischen Temperaturen gegenüber
dem EKD verändert. Bei schneller Erwärmung (z. B. durch Induktion) erhöht sich der

Umwandlungspunkt Ac3 um bis zu 300 °C.

Stahlbegleiter und Reinheitsgrad beeinflussen die Vorgänge bei der Austenitisierung,
die Angaben der Stahlhersteller müssen eingehalten werden. Den Einfluss der Wärme-
quelle zeigt die Übersicht (Tab. 5.3).

5.1.3

Austenitisierung (ZTA-Schaubilder)

Viele Verfahren benötigen den
-Zustand des Stahles (Austenit), um von da aus bestimmte

Gefügeumwandlungen zu erreichen. Diese Art des Erwärmens heißt Austenitisieren.

190

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.3 Vergleich der Erwärmungsarten

Wärmequelle

Erwärmungsverlauf, Folgeerscheinungen

Äußere Zufuhr durch Wär-

Wärme gelangt durch Wärmestrahlung, -übergang und -leitung
meübertragung über Gase,
von außen in das Werkstück, ungleichmäßig (der Kern erreicht

Schmelzen und elektrische
die Endtemperatur später) und langsam, um Spannungen und

Heizelemente, Strahlen

Rissen vorzubeugen

Innere Erzeugung durch elek-

Wärme entsteht innerlich durch Wirkung des elektrischen
trische Widerstands- oder

Stromes, gleichmäßig im Querschnitt (niedrige Frequenz !

Induktiverwärmung

Abschn. 5.6.2) und schnell

Abb. 5.3 ZTA-Schaubilder und Beziehung zum EKD, schematisch für Stahl C45, A Austenit, C Ze-
mentit, F Ferrit. Perlit besteht aus den Phasen Ferrit und Zementit

Der Grad der Austenitisierung – Homogenität und Korngröße – beeinflusst sehr stark
das bei der Abkühlung entstehende Gefüge. Dabei entsteht ein Zielkonflikt:

Homogenität erfordert längeres Halten im Austenitgebiet (Diffusionsvorgänge).

Feinkorn erfordert kurzes Halten bei Temperaturen im Austenitgebiet, sonst tritt Korn-
wachstum auf.

I

Hinweis Übereutektoide Stähle bestehen im austenitisierten Zustand aus fein-
körnigem Austenit mit Sekundärcarbiden.

ZTA-Schaubilder

Sie entstehen aus dem EKD durch Antragen einer Zeitachse senkrecht zur Ebene des EKD
an der Stelle, die sich aus dem C-Gehalt des untersuchten Stahles ergibt (Abb. 5.3).

Damit gelten ZTA-Schaubilder (ZTA = Zeit-Temperatur-Austenitisierung) nur für je-
weils einen Stahl bestimmter Analyse (hier 0,45 % C). Merkmale sind:

5.1

Allgemeines

191

Die Haltepunkte des EKD A3 und A1 werden mit schnellerer Erwärmung (kürzere Zeit)

stetig nach oben verschoben und ergeben die Linien für Ac1 und Ac3.

Oberhalb der Linie Ac3 liegt noch eine gestrichelte Linie. Sie zeigt an, wann der Aus-
tenit homogen geworden ist.

Diese Schaubilder gibt es in zwei Arten, entsprechend der praktisch durchgeführten Er-
wärmung:

isotherm: für Erwärmen bei konstanter Temperatur, z. B. in Salzbädern (Abb. 5.3 Bild-
teil links)

kontinuierlich: für ein Erwärmen bei fortlaufender Temperaturänderung, z. B. durch
elektrische Widerstands- oder Induktiverwärmung, Schweißen (Abb. 5.3 Bildteil Mitte)

I

Hinweis ZTA-Schaubilder werden mit Hilfe von 2 mm dicken Stahlproben auf-
gestellt und gelten streng nur dafür und für die untersuchte Schmelze. Die An-
gaben haben etwa ˙10 % Messgenauigkeit.

Das Lesen der ZTA-Schaubilder

Die Umwandlung des Gefüges zu Austenit wird im ZTA-Schaubild für isotherme Aus-
tenitisierung auf einer Waagerechten verfolgt (Abb. 5.3 Bildteil links). Dabei werden
verschiedene Phasenfelder durchlaufen, die durch die Linien der Haltepunkte Ac3 und

Ac1 begrenzt sind.

Das Lesen der ZTA-Schaubilder für kontinuierliche Erwärmung erfolgt auf den steil
verlaufenden Wärmkurven von unten nach oben (links mit hoher Wärmgeschwindigkeit
und rechts mit einer sehr kleinen (Abb. 5.3 Mitte).

ZTA-Schaubilder können zusätzlich die Austenitkorngröße (nach ASTM) oder auch
die erzielbare Abschreckhärte angeben (Tab. 5.4).

Ablesebeispiel (Abb. 5.4) ZTA-Schaubild für isotherme Erwärmung:

Von der senkrechten Achse bei 800 °C waagerecht durch das Diagramm gehen.

Der Haltepunkt Ac1 ist zu einem Bereich erweitert, weil die Carbide des Perlits erst
gelöst werden müssen.

An der unteren Ac1-Linie beginnt die ˛-
-Umwandlung der Ferritlamellen im Perlit.

Zwischen den Schichten entstehen viele kleine Austenitkörner. Sie sind ungesättigt und

Abb. 5.4 ZTA-Schaubild für
isotherme Austenitisierung,

Stahl mit 0,45 % C (nach Hou-
gardy)

192

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.4 Typische Austenitkorngrößen

ASTM-Klasse

Kornzahl=mm2 Schlifffläche

Mittlerer Korndurchmesser

0. . . 5 grob

4. . . 256

320. . . 56 µm

6. . . 12 fein

512. . . 32768

40. . . 5 µm

ASTM: American Society for Testing Materials
können die Zementitlamellen lösen. Dabei werden diese aufgelockert. So liegen zunächst
drei Phasen nebeneinander vor. Erst an der oberen Ac1-Linie ist die Auflösung der Carbide
beendet.

Jetzt wandelt sich der voreutektoide Ferrit um, bis an der Ac3-Linie nur noch Austenit
vorliegt (inhomogener Austenit, mit ungleichmäßig verteilten C-Atomen). Erst über der
gestrichelten Linie liegt homogener Austenit vor.

Aus dem Schaubild ist zu erkennen, dass ein längeres Verweilen im Temperaturbereich
über 1000 °C (z. B. Stahlguss und Schmiedeteile nach der Umformung) zu einem groben

Korn führen muss.

Bei warmgewalzten Blechen wird deshalb im letzten Verformungsgang mit niedriger

Endtemperatur gearbeitet. Die sofort einsetzende Rekristallisation erzeugt ein neues Korn-
gefüge, das dann nicht vergröbert.

I

Hinweis Übereutektoide Stähle werden beim Austenitisieren nicht in den
-

Bereich erwärmt (über Accm/, sondern nur über Ac1. Eine vollständige Auflösung
der sekundären Carbide dauert sehr lange, dabei würde sich ein sehr grobes

Korn bilden. Angestrebt wird ein homogener Austenit mit fein verteilten Carbi-
den.

Zusammenfassend lassen ZTA-Schaubilder Folgendes erkennen (Abb. 5.4):

Haltepunkttemperaturen liegen bei kurzzeitiger Erwärmung höher (linke Seite) als bei
langsamer (rechte Seite). Das ist die Auswirkung der begrenzten Diffusionsgeschwin-
digkeit der Atome.

Austenit ist nach der Umwandlung zunächst feinkörnig, aber inhomogen.

Homogener Austenit entsteht bei niedriger Temperatur (800 °C) erst nach langer Zeit

(nach 105 s, die Diffusion der C-Atome benötigt Zeit).

Bei hohen Temperaturen (1000 °C) ist bereits nach 10 s ein homogenes Gefüge entstan-
den. Nur genaues Einhalten der Zeit kann grobkörniges Gefüge vermeiden.

5.2

Glühverfahren

Wärmebehandlung, bestehend aus Erwärmen auf eine bestimmte Temperatur, Halten
und Abkühlen in einer Weise, dass der Zustand des Werkstückes bei Raumtemperatur
dem Gleichgewichtszustand näher ist.

5.2

Glühverfahren

193

Abb. 5.5 Glühtemperaturen
der Stähle in Abhängigkeit
vom C-Gehalt. 1 Diffusi-
onsglühen, 2 Normalglühen,

3 Weichglühen, 4 Spannungs-
armglühen

Die wichtigsten Verfahren sind nachstehend unter folgenden Gesichtspunkten beschrie-
ben:

Verfahrensziel, Eigenschaften und Gefüge, die durch das Glühen erzeugt werden sol-
len,

Gefügeänderungen, innere Vorgänge,

Verfahren, Zeit-Temperatur-Folge,

Anwendungsbeispiele und Werkstoffe.

Glühtemperaturen richten sich nach dem C-Gehalt des Stahles und dem Verfahren

(Abb. 5.5).

Einige Glühverfahren geben dem Werkstoff günstigere Verarbeitungseigenschaften,
z. B. zum Fließpressen oder Spanen, und erzeugen dazu geeignete Gefügezustände.

Andere Verfahren beseitigen ungünstige Wirkungen vorangegangener Behandlungen,
wie z. B. Kaltverfestigung, Grobkorn oder Spannungen.

5.2.1

Normalglühen

Normalglühen besteht aus Austenitisieren und abschließendem langsamem Abkühlen,
i. d. R. an ruhender Luft.

Verfahrensziel Herstellung eines feinkörnigen und gleichmäßigen Gefüges – unabhän-
gig von der vorangegangenen Behandlung – mit normalen Eigenschaften (Abb. 5.6 unten),
die sich immer wieder herstellen lassen (Reproduzierbarkeit). Gewährleistete Eigenschaf-
ten beziehen sich oft auf diesen Zustand.

Gussteile besitzen durch die Erstarrungsbedingungen Gefüge mit ungleichen Korngrö-
ßen (Rand fein, Kern grob) und -formen (Abb. 5.6 oben, Widmannstätten’sches Gefüge
mit Dendriten). Hinzu kommt das Kornwachstum bei langsamer Abkühlung. Letzteres gilt
auch für Schmiedeteile, die unkontrolliert an der Luft abkühlen.

194

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.6 Gefüge von Stahlguss GE200 (GS-38). Links Rohgusszustand, rechts normalisiert bei

930 °C=3 h, Ofenabkühlung (100 : 1)

Abb. 5.7 Normalglühen,

Zeit-Temperatur-Verlauf mit

Gefügeumwandlungen

Gefügeänderungen Nach der Austenitisierung (Abschn. 5.1.3) liegt ein feinkörniges

Gefüge vor, das dem Kornwachstum unterliegt (Abb. 5.7). Deshalb wird schnell bis zum

Ende der Umwandlungen abgekühlt, um das Feinkorn des Austenits auf das Umwand-
lungsgefüge zu übertragen. Die Wärmeabfuhr (Volumen/Oberflächenverhältnis des Werk-
stückes) hat Einfluss.

Alle vorherigen Behandlungen (z. B. Kaltverfestigung, Härten, Vergüten) werden be-
seitigt und Eigenspannungen reduziert.

Verfahren, Zeit-Temperatur-Folge Nach langsamer Erwärmung bis ca. 600 °C folgt ei-
ne schnellere im Bereich der Umwandlungen bis auf 30. . . 50 °C über Ac3 (Linie GSK)

und Halten, bis der Kern der Teile völlig umgewandelt ist (Erfahrungswert ca. 2 min=mm

Wanddicke) (Abb. 5.7).

Anschließend wird schnell bis unter Ar1 abgekühlt, danach beliebig; legierte Stähle
langsam, um eine Aufhärtung zu vermeiden. Für sperrige und dickwandige Teile gelten
die Regeln des Spannungsarmglühens.

Anwendungen Guss- und Schmiedeteile nach unkontrollierter Abkühlung. Langzeitig
geglühte Teile (nach Diffusionsglühen, Aufkohlen u. a.), hoch belastete geschweißte Teile
und kaltgeformte Teile mit kritischen Verformungsgraden.

Nicht normalisierbar sind umwandlungsfreie, ferritische und austenitische Stähle.

5.2

Glühverfahren

195

Tab. 5.5 Wirkung des Normalglühens auf die Eigenschaften von Stahlguss mit 0,25 % C

Eigenschaft

Einheit

Guss-Zustand

Normalisiert

Änderung in %

R m

MPa

430

480

C11;6

R po; 2

MPa

230

280

C21;7

A

%

13

24

C69;2

Z

%

14

40

C185

KV

J

20,3

65,8

C224

Tabelle 5.5 zeigt den Anstieg aller Eigenschaftswerte durch das Normalglühen von

Stahlguss, insbesondere bei den Verformungskennwerten und der Zähigkeit.

Höherfeste Baustähle DIN EN 10025-3/04 und DIN EN 10028-3/09 (Abschn. 4.3.1)

werden im normalisierend gewalzten Zustand geliefert. Dabei erfolgt der letzte Walz-
stich im unteren Austenitbereich mit anschließender Temperaturführung wie Abb. 5.7.

Die Rekristallisation erzeugt ein feinkörniges Austenitgefüge, das bei der Umwandlung
feinkörnig ferritisch-perlitisch wird.

I

Hinweis Mechanische Eigenschaftswerte sind oft auf den normalisierten Zu-
stand bezogen und mit dem Anhängesymbol CN bezeichnet.

Beispiel für einen höherfesten Stahl

GE200+N, Stahlguss normalisiert, 200 MPa Streckgrenze gewährleistet

5.2.2

Glühen auf beste Verarbeitungseigenschaften

Diese Verfahren stellen einen Gefügezustand her, der für die Weiterverarbeitung geeignete

Eigenschaften besitzt. Unterscheidung:

Fertigungsverfahren (spanlos, spanend)

Werkstoff (C-Gehalt, legiert)

Für die wirtschaftliche Zerspanung von Massenteilen sind Gefüge gefordert, in denen
harte Phasen (Carbide) fein und gleichmäßig verteilt sind.

Die Verfahren werden oft vom Stahlhersteller bzw. -umformer durchgeführt. Dadurch
kann u. U. die Restwärme aus der Warmformung genutzt werden (Zeit- und Energieein-
sparung). „An den Werkzeugschneiden hängt die Dividende der Aktionäre“, sagte schon

Henry Ford.

Kaltumformen stellt an den Werkstoff andere Anforderungen als spanende Verfahren.

Zeit-Temperatur-Folgen müssen auf unlegierte, legierte, unter- und übereutektoide

Stähle abgestimmt werden. Legierte und C-reiche Stähle brauchen mehr Zeit zur Carbid-
auflösung.

196

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.8 Weichglühen,

Zeit-Temperatur-Folgen für
verschiedene Zustände

Grobkornglühen

Der Name deutet das Verfahrensziel an: Erzeugung von Grobkorn mit Versprödung des

Stahles zur Verbesserung der Spanbarkeit (kurzbrechende Späne). C-arme Stähle sind zäh
und ergeben Aufbauschneide und ein Schmieren, das zu schlechter Oberflächenqualität
führt.

Verfahren Glühen bei 950. . . 1100 °C=1. . . 2 h mit Ofenabkühlung im Bereich von

900. . . 700 °C (ca. 50 °C über Ac3/, dann schneller

Anwendungen unlegierte Einsatz- und Vergütungsstähle

Gefügeänderung Bei Halten auf höheren Temperaturen im Austenitbereich wird im

Werkstück durch Kornwachstum vorübergehend ein grobkörniges Gefüge hergestellt

(Abb. 5.4).

I

Die niedrige Zähigkeit des grobkörnigen Gefüges muss nach der spanenden Be-
arbeitung durch Vergüten oder Normalisieren der Werkstücke beseitigt werden.

Weichglühen

Verfahrensziel Wärmebehandlungen zum Vermindern der Härte eines Werkstoffes auf
einen vorgegebenen Wert.

Dabei werden Eigenschaften angestrebt, welche die mechanische Bearbeitung erleich-
tern: geringere Kräfte, höhere Standzeiten oder Standmengen der Werkzeuge bei hoher

Oberflächengüte.

Je nach Werkstoff gibt es mehrere Zeit-Temperatur-Folgen, die das Gefüge für das
jeweilige Fertigungsverfahren optimieren (Abb. 5.8, Tab. 5.6).

Gefügeänderung Stähle enthalten den harten Zementit im Perlitanteil als Lamellen im
weichen Ferrit eingebettet (Abb. 5.9). Übereutektoide Stähle haben zusätzlich Sekun-
därzementit auf den Korngrenzen. Beide Zementitformen sind die Träger der Härte und
ungünstig für Zerspanung und Kaltumformung.

Beim Glühen dicht unter Ac1 formen sich die Lamellen im Perlit aufgrund der Ernied-
rigung der Oberflächenenergie zu kugeligen Körnern um. Zunächst entsteht ein Netz von

Rissen, später streben die Bruchstücke eine eckige bis rundliche Kornform an (Abb. 5.10).

5.2

Glühverfahren

197

Tab. 5.6 Angestrebte Werkstoffzustände (Symbole) beim Weichglühen

Symbol

Ziel: Behandeln auf . . .

Eigenschaftsänderung

Anwendung auf Stahlsorten

G

Niedrigste Härte (HBWmin

Konstante Zerspanungs-

C < 0;8 %, Vergütungs-,
gewährleistet)

bedingungen

Wälzlager- und Werkzeug-
stähle, HS-Stähle

BG

Gleichmäßiges Ferrit-

Umwandlung von Zeilen-

Niedriglegierte Stähle

Perlit-Gefüge
gefügen durch isotherme

Umwandlung in der Perlit-
stufe

GSK

Kugelige Carbide

Niedrigste Formän-

Fließpressstähle,
derungsfestigkeit zur

Werkzeugstähle zum Kalt-

Massivumformung
einsenken

BF

Bestimmte Festigkeit

Verbesserung der Span-

C-arme Stähle

(Toleranz-Bereich)

barkeit, Vermeiden des

Schmierens

Abb. 5.9 Perlit D Zementit-
lamellen in Ferrit

Abb. 5.10 Zementitkörner in

Ferrit

Das Einformen der Carbidlamellen geht umso schneller, je weniger stabil das Gefüge
ist, z. B. abgeschreckt oder kaltumgeformt.

Verfahren Zeit-Temperatur-Folgen (Abb. 5.8).

198

5

Wärmebehandlung der Stähle

5.2.3

Spannungsarmglühen

Ziel des Verfahrens ist, innere Spannungen (sog. Eigenspannungen) zu verringern. Sie sind
im Bauteil vorhanden, auch wenn keine äußeren Kräfte wirken und können bei späteren

Fertigungsgängen zu Verformungen führen:

wenn spannungsführende Werkstofffasern einseitig abgespant werden. (Kalt gezogener

Rundstahl steht z. B. an der Oberfläche unter Zugspannungen. Beim einseitigen Fräsen
einer Nut überwiegen die Zugspannungen an der gegenüberliegenden Seite und versu-
chen, die Seite zu verkürzen. Dadurch wird die Welle elastisch verbogen. Beim Fräsen
von gegenüberliegenden Nuten oder Flächen tritt kein Verzug auf.)

wenn spannungsbehaftete Teile gehärtet werden (Härteverzug).

I

Innere und betrieblich bedingte Spannungen überlagern sich bei Funktion des

Bauteiles und führen vorzeitig zu Verformung oder Bruch.

Ursachen der Eigenspannungen

Wärmespannungen entstehen durch behindertes Schrumpfen. Der Werkstückkern hat
beim Abkühlen stets eine höhere Temperatur als die Randzone. Der erkaltete Rand behin-
dert das Schrumpfen des noch heißen Kerns ) Zugspannungen im Rand und Druckspan-
nungen im Kern.

Umwandlungsspannungen entstehen, wenn Gitterumwandlungen (z. B.
-˛-Um-
wandlung) mit einer Volumenänderung einhergehen und diese nicht in allen Bereichen
gleichzeitig stattfindet.

Spannungen durch ungleichmäßige Kaltverformung (z. B. beim Biegen) sind dar-
in begründet, dass es nach der Verformung eine elastische Rückfederung gibt. Dadurch
entstehen in zugverformten Bereichen Druckeigenspannungen und umgekehrt.

Gefügeänderungen Bei höheren Temperaturen sinkt die Fließgrenze des Stahles ab

(Abb. 5.11), die Kriechdehngrenze liegt noch darunter.

Liegen die Eigenspannungen in der Größenordnung der Fließgrenze, so gibt der Werk-
stoff durch plastische (Kriech-)Verformung nach. Dabei verringern sich die Spannungen
bis auf eine Restspannung, deren Höhe von der Dauer des Spannungsarmglühens abhängt:

Je länger, desto niedriger.

Abb. 5.11 Zugfestigkeit und

Streckgrenze (Fließgrenze) bei
höheren Temperaturen

5.2

Glühverfahren

199

I

Kaltgeformte Teile können beim Spannungsarmglühen rekristallisiert werden,
wenn die Temperatur zu hoch ist (Gefahr von Grobkornbildung Abschn. 5.2.5).

Verfahren Die Teile werden langsam in den Bereich 550. . . 650 °C erwärmt und bis zu

4 h lang gehalten. Wesentlich ist eine langsame Abkühlung, sodass im Werkstück kei-
ne großen Temperaturunterschiede auftreten, die wiederum Eigenspannungen erzeugen
könnten.

Anwendungen Schmiede- und Gussteile vor der spanenden Weiterbearbeitung. Teile mit
engen Toleranzen nach dem Schruppen, geschweißte Bauteile.

I

Hinweis Normal- und Weichglühen können mit einem Spannungsarmglühen
gekoppelt werden. Dazu ist nach diesem Glühen nur ein langsames Abkühlen
aus ca. 600 °C erforderlich.

Das Verfahren kann auf alle anderen metallischen Werkstoffe angewandt werden. Ty-
pische Spannungsarmglühtemperaturen liegen unter der halben Schmelztemperatur, um
weitergehende Gefügeumwandlungen zu vermeiden.

Beispiel Zur Vorbeugung gegen Spannungsrisskorrosion werden z. B. Kaltformteile aus

CuZn-Legierungen bei ca. 300 °C spannungsarmgeglüht.

5.2.4

Diffusionsglühen

Ziel des Diffusionsglühens ist der Ausgleich von Konzentrationsunterschieden im Ge-
füge durch Diffusion. Die Unterschiede werden gemildert, aber nicht völlig abgebaut

(Abb. 5.12 und 5.13).

Abb. 5.12 Gefügeänderung durch Diffusionsglühen, oben Sulfidseigerungen auf den Korngrenzen,
unten nach dem Glühen

200

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.13 Legierter Stahlguss mit groben Primärkristallen aus hochschmelzenden Carbiden.

Sie werden mit steigender Temperatur gleichmäßiger über den Querschnitt verteilt (auch

Homogenisierungs- oder Verteilungsglühen genannt)

Konzentrationsunterschiede entstehen beim Erstarren durch Seigerung (Abschn.

4.1.5). Ein Ausgleich kann nur stattfinden, wenn die Diffusionswege klein sind, z. B. bei

Unterschieden zwischen Kern und Rand eines Kristalls (Abb. 2.65).

Gefügeänderung Diffusion erfordert hohe Temperaturen, Stahl ist dann austenitisch und
löst ausgeschiedene Phasen auf. Fremdatome können von Bereichen hoher Konzentration
in solche mit niedriger wandern. Dabei wirkt der Konzentrationsunterschied als treibende

Kraft.

Verfahren Der Werkstoff wird langzeitig im Bereich zwischen 1000 und 1300 °C je nach

C-Gehalt geglüht und langsam abgekühlt. Begleiterscheinungen sind:

Zunderbildung und Randentkohlung, die durch Schutzgas oder Vakuum vermieden
werden können
starkes Kornwachstum, das durch nachträgliches Normalisieren behoben werden muss.

Bei Anwendung des Verfahrens auf Rohblöcke werden diese Nachteile durch die War-
mumformung aufgehoben. Die Diffusionswege werden verkürzt (kürzere Glühzeiten).

Anwendungen Verteilung von Korngrenzenseigerungen bei Automatenstählen, die hö-
here S-Gehalte (als MnS) aufweisen (Abb. 5.12).

Auch dieses Verfahren kann auf alle anderen metallischen Werkstoffe angewandt wer-
den. Typische Temperaturen liegen knapp unter der eutektischen Temperatur des tiefst-
schmelzenden Eutektikums im Legierungssystem.

5.2.5

Rekristallisationsglühen

Das Verfahren soll die mit einer Kaltumformung einhergehende Kaltverfestigung wieder
rückgängig machen und die plastische Verformbarkeit wiederherstellen.

5.2

Glühverfahren

201

Abb. 5.14 Änderung des Gefüges durch Rekristallisationsglühen, links kaltverformt, rechts rekris-
tallisiert

Gefügeänderungen Neubildung des Gefüges durch die Rekristallisation. Die gestreck-
ten Kristallite des verformten Gefüges lösen sich auf, es entstehen solche mit normaler
polyedrischer Gestalt (Abb. 5.14). Wenn ein Stahl nur rekristallisiert werden soll, wei-
tergehende Gefügeänderungen aber zu unterbleiben haben, muss unterhalb Ac1 geglüht
werden.

Bei stärkeren Kaltumformungen (z. B. Feinblech) muss evtl. zwischen den Walzgängen
der verfestigte Werkstoff wieder „weich“ gemacht werden. Das Rekristallisationsglühen
wird deshalb auch Zwischenglühen genannt (vgl. Rekristallisation Abschn. 2.4.2 mit Re-
kristallisationsschaubild).

Geringe Kaltumformung ergibt nach dem Glühen ein grobkörniges Rekristallisations-
gefüge. Dieser kritische Verformungsgrad (für C-arme Stähle ca. 5. . . 15 %) ist zu vermei-
den, oder es muss normalisiert werden.

Verfahren Temperatur-Zeit-Verlauf hängt ab vom:

Werkstoff. Es ist für alle Metalle geeignet. Glühen deutlich oberhalb der Rekristallisa-
tionstemperatur (Tab. 2.34).

Verformungsgrad. Je höher, desto niedriger kann die Glühtemperatur sein.

Glühtemperaturen können den Rekristallisationsschaubildern entnommen werden. Mit
steigender Glühtemperatur fällt die notwendige Glühzeit stark ab.

Anwendungen Zwischenglühen beim Ziehen von Draht, Kaltwalzen von Blech, Tiefzie-
hen von Blechteilen, Fließpressen in mehreren Stufen.

Bei umwandlungsfreien (ferritischen und austenitischen) Stählen ist Rekristallisations-
glühen die einzige Möglichkeit, ein grobes Korn zu beseitigen (Halbzeuge, Rohteile).

202

5

Wärmebehandlung der Stähle

5.3

Härten und Vergüten

5.3.1

Allgemeines

Härte- und Vergütungsverfahren verleihen dem Werkstoff eine Eigenschaftskombination

Härte-Zähigkeit, die in Grenzen veränderbar ist und dem Anforderungsprofil des Bau-
teiles angepasst werden kann. Sie beruhen auf ähnlichen inneren Vorgängen während der
beschleunigten Abkühlung (Abschrecken) des Stahles, führen aber zu unterschiedlichen

Eigenschaftsprofilen und damit Einsatzbereichen.

Härten

Vergüten

Werkzeugstähle

Baustähle

C > 0,6 %

C < 0,5 %

Austenitisieren

Abschrecken

Anlassen
auf niedrige
auf höhere

Temperatur

Temperatur

Härte

Eigenschafts-

Zähigkeit
bei angepasster
profil
bei erhöhter

Zähigkeit

Streckgrenze

⇔

Voraussetzungen für das Härten des Stahles sind (s. auch Abschn. 3.3.2):

Gitterumwandlung von kfz Austenit zu krz Ferrit am Haltepunkt Ar3

Verschiebung der Umwandlungspunkte infolge der Hysterese
praktische Unlöslichkeit des C im Ferritgitter.

5.3.2

Austenitzerfall

Die Umwandlung des Austenits zu Perlit, wie sie mit Abb. 3.10 beschrieben wird, stellt
sich nur bei sehr langsamer Abkühlung ein.

Abbildung 5.15 zeigt, dass sich mit zunehmender Abkühlgeschwindigkeit die Halte-
punkte vereinigen und dann ganz verschwinden. Zuvor tritt ein neuer Haltepunkt auf, als

Martensit-Startpunkt Ms bezeichnet. Hier beginnt die Umwandlung des Austenits zu Mar-
tensit (Abb. 5.18); Martensit D Härtungsgefüge des Stahles, nach A. Martens 1850–1914,

Forscher auf dem Gebiet der Werkstoffprüfung).

Dann ist die untere kritische Abkühlgeschwindigkeit vukrit überschritten. Um die Per-
litbildung vollständig zu unterdrücken, muss die obere kritische Abkühlgeschwindigkeit
vokrit überschritten werden.

5.3

Härten und Vergüten

203

Abb. 5.15 Einfluss der Ab-
kühlgeschwindigkeit auf die

Lage der Haltepunkte Ar3 und

Ar1 eines Stahles mit bestimm-
ten C-Gehalt

Abb. 5.16 Austenitzerfall bei steigender Abkühlgeschwindigkeit, schematisch. a Bei langsamer

Abkühlung im Ofen bildet sich ein Gefüge mit etwa gleichen Teilen Ferrit und Perlit mit gröberen

Körnern (Gefügebild 5.17a). b Bei Abkühlung an ruhender Luft entsteht ein feinkörnigeres Gefüge
aus Perlit mit weniger Ferritkörnern (Gefügebild 5.17b). c Bei weiterer Steigerung der Abkühlge-
schwindigkeit, z. B. im Bleibad, kann die Ferritausscheidung ganz unterdrückt werden, evtl. bildet
sich sehr feinstreifiger Perlit mit netzförmigem Ferrit (Gefügebild 5.17c). d Bei Abschrecken in

Ölbädern kann eine neue Kristallart, der nadelige Martensit entstehen, neben sehr dichtstreifigem

Perlit, der z. T. rosettenförmig von einem Keim aus wächst. e Bei sehr hoher Abkühlgeschwindigkeit
durch Abschrecken in Wasser wird die Perlitbildung vollständig unterdrückt. Der Austenit wandelt
sich in Martensit um (Gefügebild 5.17d)

204

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.17 Austenitzerfall bei steigender Abkühlgeschwindigkeit, Stahl mit 0,45 % C, bei 860 °C
austenitisiert, wird in verschiedenen Medien abgekühlt (500 : 1). a Ofen, Ferrit C Perlit, b Luft,

Ferrit C Perlit, c Öl, feinstreifiger Perlit C Ferritnetz, d Wasser, Martensit

Abbildung 5.16 zeigt schematisch die Auswirkung zunehmender Abkühlgeschwindig-
keit auf das Gefüge eines Stahles mit 0,4 % C. Die zunehmende Abkühlwirkung wird
durch die Abkühlmedien (Luft, Wasser, Öl) erreicht (Abb. 5.17).

I

Beim Härten soll Austenit in reinen Martensit umwandeln. Es gilt, die Perlitbil-
dung vollständig zu unterdrücken. Hierzu muss mit einer Abkühlgeschwindig-
keit v > vokrit abgekühlt werden. vkrit hängt von der Stahlanalyse ab (Tab. 5.7).

5.3.3

Martensit, Struktur und Bedingungen für die Entstehung

Martensit ist eine Kristallart, die dann entsteht, wenn die Gitterumwandlung des Austenits
mit gelöstem Kohlenstoff bei so niedriger Temperatur erfolgt, dass die C-Atome praktisch
nicht diffundieren können (Abb. 5.18).

I

Martensit entsteht durch Umwandlung des kfz-Austenitgitters ohne Platzwech-
sel der C-Atome (diffusionslose Umwandlung).

Abb. 5.18 Elementarzelle des Martensits. Die gestrichelten Kreise sind die möglichen Zwischen-
gitterplätze für das C-Atom. Im kubisch-raumzentrierten Gitter des ˛-Eisens ist für das C-Atom
normalerweise kein Raum frei. Seine Zwangslösung verzerrt das Gitter und weitet es tetragonal auf

5.3

Härten und Vergüten

205

Tab. 5.7 Kritische Abkühlge-

C %

Mn %
krit in K=s Dı C=s
schwindigkeit bei steigendem

0,6

–

1800

Mangangehalt

0,6

0,3

750

0,9

1,1

200

0,8

1,5

80

Abb. 5.19 Start und Ende der

Martensitbildung

Es bilden sich plattenförmige Kristalle, die im Schliffbild als Nadeln oder Spieße er-
scheinen (Abb. 5.21).

Das größere Volumen des Martensits erzeugt im Kristallgitter Druckspannungen, die
zusammen mit der Mischkristallverfestigung durch die C-Atome die große Härte und

Sprödigkeit des martensitischen Gefüges erklären. Die Volumenvergrößerung ist aniso-
trop, sodass an den Stellen, an denen die einzelnen Martensitkristalle zusammenstoßen
plastische (Kalt-)Verformung notwendig ist, um den Zusammenhalt der Kristalle zu ge-
währleisten. Deshalb hat Martensit auch eine erhöhte Versetzungsdichte. Er ist zusätzlich
kaltverfestigt. Allerdings ist die Härtesteigerung durch Kaltverfestigung praktisch ver-
nachlässigbar.

Weitere martensitische Umwandlungen

Phasenumwandlungen (Abschn. 2.5.11),

Martensitaushärtende Stähle (Abschn. 5.4.3),

Umwandlungsverfestigung von ZrO2 (Abschn. 8.4.1).

Ablauf der Martensitbildung

Die Martensitbildung beginnt beim Punkt MS und verläuft nicht bei konstanter Tempera-
tur, wie z. B. die Bildung eines Eutektikums oder des Eutektoids Perlit. Martensit entsteht
nur bei weiter fallender Temperatur, denn der sich bildende Martensit behindert durch
seine Volumenzunahme die weitere Umwandlung. Damit der Prozess fortgesetzt werden
kann, ist weitere Unterkühlung notwendig.

Abbildung 5.19 zeigt zwei Linien, die mit steigendem C-Gehalt fallen. Es sind dies die

Haltepunkte für die Martensitbildung:

Ms Beginn (start)

Mf Ende (finish) der Martensitbildung.

206

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.20 Glüh- und Ab-
schreckhärte von Stahl in

Abhängigkeit vom C-Gehalt

Im schraffierten Bereich bildet sich dann Martensit, wenn vorher austenitisiert und über-
kritisch abgekühlt wurde. Beide Linien werden durch LE nach unten verschoben.

An der unteren Linie ist zu erkennen: Bei Stählen mit über 0,6 % C-Gehalt liegt der

Mf-Punkt unter RT. Sie enthalten nach dem Abschrecken größere Anteile an Restaustenit,
der wesentlich weicher ist als Martensit.

I

Restaustenit führt zu einer geringeren Gesamthärte des Gefüges (Abb. 5.20).

Als wichtige Forderung ergibt sich daraus: Übereutektoide Stähle dürfen beim Aus-
tenitisieren nur über Ac1 erwärmt werden, sonst löst der Austenit weitere C-Atome und
wandelt sich nicht vollständig um (Abb. 5.21).

Tieftemperaturbehandlung

Restaustenit kann bei ca. 100 °C in Martensit umgewandelt werden. Diese Behandlung
muss sofort nach dem Abschrecken erfolgen. Das Verfahren führt zu einer Erhöhung der

Standzeit von Werkzeugschneiden, z. B. bei feinen Messern.

Restaustenit wandelt auch beim nachfolgenden Anlassvorgang direkt in kubischen

Martensit um, der sich bei 100. . . 200 °C unter Abnahme der Spannungen bildet.

Restaustenit in bainitischem Gusseisen erhöht die Zähigkeit und Dauerfestigkeit (Ab-
schn. 6.4).

Abb. 5.21 Härtungsgefüge
eines unlegierten Stahles mit

1,3 % C; a richtig gehärtet,
körniger Zementit in struk-
turlosem martensitischen

Grundgefüge, b überhitzt ge-
härtet, grobe Martensitnadeln
in Restaustenit (hell)

5.3

Härten und Vergüten

207

Abb. 5.22 Abkühlverlauf in

Rundstahl von 60 mm Ø bei

Ölabkühlung (nach Hougardy

2003). Der Linienabstand

(Rasterfläche) steigt mit dem

Durchmesser an (größere ab-
zuführende Wärmeenergie),
ebenso mit dem Gehalt an Le-
gierungselementen (niedrigere

Wärmeleitfähigkeit)

5.3.4

Härtbarkeit der Stähle

Beim Abschrecken größerer Querschnitte führt die niedrige Wärmeleitfähigkeit des Stahl-
es zu großen Temperaturunterschieden T zwischen Oberfläche und Kern eine Bauteils

(Abb. 5.22).

Ablesebeispiel Bei t1 auf der Zeit-Achse senkrecht nach oben gehen. Der Abstand der
beiden Kurven (Punkte) ist T 250 °C, die Kerntemperatur ist um diesen Betrag höher.

Bei 500 °C auf der Temperatur-Achse (Pfeil) nach rechts gehen. Die Schnittpunkte mit
den Kurven auf die Zeit-Achse projizieren. Der Rand ist nach 20 s, der Kern nach 60 s auf

500 °C abgekühlt, er erreicht die Perlitstufe also 40 s später!

Wenn in der Randschicht gerade noch die Abkühlgeschwindigkeit krit auftrat, so wird
sie zum Kern hin mehr und mehr unterschritten. Unlegierte Stähle erreichen dadurch nur
an der Oberfläche eine martensitische Schicht mit hoher Härte (Schalenhärter). Dicht
darunter entstehen die anderen Umwandlungsgefüge, je nach Dicke des Werkstückes

(Abb. 5.24).

Unlegierte Stähle sind sog. Schalenhärter, sie behalten einen zähen Kern, für schlag-
beanspruchte Werkzeuge und Bauteile geeignet (Kaltschlagmatrizen, Ziehringe und

-stempel, Sägen für die Holzbearbeitung).

Härtbarkeit ist die Eigenschaft des Stahles, beim Abschrecken Härte anzunehmen

(Abb. 5.23). Sie wird mit zwei Werkstoffkennwerten beschrieben, die durch die Werk-
stoffprüfung ermittelt werden:

Aufhärtbarkeit (Aufhärtung) wird durch die größte am Rand erreichbare Härte be-
schrieben und gemessen. Sie wird allein von seinem C-Gehalt bestimmt (Abb. 5.20).

Mehr als 65 HRC (ca. 850 HV) sind nicht möglich.

Einhärtbarkeit (Einhärtung) wird durch die Einhärtungstiefe der martensitischen

Umwandlung beschrieben und gemessen.

208

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.23 Stirnabschreckkur-
ven (schematisch) und Begriffe
der Härtbarkeit

Die Härtbarkeit der Stähle wird auch von ihrer Erschmelzungs- und Vergießungsart beein-
flusst. Ursache sind hierfür die nichtmetallischen Einschlüsse, die je nach Herstellungs-
verfahren im Stahl vorhanden sind. Sie stellen Keime dar, an denen beim Abschrecken die

Perlitbildung beginnt, was beim Härten vermieden werden muss. Deshalb mindern diese

Teilchen die Einhärtung. Damit ergibt sich eine Möglichkeit, die Einhärtung zu vergrö-
ßern, nämlich durch eine

Höhere Härtetemperatur Mögliche Keime für die Perlitbildung gehen noch in Lösung.

Das verzögert die Perlitbildung. Die kritische Abkühlgeschwindigkeit wird erniedrigt.

I

Hinweis Stähle gleicher Sorte, aber aus verschiedenen Chargen, haben wegen
des verschiedenen Reinheitsgrades ein unterschiedliches Einhärten (Streuband
der Stirnabschreckkurven Abb. 14.30). Diese Maßnahme ist begrenzt durch die

Gefahr des Kornwachstums, es entsteht dann ein grobnadeliges Martensit-
gefüge. Bei übereutektoiden Stählen erhöht sich der Anteil an Restaustenit

(Abb. 5.21b).

I

Hinweis Die Härtbarkeit eines Stahles kann mit der Stirnabschreckkurve beur-
teilt werden (Abb. 5.23). Sie wird mit wenig Aufwand durch den Stirnabschreck-
versuch DIN EN ISO 642/99 ermittelt (Abschn. 14.7).

Eine weitere Möglichkeit ist das Abschrecken in:

Abschreckmitteln mit angepasster Kühlwirkung Das ideale Abschreckmittel muss sei-
ne größte Abschreckwirkung dann entfalten, wenn der Rand des Teils ohne Umwandlung
in die Perlitstufe eintritt. Es soll erst dann langsamer wirken, wenn der Kern die Perlitstufe
ohne Umwandlung durchlaufen hat.

Beispiel für Abschreckmittel mit angepasster Kühlwirkung

Das Abschreckmaximum kann bei Wasser durch den Zusatz von 10 % Natronlauge

(NaOH) oder durch Cyansalze verbreitert werden (Abb. 5.28). Härteöle besitzen ge-
genüber einfachen Mineralölen ebenfalls ähnlich wirkende Zusätze.

5.3

Härten und Vergüten

209

Abb. 5.24 Ein- und Durchhär-
tung bei Stählen verschiedener

Analyse (Houdremont), Rund-
stab 100 mm Ø

In der längeren Kochperiode wird dem Teil mehr Wärme entzogen, sodass auch im

Kern die kritische Abkühlgeschwindigkeit überschritten wird.

Durchhärtung ist die Einhärtung bis hin zum Kern. Sie ist für hochbeanspruchte

Werkzeuge und Bauteile (vergütet) erforderlich.

Größere Einhärtung erfordert ein überkritisches Abkühlen bis in größere Tiefe hin zum

Kern des Werkstückes.

Verwendung legierter Stähle

Legierungselemente, die bei der Härtetemperatur im Austenit gelöst sind, müssen bei
der Perlitbildung ebenfalls diffundieren. Sie behindern die Perlitbildung, die dadurch viel
langsamer erfolgt.

Das bedeutet, dass die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit kleiner wird. Es kann in

Öl abgeschreckt werden (Abb. 5.24, Kurve 2), bei manchen Stählen reicht auch Luftab-
kühlung.

Bei größeren Gehalten an z. B. Mn, Cr und Ni entstehen Stähle, die bei Abkühlung
durch bewegte Luft härten, die Lufthärter (Abb. 5.24, Kurve 3).

I

Legierungselemente senken die kritische Abkühlgeschwindigkeit. Dadurch
können mildere Abschreckmittel verwendet werden, welche eine Durchhär-
tung möglich machen.

210

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.25 Temperatur-

Zeit-Verlauf beim Härten,
schematisch

5.3.5

Verfahrenstechnik

Härten läuft in 3 Stufen ab (Abb. 5.25):

1. Austenitisieren, d. h. Erwärmen und Halten auf Abschrecktemperatur

2. Abschrecken mit über okrit

3. Anlassen.

Die erreichbare Härte hängt allein vom C-Gehalt des Stahles ab (Abb. 5.20). Die Legie-
rungselemente (LE) senken allgemein krit, ihr Gehalt bestimmt das Abschreckmittel.

1) Austenitisieren

Austenitisieren ist unter Abschn. 5.2 behandelt. Die Temperaturen liegen je nach C-Gehalt

30. . . 50 °C oberhalb der Linie GSK.

Fehlermöglichkeiten beim Erwärmen sind:

Zu hohe Temperaturen (Überhitzen). Sie erzeugen ein gröberes Austenitkorn, das sich
ungünstig auf das Härtegefüge auswirkt. Dieses wird dann entsprechend grobnadlig.

Bei übereutektoiden Stählen tritt dabei noch Restaustenit auf, der die Gesamthärte senkt

(Abb. 5.21b).

Der Verlauf der richtigen Härtetemperatur für übereutektoide Stähle ist mit Hilfe des

Bildes Abb. 5.20 erläutert.

Zu niedrige Temperaturen (Unterhärten). Sie lassen Ferritreste im Austenit zurück,
die beim Abschrecken nicht zu Martensit umgewandelt werden können. Die Folge ist

Weichfleckigkeit durch den weichen Ferrit im Martensit. Die maximale Härte wird nicht
erreicht (Abb. 5.26).

Randentkohlung entsteht durch Oxidation im Ofenraum oder durch Salzbäder. Nach
dem Abschrecken hat das Teil eine Weichhaut. Die Folgen einer sehr dünnen Weichhaut
sind:

Bauteile

Dauerfestigkeit

→ mit →
kleinerer→

→

Werkzeuge

Standzeit

5.3

Härten und Vergüten

211

Abb. 5.26 Härte unlegier-
ter Stähle bei verschiedenen

Abschrecktemperaturen

Randentkohlung kann daneben auch beim Überführen des glühenden Werkstückes vom

Erwärmen zum Abschreckmittel eintreten. Moderne Verfahren (Vakuumhärten) vermei-
den diese Schwachstelle.

Das Nitrieren gehärteter Werkzeuge kann eine evtl. vorhandene Weichhaut durch Här-
testeigerung kompensieren.

2) Abschrecken

Zur Erzeugung von Martensit muss die Perlitbildung vollständig unterdrückt werden. Das
tritt ein, wenn mit der kritischen Abkühlgeschwindigkeit okrit abgeschreckt wird.

okrit ist eine Werkstoffgröße, die von der Stahlanalyse abhängt. Legierungselemente

(LE) senken diese Größe, Mn sehr stark (Tab. 5.8).

I

Legierungselemente senken die kritische Abkühlgeschwindigkeit, dadurch kön-
nen milderwirkende Abschreckmittel verwendet werden.

Höhere Abschrecktemperaturen wirken in die gleiche Richtung.

Die hohe Abkühlgeschwindigkeit braucht nicht bis auf Raumtemperatur eingehalten
werden. Abbildung 5.27 zeigt, dass Perlit im Temperaturbereich der Perlitstufe besonders
schnell gebildet wird. Dort muss das Abschreckmittel besonders intensiv wirken.

Tab. 5.8 Kritische Abkühlge-

C %

Mn %
krit in K=s Dı C=s
schwindigkeit bei steigendem

0,6

–

1800

Mangangehalt

0,6

0,3

750

0,9

1,1

200

0,8

1,5

80

Abb. 5.27 Der Zerfall des

Austenits in verschiedenen

Temperaturbereichen

212

5

Wärmebehandlung der Stähle

In dieser Perlitstufe, im Temperaturbereich um 550 °C, zerfällt Austenit in Bruchteilen
einer Sekunde zu feinstreifigem Perlit.

Feinstreifiger Perlit hat bei hoher Festigkeit noch hinreichende Dehnungswerte, günstig
für das Ziehen von Draht. Diese Umwandlung wird als Patentieren angewandt.

Bei tieferen Temperaturen, oberhalb Ms, verläuft die Austenitumwandlung träge. Die
hohe Abkühlungsgeschwindigkeit braucht deswegen nicht bis auf Raumtemperatur her-
unter eingehalten zu werden.

Anwendung Die Trägheit der Austenitumwandlung dicht oberhalb der Ms-Temperatur
wird zum verzugsarmen Härten benutzt (Stufenhärten, Warmbadhärten, Abb. 5.34). Es
besteht aus folgenden Abschnitten:

Schnelles Durchlaufen der Perlitstufe, dann Halten des unterkühlten Austenits zum

Temperaturausgleich und Abbau der Wärmespannungen. Danach Abkühlung auf RT und

Martensitbildung.

I

Richtiges Abschrecken soll den Austenit ohne Umwandlung auf Temperaturen
dicht über Ms abkühlen.

Abschreckmittel

Das Abschrecken des Stahles steht unter einem Zielkonflikt:

Abschrecken so schnell wie nötig, um Ferrit- und Perlitbildung zu vermeiden

Abschrecken so langsam wie möglich, um Spannungen, Verzug, Risse zu vermeiden.

Abschreckmittel mit fallender Wirkung sind:

Wasser, evtl. mit Zusätzen

Öle

Metallschmelzen, Salzschmelzen

Wirbelbetten
strömende Gase, ruhende Luft.

Flüssigkeiten wie Wasser und Öl entziehen die Wärme dem Bauteil nicht gleichmäßig.

Nach dem Eintauchen bildet sich ein Dampfmantel, der die Wärmeabfuhr verhindert und
das Werkstück gegen die Flüssigkeit isoliert. Die Abkühlgeschwindigkeit ist deswegen
anfangs noch gering (Abb. 5.28).

Analogie Wassertropfen auf einer heißen Herdplatte gleiten zischend auf einem Dampf-
polster hin und her. Es isoliert und verhindert die spontane Verdampfung.

Später wird der Dampfmantel durchbrochen, und es lösen sich mehr und mehr Dampf-
blasen ab. Sie entziehen ihre Verdampfungswärme dem Werkstück. Dadurch kühlt es
schneller ab, seine Abkühlgeschwindigkeit erhöht sich und erreicht in dieser Kochperi-
ode ein Maximum (Nase in Abb. 5.28).

5.3

Härten und Vergüten

213

Abb. 5.28 Die Abkühlwir-
kung von Abschreckmitteln bei
sinkender Temperatur. 1) Lei-
tungswasser, 2) Öl, 3) Wasser
mit Zusatz

Wenn das Werkstück kälter wird, lässt die Dampfentwicklung nach. Schließlich wird
die Wärme nicht mehr durch Verdampfung, sondern durch Wärmeleitung abgeführt. Da-
durch verringert sich die Abkühlgeschwindigkeit.

Der Bereich der größten Abschreckwirkung (Nase in Abb. 5.28) lässt sich durch Zusät-
ze verschieben oder erweitern (Kurve 3).

Öle haben demgegenüber höhere Siedepunkte und niedrigere Wärmeleitfähigkeit (Kur-
ve 2 in Abb. 5.28). Abbildung 5.29 zeigt die Abkühlzeit in Wasser, Öl und Luft für Rundbolzen mit steigenden Durchmessern.

Salzbäder bestehen aus geschmolzenen Na- und K-Nitraten von 150. . . 550 °C. Sie wir-
ken nur durch Wärmeleitung und dadurch wesentlich milder.

Wirbelbetten arbeiten mit Al-Oxidteilchen, die durch einströmende Luft ein Fluid bil-
den, d. h. sich wie eine Flüssigkeit verhalten.

Ihre Abkühlwirkung (unbeheizt) ist geringer als die von Öl. Sie können aber auch mit
gekühlten Gasen betrieben werden. Für die Warmbadhärtung von mittel- und hochlegier-
ten Stählen sind sie den Salzbädern gleichwertig.

Bei Einsatz als Wirbelbett-Ofen kann mit Stickstoff fluidisiert werden, die Beheizung
erfolgt dann indirekt. Ihre Erwärmkurve steht zwischen der im Salzbad und Kammerofen.

Vorteile des Wirbelbettverfahrens für die Wärmebehandlung gegenüber Salzbädern:

Kurzfristige Inbetriebnahme (keine Gefahr des Einfrierens), Gleichmäßigkeit der Tem-
peraturverteilung, Wegfall der Reinigung der Teile von Salzresten, keine Entsorgungspro-
bleme.

Abb. 5.29 Abkühlverlauf von

Rundbolzen in verschiedenen

Abschreckmitteln. Das Dia-
gramm wird in Verbindung mit

ZTU- Schaubildern verwendet,
um die unterschiedliche Um-
wandlung von Rand und Kern
zu beurteilen

214

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.30 Anlassschaubild,

Einfluss der Anlasstemperatur
auf die Eigenschaften eines
glashart abgeschreckten Stahl-
es, 0,45 % C

Nachteil ist die Schattenwirkung, d. h. ein ungleichmäßiges Anströmen der Teile, wenn
viele in Gestellen eingehängt werden.

Vakuumhärten ist Erwärmen in evakuierten Retorten mit Stickstofferwärmung im
unteren Temperaturbereich (konvektive Erwärmung), im oberen über Strahlung. Das Ab-
schrecken erfolgt im Vakuumofen durch Hochdruckgasabschreckung.

Hochdruckgasabschrecken wird mit N2 oder einem Gemisch aus He=N2 unter 6 bar
mit hoher Geschwindigkeit durchgeführt. Die Abschreckwirkung liegt zwischen der von

Öl- und Salzbädern und ist regelbar.

3) Anlassen

Alle richtig abgeschreckten Teile sind glashart und auch so spröde wie Glas. Zum Ge-
brauch benötigen sie eine gewisse Zähigkeit, damit sie nicht schon durch einfaches An-
stoßen zerbrechen.

Diese Zähigkeit wird durch das Anlassen erreicht.

I

Anlassen ist ein Wiedererwärmen nach dem Abschrecken unterhalb von Ac1.

Die Anlasstemperaturen hängen von der Stahlsorte und dem Verwendungszweck ab,
sie liegen im Temperaturbereich von 150. . . 650 °C. Die Eigenschaftsänderungen zeigt

Abb. 5.30.

Härte und die Streckgrenze Re sinken bei niedrigen Anlasstemperaturen nur wenig,
mit steigender Temperatur schnell in Richtung auf die Werte des normalisierten Zustan-
des. Bruchdehnung A und Kerbschlagarbeit KV verlaufen umgekehrt. Bei bestimmten

Anlasstemperaturen wird ein Höchstmaß an Zähigkeit erreicht. In diesem Bereich liegen
die Anlasstemperaturen zum Vergüten.

5.3

Härten und Vergüten

215

Abb. 5.31 Anlassgefüge eines gehärteten Stahles, 0,45 % C. a bei 150 °C, b 400 °C, c 550 °C,
d 700 °C angelassen (500 : 1)

Gefügeänderung Bei niedriger Anlasstemperatur können sich die Wärmespannungen
ausgleichen, ohne dass die Härte zurückgeht. Dabei verringert sich die Sprödigkeit. Diese

Entspannung erfolgt bei Temperaturen bis 180 °C (Abb. 5.31a). Sie ist damit faktisch ein
mildes Spannungsarmglühen(Abschn. 5.2.3).

Mit steigender Temperatur können C-Atome aus ihrer Zwangslösung im Martensit im-
mer leichter diffundieren. Der metastabile Martensit versucht die C- Atome aus seinem

Gitter zu verdrängen und in die stabile Form des C-freien Ferrits überzugehen.

Zunächst geht bei etwa 200 °C die tetragonale Aufweitung des Martensits zurück. Ein-
zelne C-Atome verlassen das Martensitgitter und bilden feinste Carbidteilchen.

Der Restaustenit wandelt sich in kubischen Martensit um. Dies ist ein etwas vergrößer-
tes ˛-Gitter mit C-Atomen in einigen Elementarzellen. Abbildung 5.31b zeigt sehr dunkel
geätzte Nadeln.

Mit steigender Anlasstemperatur kann der Kohlenstoff immer schneller diffundieren,
und so können größere Karbidkörner entstehen, sie werden dann im Schliffbild sichtbar.

Durch die Karbidausscheidungen lässt die Härte des Martensits nach. Die feinkörnige,
nadelige Struktur bleibt erhalten (Abb. 5.31c).

Bei Anlasstemperaturen von 700 °C entsteht ein körniges Gefüge (Abb. 5.31d). Infolge
der Zunahme des Ferritanteils nehmen Bruchdehnung und Zähigkeit zu.

Anlassen ist ein Diffusionsvorgang. Bei legierten Stählen sind diese Vorgänge durch
die Anwesenheit der Legierungselemente erschwert. Sie benötigen höhere Anlasstempe-
raturen und längere Anlasszeiten.

216

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.32 Anlassverhalten
eines abgeschreckten Warmar-
beitsstahles bei verschiedener

Anlassdauer

Wirksam sind dabei sowohl Temperatur als auch die Zeit. Kurzzeitiges Halten auf hö-
herer Temperatur und längeres Halten auf tieferer Temperatur haben gleiche Wirkungen

(Abb. 5.32).

Warmarbeitsstähle, d. h. Stähle für Gesenke, Pressformen für Kunststoff usw., müs-
sen um 50. . . 100 °C höher angelassen werden, als sie später im Betrieb erreichen.

I

Hinweis Die Betriebswärme würde ein weiteres Anlassen mit Härteabfall be-
wirken. Maß- und Formänderungen sowie verminderte Standmenge oder -zeit
wären die Folge.

Die Teile werden sofort nach dem Abschrecken je nach ihrer Form und Größe in Öfen
oder Salzbädern, evtl. auch im Sandbad oder auf heißen Platten, erwärmt und etwa 2 h auf

Anlasstemperatur gehalten.

Nach dem Anlassen soll das Teil langsam auf Raumtemperatur abkühlen, damit nicht
neue Wärmespannungen entstehen. Nur für bestimmte legierte Stähle ist ein schnelles

Abkühlen aus der Anlasstemperatur vorgeschrieben, um Anlasssprödigkeit zu vermeiden.

5.3.6

Härteverzug und Gegenmaßnahmen

Wir wissen aus unserer Werkstattpraxis, dass abgeschreckte Teile Maß- und Formände-
rungen aufweisen. Im ungünstigsten Falle treten Risse auf. Sie sind die Folge von inneren

Spannungen, die durch den ungleichmäßigen Abkühlungsverlauf im Werkstück entstehen.

Spannungen beim Härten

Beim Eintauchen in das Abschreckmittel wird der Rand sofort kalt und zieht sich zusam-
men, er wird jedoch vom heißen Kern behindert (Abb. 5.33 oben). Es entstehen Zugspan-
nungen im Rand, die zu Rissen führen können. Im weiteren Verlauf versucht der Kern zu
schrumpfen, wird aber jetzt vom kalten, starren Rand behindert. Es entstehen Zugspan-
nungen im Kern, evtl. Schalenrisse oder Risse im Kern.

Diese Spannungen als Folge ungleicher Temperaturen im Rand und im Kern heißen
deswegen auch Wärmespannungen.

5.3

Härten und Vergüten

217

Abb. 5.33 Das Entstehen
von Wärmespannungen beim

Abschrecken

Bei symmetrischen Teilen halten sich diese Spannungen evtl. das Gleichgewicht, wäh-
rend unsymmetrische Teile zu Verzug neigen.

Daneben treten auch noch Umwandlungsspannungen auf. Der Martensit mit seinem
aufgeweiteten Gitter bewirkt eine Volumenzunahme von 1 %. Wenn der Rand martensi-
tisch wird und im Kern keine Durchhärtung erfolgt, so erhöhen sich dadurch die Zugspan-
nungen im Kern.

I

Hinweis Wenn verwickelte Werkstücke (Werkzeuge, Zahnräder) Eigenspannun-
gen besitzen, sollten sie vor dem Härten noch spannungsarmgeglüht werden.

Damit kann der mögliche Härteverzug vermindert werden.

Risse ergeben Ausschussteile, Verzug erfordert Nacharbeit, was bei dem harten Mar-
tensit nur durch Schleifen möglich ist. Daneben gibt es Flächen, die durch ihre Lage oder

Form nicht schleifbar sind: Flächen an Schnittplatten oder Kegelräder mit gekrümmten

Zahnflanken (Palloidverzahnung).

Eine wirtschaftliche Fertigung verlangt ein verzugsarmes Härten, das nur geringste

Nacharbeit erfordert. Die Möglichkeiten sind:

Angepasste Abschreckmittel Das Abschreckmittel wird dem betreffenden Stahl so an-
gepasst, dass es bei jeder Temperatur keine größere Abschreckwirkung besitzt, als sie zur

Unterdrückung der Perlitstufe gebraucht wird. Dadurch werden die Wärmespannungen so
klein wie möglich gehalten.

Zur Anpassung des Abschreckmittels bzw. seine Auswahl aus den angebotenen Här-
teölen und -salzen können die ZTU-Schaubilder (Abschn. 5.3.7) in Verbindung mit Dia-
grammen wie Abb. 5.29 verwendet werden (Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle, Band

1–4, 1961).

218

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.34 Verzugsarme Här-
teverfahren. 1) normales,

2) gebrochenes, 3) unterbro-
chenes Abschrecken

Abschrecken in Vorrichtungen Die Teile werden unter Pressen in Matrizen abge-
schreckt. Damit das Öl das Werkstück überfluten kann, müssen sie Durchbrüche und

Kanäle besitzen.

Bei Werkstücken in größeren Stückzahlen, bei denen eine Nacharbeit technisch oder
wirtschaftlich nicht möglich ist, kommt diese Variante zur Anwendung, z. B. bei Tellerrä-
dern mit Bogen- oder Palloidverzahnung und Kreissägeblättern.

Abschrecken in zwei Stufen Dabei wird der umwandlungsträge Bereich bei Tempe-
raturen über der Martensitstufe zum Temperatur- und Spannungsausgleich ausgenutzt

(Abb. 5.27).

1. Stufe Zuerst wird in einem schroff wirkenden Mittel die Perlitstufe schnell durchlaufen,
um den Austenit auf diesen umwandlungsträgen Bereich zu unterkühlen. Die Wärmespan-
nungen werden von dem austenitischen Gefüge (kfz-Gitter) rissfrei abgebaut.

2. Stufe Anschließend wird in einem milderen Mittel bis auf Raumtemperatur abgekühlt.

Erst jetzt treten bei der Umwandlung des Austenits zu Martensit die Umwandlungsspan-
nungen auf.

Diese Möglichkeit wird bei zwei technisch angewandten Verfahren benutzt (Abb. 5.34).

Gebrochenes Abschrecken (handwerkliches Verfahren) Der Stahl wird zuerst in Wasser
abgeschreckt, dann herausgenommen und in Öl bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Die

Wahl des richtigen Zeitpunktes für den Badwechsel setzt große Erfahrungen des Härters
voraus (Abb. 5.34, Kurve 2).

Unterbrochenes Abschrecken(Warmbadhärten) Als Wärme- und Abschreckmittel die-
nen beim Warmbadhärten Salzschmelzen und evtl. heiße Öle mit festen Temperaturen.

Der Stahl wird in Stufen erwärmt, zuletzt in einem Bad mit der Härtetemperatur zur Aus-
tenitisierung.

Im Abschreckbad wird auf eine Temperatur oberhalb des Martensitpunktes herunterge-
kühlt und gehalten. Danach kann beliebig bis auf RT abgekühlt werden (Abb. 5.34, Kur-
ve 3).

5.3

Härten und Vergüten

219

Einen guten Überblick über die Austenitumwandlung und alle damit verknüpften Verfah-
ren geben die ZTU-Schaubilder. Ihnen können wichtige Informationen über die gesam-
te Wärmebehandlung entnommen werden, z. B. die exakt notwendigen Abkühlungsge-
schwindigkeiten, um bestimmte Gefüge zu erreichen.

5.3.7

Zeit-Temperatur-Umwandlung (ZTU-Schaubilder)

Aus dem Eisen-Kohlenstoff-Diagramm wissen wir, dass sich Austenit unter A1 in ˛-Eisen
und Zementit umgewandelt hat. Temperatur- und Geschwindigkeitsverlauf dieser Um-
wandlung können daraus nicht entnommen werden, es gilt wie alle Zustandsschaubilder
nur für sehr langsame Abkühlung.

ZTU-Schaubilder werden durch Versuchsreihen mit zahlreichen Proben je Stahlsorte
aufgestellt und sind in den Normen der härt- und vergütbaren Stähle enthalten.

Eine Zusammenfassung von ZTU-Schaubildern ist im mehrbändigen Werk „Atlas zur

Wärmebehandlung der Stähle“ (Wever 1961) zu finden.

ZTU-Schaubilder werden für zwei verschiedene Abkühlarten aufgestellt:

ZTU-Schaubild für

→

→

Kontinuierliche

Isotherme

Abkühlung

Umwandlung

Kontinuierliche Abkühlung erfolgt stetig von Austenitisierungstemperatur bis auf

Raumtemperatur in Wasser, Öl, Luft oder kalten Gasen.

Isotherme Umwandlung erfolgt nach schneller Abkühlung des Austenits auf Tempe-
raturen zwischen 700 und 350 °C bei konstanter Temperatur in das gewünschte Gefüge.

Beide Schaubilder können Informationen liefern zu:

Zeit und Temperatur für den merklichen Beginn der Austenitumwandlung

Ende der Umwandlung (Zeit, Temperatur)

Gefügeausbildung (Verteilung der Phasen, Gesamthärte).

Zunächst werden zwei Schaubilder für kontinuierliche Abkühlung betrachtet. Sie machen
die Wirkung von Legierungselementen auf die kritische Abkühlgeschwindigkeit deutlich.

ZTU-Schaubild für kontinuierliche Abkühlung

Auf der waagerechten Achse ist die Zeit logarithmisch aufgetragen, auf der senkrechten
die Temperatur. Die Linien begrenzen Felder, denen bestimmte Gefüge zugeordnet sind.

Die schräg verlaufenden Linien sind Abkühlkurven von Austenitisierungs- auf Raumtem-
peratur. Das Durchlaufen der Felder entspricht den Umwandlungsvorgängen im Stahl.

Bei beiden Schaubildern (Abb. 5.35 und 5.36) beziehen sich die Abkühlkurven auf Rundstahl von 95 mm Durchmesser, von ca. 850 °C in Wasser abgeschreckt.

220

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.35 ZTU-Schaubild,

Stahl C45E (kontinuierliche

Abkühlung)

Abb. 5.36 ZTU-Schaubild,

Stahl 41Cr4 (kontinuierliche

Abkühlung)

Beispiele für ZTU-Schaubilder

Unlegierter Stahl C45E (Abb. 5.35). Der Rand (untere Kurve) kühlt ab, die Kurve
gelangt in den Bereich der Ferritbildung und es entsteht eine bestimmte Menge Ferrit.

Die Kurve verläuft weiter durch den Bereich der Perlitbildung und es entsteht Perlit,
ein Rest des Gefüges ist noch austenitisch. Im folgenden Feld wandelt sich dieser Rest
in Bainit (früher: Zwischenstufe) um. Die Kurve für den Kern durchläuft nur die Felder

Ferrit und Perlit. Das bedeutet, dass unlegierte Stähle dieser Dicke nicht durchvergütet
werden können.

Niedriglegierter Stahl 41Cr4 (Abb. 5.36): Es tritt eine ausgeprägte Bainitstufe auf.

Beim 41Cr4 entsteht durch Wasserabschreckung im Rand vollständig Martensit, wäh-
rend der Kern etwas Ferrit bildet, dann Bainit, der Rest wird ebenfalls zu Martensit.

Damit lässt sich dieser Stahl mit größerem Querschnitt noch durchvergüten. Dabei ist
die Abkühlung so zu führen, dass kein Ferrit gebildet wird, er ist weich und senkt die

Streckgrenze.

Bainit (nach E. C. Bain, amerikan. Forscher 1930) entsteht bei mittleren Abkühlungs-
geschwindigkeiten oberhalb der Martensit-Start-Temperatur und ist ein heterogenes Ge-
füge aus übersättigtem Ferrit mit eingelagerten Carbiden, deren Form und Größe vom

Temperaturverlauf abhängen und damit zu beeinflussen sind.

Im unteren Umwandlungsbereich ist Bainit sehr feinkörnig und ergibt hohe Zähigkeit
bei hoher Streckgrenze (Unterer Bainit).

Beim Vergleich der Bilder Abb. 5.35 und 5.36 fällt auf, dass die schraffierten Felder nach rechts verschoben sind, Ferrit- und Perlitbereiche stärker. Eine Überhitzung des

Stahles wirkt ebenso.

5.3

Härten und Vergüten

221

Abb. 5.37 ZTU-Schaubild,

Vergütungsstahl 36CrNiMo4

Die Umwandlungen verlaufen beim legierten Stahl langsamer, da bei der Umwandlung
auch die Legierungsatome diffundieren müssen. Durch das Zurückweichen der Felder für

Ferrit- und Perlitbildung ist es einfacher, auch im Kern dicker Bauteile ein ferrit- und
perlitfreies Gefüge herzustellen.

Ablesebeispiel ZTU-Schaubild

Abbildung 5.37 zeigt ein vereinfachtes ZTU-Schaubild mit nur 4 Abkühlungskurven mit
unterschiedlichen Abkühlungsbedingungen, die sich durch Werkstück-; und Abschreck-
mittel unterscheiden. Das Lesen erfolgt längs dieser Abkühlungskurven.

Zahlen am Schnittpunkt mit den Umwandlungslinien geben den Gefügeanteil in % an.

Zahlen im Kreis am Ende der Abkühlkurve geben die Härte in HRC (hart) oder HV

(weicher) an.

Ablesebeispiele:

Kurve 1: Kerntemperatur von Stahl 35 mm ; bei Wasserabschreckung. Sie fällt in der
kürzesten Zeit auf RT ab und schneidet das Feld B nicht. Der Austenit wandelt sich voll-
ständig in Martensit um, die Härte beträgt 53 HRC.

Kurve 2: Kerntemperatur von Stahl 100 mm ; bei Ölabschreckung. Sie verläuft durch das

Feld Zw und zeigt, dass so dicke Teile in Öl nicht durchhärten, es entsteht 50 % Bainit in
der Bainitstufe. Der restliche Austenit wandelt sich zu Martensit mit einer Härte von 47

HRC.

Kurve 3: Kerntemperatur von Stahl 170 mm ; bei Ölabschreckung. Sie zeigt, dass bei
noch dickeren Teilen ein geringer Teil Ferrit entsteht (3 %), dann 65 % Bainit, der Rest
wird zu Martensit. Die Härte beträgt 38 HRC.

222

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.38 ZTU-Schaubild,

Vergütungsstahl 36CrNiMo4

(isotherm)

Kurve 4: Werkstücktemperatur bei langsamer Abkühlung im Ofen. Sie zeigt, dass ein
ferritisch-perlitisches Gefüge nur bei sehr langsamer Abkühlung bei einer Abkühlge-
schwindigkeit von ca. 3 K/min entstehen kann (von 850 bis 550 °C in ca. 100 min). Das

Gefüge besteht dann aus 30 % Ferrit und 70 % Perlit. Die Härte beträgt 174 HV.

In den vollständigen ZTU-Schaubildern sind die Abkühlkurven mit den sog. Abkühlpa-
rametern gekennzeichnet. Sie können aus weiteren Diagrammen abgelesen werden,
die z. B. für verschiedene Randabstände von Rundstäben von 50. . . 200 mm ; bei Ab-
schrecken in Wasser, Öl oder Luft aufgestellt wurden. Mit diesem Parameter lässt sich
für ein konkretes Werkstück das zu erwartende Gefüge im ZTU-Schaubild abschätzen

(Stahl-Informations-Zentrum, Merkblatt MB 460, Härten, Anlassen, Vergüten, Bainitisie-
ren; www.stahl-online.de).

ZTU-Schaubilder sind die Grundlage für die Wärmebehandlung der Stähle und auch
andere Legierungen, die Umwandlungen im festen Zustand aufweisen. Bei Schweißnäh-
ten lässt sich die mögliche Gefügeausbildung in der Wärmeeinflusszone (WEZ) mit ZTU-

Schaubildern für kontinuierliche Abkühlung beurteilen.

ZTU-Schaubild für isotherme Umwandlung

Abbildung 5.38 ist wie folgt zu lesen:

Die schrägen Abkühlungskurven fehlen, weil hier die Umwandlung bei konstanter

Temperatur (isotherm) verläuft und auf einer Waagerechten verfolgt wird. Damit lassen
sich merklicher Beginn, Ende und Art der Austenitumwandlung ablesen.

Ablesebeispiel Die Teile werden aus der Austenitisierungstemperatur ( Ac3/ schnell
auf die gewünschte Umwandlungstemperatur gebracht (400 °C). In Richtung der Zeitach-
se stößt man nach etwa 80 s auf die erste Umwandlungslinie. Es ist der Beginn der

Bainitbildung.

5.3

Härten und Vergüten

223

Tab. 5.9 Vergleich: Vergü-

Zustand

HV

KV [J]

Bruchart
tungsstahl C45E (Laborwerte)

normalgeglüht

200

22

Mischbruch
gehärtet

700

6

Sprödbruch
vergütet 600 °C

270

90

Verformungsbruch

In der folgenden Zeit wandelt sich nach und nach der restliche Austenit um, bis nach
insgesamt etwa 650 s die Umwandlung beendet ist. Nach weiterer Abkühlung ohne Um-
wandlung beträgt die Härte 40 HRC.

Für die Wärmebehandlung ist es wichtig, dass der Austenit möglichst lange stabil
bleibt. Abbildung 5.38 zeigt, dass beim Abschrecken auf eine Temperatur von 350 °C
eine Zeit von ca. 100 s vergehen kann, ehe eine merkliche Bainitumwandlung einsetzt.

Warmbadhärten benutzt diese Zeit zum Temperatur- und Spannungsausgleich, ehe
dann bei weiterer Abkühlung die verzugsarme Umwandlung zu Martensit erfolgt (ZTU-

Schaubilder Abb. 5.42).

5.3.8

Vergüten

Als Verfahrensziel sollen Stähle die folgende Eigenschaftskombination erhalten:

hohe Festigkeit

) höhere zulässige

Streckgrenze Re

Spannung
hohe Zähigkeit

Verformungsbruch,

Kerbschlagarbeit KV

) auch die Dauerfestigkeit steigt

Tabelle 5.9 zeigt Laborwerte des Stahls C45E und Auswirkungen des Vergütens.

Vergütungsgefüge sind noch gleichmäßiger als normalgeglühte und haben weniger
sprödbruchauslösende Schwachstellen, was den Verformungsbruch begünstigt (höhere

Verformungsarbeit Abb. 5.39).

Der untereutektoide Stahl besteht im normalisierten Zustand aus Ferrit- und Perlitbe-
reichen. Bei hoher Beanspruchung beginnt die plastische Verformung (d. h. das Wandern
der Versetzungen) zuerst in der weicheren Ferritphase.

Abb. 5.39 Verformungsarbeit
eines Stahles bei verschiede-
nen Gefügezuständen

224

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.40 Anlassschaubilder
von zwei Vergütungsstählen

DIN EN 10083

In den Vergütungsstählen ist der Ferrit dagegen übersättigt und mit feinverteilten Car-
biden durchsetzt. Das Abgleiten tritt erst bei höheren Spannungen ein: Die Streckgrenze
liegt höher.

Die Kennlinie des vergüteten Stahles kann durch die Anlasstemperatur verändert wer-
den. Das Vergütungsschaubild Abb. 5.40 zeigt, wie sich die mechanischen Eigenschaften
ändern, wenn abgeschreckte Stähle auf Temperaturen zwischen 450 und 650 °C angelas-
sen werden.

Bei 450 °C ergeben sich höhere Festigkeit Rm und Streckgrenze Re, dafür sind Bruch-
dehnung A und Einschnürung Z niedriger, als wenn der obere Anlassbereich gewählt
wird.

Verfahren

Das Austenitisieren und Abschrecken wird wie beim Härten durchgeführt. Für Teile mit
größeren Querschnitten ist ein Durchhärten nicht erforderlich, es genügt, wenn im Kern

Bainit entsteht.

Anlassen erfolgt im Glühofen oder in Salzschmelzen. Danach sind die Teile so zäh,
dass ein Verzug durch Richten beseitigt werden kann. Ebenso sind spanende Verfahren
wie Fertigdrehen oder - fräsen wirtschaftlich durchführbar.

Vergütungsstähle DIN EN 10083/06

Vergütungsstähle sind Stähle mit C-Gehalten 0,22 bis 0,5 (0,85) % und niedrig legiert mit

LE, welche die kritische Abkühlgeschwindigkeit senken. Mit zunehmender Wanddicke der

Teile sind mehr LE zum Durchvergüten erforderlich.

Gefügeänderung Die Vorgänge zur Bildung von Vergütungsgefügen, d. h. Austenitisie-
ren, Abschrecken und Anlassen sind unter Abschn. 5.3.5 mit Bildern Abb. 5.31 und 5.32
beschrieben.

Die Norm (Teil-2) unterscheidet 5 unlegierte Qualitätsstähle (mit max. je 0,045 % P
und S) und 7 unlegierte Edelstähle (max. 0,03 % P und 0,035 % S). Die legierten Stäh-
le (Teil-3/06) sind ausnahmslos Edelstähle, 22 Sorten und 6 Bor-legierte (Tab. 5.10) mit
sehr geringen B-Anteilen (0,0005. . . 0,008 %), die aber sehr stark die kritische Abkühlge-
schwindigkeit erniedrigen (Presshärten Abschn. 5.3.4).

5.3

Härten und Vergüten

225

Tab. 5.10 Vergütungsstähle,

Stahlsorte

;-Bereich d 16 mm

Bor-legiert (Auswahl)

Flacherzeugnisse t 8 mm

Kurzname

R e

R m

A

Z

[MPa]

[%]

[%]

30MnB5

800

950. . . 1150

13

50

33MnCrB5-2

850

1050. . . 1300

13

50

Vergütbare Stähle sind auch in zahlreichen anderen Normen enthalten (Übersicht

Tab. 5.11 und 5.12).

Beispiel: Anwendung der Tab. 5.12

Für ein Bauteil wird Stahl mit einer Streckgrenze von 450 MPa benötigt (Tab. 5.13).

Welche Stahlsorte 1 ist je nach Bauteilquerschnitt geeignet? Welche Sorte 2 müsste
gewählt werden, wenn höhere Zähigkeit verlangt wird, evtl. mit höherer Streckgrenze?

Auswahlgesichtspunkte

Vergütete Stähle werden überall dort verwendet, wo sich mit den Stählen nach DIN EN

10025-2/04 zu große Abmessungen ergeben würden, oder für dynamisch belastete Bau-
teile.

Beispiele für hochbeanspruchte Bauteile in Getrieben, Motoren und Fahrwerken

34CrMo4 für Kurbelwellen

30CrNiMo8 für Drehstabfedern

42CrMo4 für hochfeste Schrauben

41Cr4 für Zahnräder

51CrV4 für warmfeste Federn.

Die durch Vergüten erreichbare Streckgrenze Re ist querschnittsabhängig, da bei di-
ckeren Bauteilen die Umwandlungsvorgänge langsamer verlaufen (Abb. 5.37).

Eine geringfügig höhere Streckgrenze kann durch eine niedrigere Anlasstemperatur
erzeugt werden (Abb. 5.40). Das wird mit einer kleineren Zähigkeit erkauft (Linien für

Bruchdehnung A und Brucheinschnürung Z/.

Tab. 5.11 Vergütungsstähle in anderen Normen

Stahlgruppe

DIN EN

Tabelle

Stahlgruppe

DIN EN

Tabelle

Automatenstähle

10087/98

Tab. 4.32

Warmfeste Stähle

10028-2/09

Tab. 4.30

Einsatzstähle

10084/08

Tab. 5.26

Kaltzähe Stähle

10028-4/09

Tab. 4.24

Nitrierstähle

10085/01

Tab. 5.29

Stahlguss, vergütbar

10293/05

Tab. 4.48

Federstähle

10089/02,

Tab. 4.39

Stahlguss, kaltzäh

10213/07

Tab. 4.48

10270/11

–

226

5

Wärmebehandlung der Stähle

KV

J

–

35

30

25

–

–

–

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C40E

C45E

C50E

C55E

C60E

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38Cr2

46Cr2

34Cr4

37Cr4

41Cr4

25CrMo4

34CrMo4

42CrMo4

50CrMo4

34CrNiMo6

30CrNiMo8

35NiCr6

36NiCrMol6

39NiCrMo3

30NiCrMol6-

51CrV4

Za b

5.3

Härten und Vergüten

227

Tab. 5.13 Auswahlbeispiel:

; d in mm

Sorte 1

Sorte 2

Stahl mit einer Streckgrenze

12

C40E

28Mn6
von 450 MPa

20

C50E

28Mn6

60

34Cr4

25CrMo4

Abb. 5.41 Einfluss der LE
auf Streckgrenze und Zähigkeit
von Vergütungsstählen

(; 40. . . 100 mm)

Für kompliziert gestaltete Teile mit Kerben und starken Querschnittsübergängen, wel-
che zusammengesetzten Beanspruchungen ausgesetzt sind (z. B. Biegung und Torsion),
hat ein zäherer Stahl die höhere Dauerfestigkeit, da er örtliche Verformungen durch ge-
ringe plastische Verformungen auffangen kann.

Abbildung 5.41 zeigt, dass für einen bestimmten Streckgrenzenwert die höhere Zähig-
keit durch höhere Anteile an LE erzielt werden kann.

Anlasssprödigkeit

Vergütungsstähle mit den LE Mn, Cr oder CrCNi zeigen nach dem Anlassen und langsa-
mer Abkühlung eine geringere Kerbzähigkeit.

Bei schneller Abkühlung von der Anlasstemperatur tritt diese Anlasssprödigkeit nicht
auf.

Ursache der Anlasssprödigkeit sind Ausscheidungen von Phosphor auf den Korngren-
zen, die bei Abkühlen im Bereich von 550. . . 450 °C wegen abnehmender Löslichkeit
entstehen.

Bei schnellem Durchlaufen dieses Temperaturbereiches werden die Ausscheidungen
verhindert.

Anlasssprödigkeit wird beim isothermen Vergüten (Bainitisieren ! Folgeabschnitt)

umgangen.

Das Element Molybdän Mo verhindert diese Versprödung, wenn es in Gehalten von
etwa 0,4 % zulegiert ist. Mo-legierte Stähle dürfen nach dem Anlassen beliebig abkühlen.

Vergütungsverfahren

Die Eigenschaftskombination, hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit D hohe Dauerfestig-
keit, kann auf zwei Wegen erreicht werden:

Anlassvergütung: durch Anlassen eines martensitischen Gefüges auf höhere Tempe-
raturen (wie bisher beschrieben),

228

5

Wärmebehandlung der Stähle
isothermische Umwandlung des Austenits in das Vergütungsgefüge Bainit (Behand-
lung im folgenden Abschnitt).

Vergütung durch isothermische Umwandlung

Abschrecken eines austenitisierten Gefüges auf Temperaturen zwischen Ms und Ac1 und

Halten bei dieser Temperatur bis zur vollständigen Umwandlung, danach beliebige Ab-
kühlung.

Dieses Verfahren wird isothermes Vergüten oder Bainitisieren genannt und wird bei der

Herstellung von Federband oder -draht angewendet. Die Umwandlung erfolgt in Salzbä-
dern (ca. 500 °C) oder Luftgebläse (Patentieren). Es entsteht ein sehr feinstreifiger Perlit
mit hinreichender Zugfestigkeit und Kaltformbarkeit, günstig für das Ziehen des Drahtes.

Die verschiedenen Verfahren des Härtens und Vergütens lassen sich mit Hilfe der ZTU-

Schaubilder anschaulich vergleichen (Abb. 5.42).

Induktive Einzelstabvergütung auf einer vollautomatischen Anlage (EVA-Anlage,

Krupp) ergibt durch induktive Kurzzeiterwärmung eine tiefere Einhärtung (höhere Aus-
tenitisierungstemperatur 1000 °C) ohne Grobkorn, ohne Randentkohlung, mit hoher

Gleichmäßigkeit in Gefüge und Geradheit.

Gegenüber normalem Vergüten werden höhere Streckgrenz- und Kerbschlagarbeits-
werte erzielt. Dadurch besteht evtl. die Möglichkeit, auf einen Stahl mit kleinerem LE-

Gehalt überzugehen.

Anwendung

Stabstähle aus unlegierten und legierten Edelbaustählen, nichtrostenden, hitzebeständigen

Stählen und Werkzeugstählen von 20–85 mm Ø für z. B. Zahnstangen, Bolzen, Wellen,

Achsen.

Abb. 5.42 Einige Wär-
mebehandlungen in ZTU-

Schaubildern, schematisch;
oben für kontinuierliche Ab-
kühlung, unten für isotherme

Umwandlung. Kurve 1: Ge-
brochenes Abschrecken,

Kurve 2: Warmbadhärten,

Rand —, Kern - - -, Kur-
ve 3: Patentieren, Kurve 4:

Zwischenstufenvergüten,

Bainitisieren (z. B. Kugel-
graphitguss)

5.4

Aushärten

229

5.4

Aushärten

5.4.1

Allgemeines

Die Steigerung der Härte durch Martensitbildung ist auf Fe-C-Basislegierungen be-
grenzt. Sie ist eine diffusionslose Gitterumwandlung, die außer im System Fe-C bei eini-
gen wenigen Legierungen stattfindet, die Phasen mit verschiedenen Kristallgittern bilden

(Fe-Ni, Cu-Zn, Co).

Die Entdeckung des Aushärtens durch Wilm (Abschn. 7.3.6) führte zu einer allgemei-
neren Möglichkeit, die Festigkeit von Legierungen zu erhöhen. Es ist ein diffusionsab-
hängiger Vorgang in Mischkristallen, der prinzipiell in den meisten Legierungen ablaufen
kann, seine technischen Anwendungen sind zahlreich.

I

Aushärten D Ausscheidungshärten

Das Aushärten nutzt die Dispersionsverfestigung. Das Wandern der Versetzungen
wird hier durch Ausscheidungen aus übersättigten Mischkristallen behindert. Damit die

(meist) submikroskopischen Ausscheidungen diese Wirkung entfalten, ist eine sorgfältige

Wärmebehandlung erforderlich.

Die dabei wichtigen inneren Vorgänge sind in Abschn. 2.3.4 ausführlich erläutert.

Nach den Leichtmetallen Al und Mg wurde das Aushärten für weitere Legierungen
entwickelt und gibt auch bestimmten Stahlsorten eine zusätzliche Steigerung der Streck-
grenze oder Härte (Tab. 5.15).

5.4.2

Verfahren

Einen Überblick über die Arbeitsgänge beim Aushärten gibt Tab. 5.14 (ergänzend dazu

Abb. 5.43 und 5.44) und über aushärtbare Legierungen Tab. 5.15.

a
b

Abb. 5.43 Zustandsschaubild (schematisch). Mischkristalltyp mit sinkender Löslichkeit. a Aus-
gangsgefüge, b Gefüge homogenisiert

230

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.14 Arbeitsgänge beim Aushärten

Arbeitsgang

Verfahren, Vorgänge, Auswirkungen

Lösungs-

Erwärmen und Halten auf Temperaturena (Abb. 5.43 oben, Feld 1), die im
glühen

Werkstoff ein homogenes Mischkristallgefüge erzeugen. Sekundäre Aus-
scheidungen auf den Korngrenzen werden dabei wieder aufgelöst, auch

Homogenisieren genannt (Abb. 5.43 unten a und b)

Abschrecken oder Abkühlen, um die Bildung von Ausscheidungen zu verhin-
dern und Mischkristalle in einen übersättigten und damit metastabilen Zustand
zu bringen. Die Festigkeit ist nur wenig verändert, da die Legierungsbestandteile
i. d. R. nur eine geringe Mischristallverfestigung bewirken

Hierzu Abb. 5.44

Auslagern

Lagern bei RT (Kaltauslagern) oder bei höheren Temperaturena (Warm-
auslagern) je nach Legierungsart. Bei RT drängt das Wirtsgitter zwangsgelöste

Atome in Fehlstellen des Gitters (Versetzungen), wo sie als Gleitblockierungen
das Wandern der Versetzungen erschweren. Die Diffusion verläuft langsam und
unvollständig, die Teilchen sind sehr klein (! Kurve + Gefügebild a)

Warmauslagern begünstigt die Diffusion und lässt größere Teilchen entstehen,
die das Gitter in ihrer Umgebung verzerren. Die Ausscheidungen laufen bis zur
gewünschten Größe (feindispers und gleichmäßig) im Gefüge ab. Bei optimaler

Temperatur steigt die Festigkeit in kurzer Zeit bis zu einem Maximum an

(! Kurve + Gefügebild b)

Höhere Temperaturen führen schneller zu gröberen Ausscheidungen auf Kosten
der kleineren mit größeren Abständen. Dadurch sinkt die Festigkeit wieder ab

(! Kurve + Gefügebild c)

Deshalb müssen Auslagerungstemperatur und -zeit genau eingehalten werden
a Temperaturen und Zeit sind von der Legierungsart abhängig

Tab. 5.15 Hinweise auf aushärtbare Legierungen oder solche mit Aushärtungserscheinungen

Werkstoffgruppe Beispiele

Anwendungen

Eigenschaftsverbesserung
durch das Aushärten

Al-Legierungen

AlMgSi

Strangpressprofile für mitt-

Mittlere Festigkeit bei mitt-

(Abschn. 7.3.6)

lere Beanspruchungen wie
lerer Bruchdehnung

Fensterrahmen oder einfache

Fahrradrahmen

AlCu4MgTi Waggondrehgestelle

Höhere Festigkeit

Mg-Legierungen MgAl9Zn1

Gehäuse für Getriebe, Laptops,

Höhere Festigkeit und

(Tab. 7.49)

Kameras, Mobiltelefone

Bruchdehnung als im Guss-
zustand

Cu-Legierungen

CuCr

Elektroden zum Punktschweißen,

Härte und Anlassbestän-

(Abschn. 7.4.4)

CuBe1,7

Federn, nicht funkende Werk-
digkeit bei hinreichender
zeuge
elektrischer Leitfähigkeit

Stahlguss,

G17Mn5

Schweißverbundkonstruktionen,

Schweißeignung, Kalt-
perlitarm

Knoten für Rohrfachwerke
zähigkeit bei erhöhter

(off-shore)

Dauerfestigkeit

Höherfeste

Tab. 4.35

Karosseriebauteile

„bake hardening“-Effekt.

Stähle für

Die Streckgrenze steigt um

Bleche
ca. 40 MPa

5.4

Aushärten

231

Abb. 5.44 Anstieg der Streck-
grenze Re über der Zeit t
bei verschiedenen Ausla-
gerungstemperaturen (nur
beispielhaft) mit Gefügebil-
dern (schematisch)

5.4.3

Ausscheidungshärtende Stähle

Niedriglegierte Stähle (DIN EN 10267/98)

Für diese kostensparende Wärmebehandlung sind u. a. Stähle nach Tab. 5.16 entwickelt
worden. Sie werden für bestimmte Anwendungen anstelle von Vergütungsstählen einge-
setzt.

Anwendungsbeispiel Exzenterwelle zur Ventilsteuerung (Valvetronic) eines BMW-6-

Zylindermotors. Die Oberfläche wird plasmanitrocarburiert.

Das Aushärten erzeugt ein feinkörnig bainit-freies, ferritisch-perlitisches Gefüge mit
hohen Festigkeits- und Zähigkeitswerten.

Martensitaushärtende Stähle

Diese Sorten (engl. Bezeichnung: maraging steel) sind ein herausragendes Beispiel für
die Änderung des Eigenschaftsprofils durch Aushärten (vgl. Beispiel in Tab. 5.17).

Im Zustand „lösungsgeglüht und abgeschreckt“ hat der Stahl mittlere Festigkeit und

Zähigkeit, ist kaltumformbar und besitzt nur geringe Verfestigungsneigung.

Der Stahl enthält wenig C (Schweißeignung und Kaltumformbarkeit) und ist hoch mit

Ni, Co und Mo legiert. Der Aushärtungseffekt wird durch geringe Al- und Ti-Gehalte
erreicht.

Tab. 5.16 Von Warm-

Sorte

R m

R e

A

Z
formgebungstemperatur

[MPa]

[MPa]

[%]

[%]

ausscheidungshärtende Stähle

19MnVS6

600. . . 750

390

16

32

(ausgehärtet)

30MnVS6

700. . . 900

450

14

30

46MnVS6

900. . . 1050

580

10

20

232

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.17

R m

R p0;2

A

Z

HRC

X3NiCoMoTi18-9-5,

[MPa]

[MPa]

[%]

[%]

Eigenschaftswerte (Böhler

Lösungsgeglüht und abgeschreckt

W270 VMR, Werkstoff-Nr.

980–1130

650

10

60

32

1:2709)

Ausgelagert bei 430 °C=Luft

1720–1870

1620

8

45

51

Ausgelagert bei 480 °C=Luft

1860–2260

1815

6

40

55

Wärmebehandlung Bei 830 °C lösungsgeglüht hat der Stahl ein austenitisches Gefüge,
die LE sind im Mischkristall gelöst. Der hohe Ni-Gehalt senkt die
-˛-Umwandlung auf
ca. 200 °C, sodass bei Luftabkühlung ein übersättigter ˛-Mischkristall entsteht. Er wird
als Nickelmartensit bezeichnet.

Nickelmartensit ist sehr C-arm. Er entsteht durch Austenitumwandlung ohne Diffu-
sion der LE-Atome. Die Festigkeitssteigerung beruht auf Mischkristallverfestigung und

Versetzungsdichte. Da die Verzerrung durch Kohlenstoffatome auf Zwischengitterplätzen
fehlt, ist dieser Martensit weniger hart und sehr duktil.

Eine Anwendung ist wegen der hohen Werkstoffkosten begrenzt: für Werkzeuge mit

Langzeitbeanspruchung bei Temperaturen bis ca. 450 °C, z. B. komplizierte Druckgieß-
formen für Al- und Zn-Legierungen mit hohen Standmengen, Kunststoffformen, Warm-
presswerkzeuge, Sicherheitsbauteile an Luftfahrzeugen, Wehrtechnik.

5.4.4

Vergleich Härten/Vergüten und Aushärten

Aushärtbare Legierungen erfahren durch das Lösungsglühen und Abschrecken i. Allg. kei-
ne wesentliche Festigkeitssteigerung. In diesem Zustand ist eine Endbearbeitung möglich.

Während der nachfolgenden Kalt- oder Warmauslagerung bilden sich die Ausscheidungen
langsam und gleichmäßig über den ganzen Querschnitt.

Warmauslagerung kann bei verschiedenen Temperaturen stattfinden, je nach Anfor-
derungen an Härte und Zähigkeit. Dabei steigt die Streckgrenze auf mehr als das Doppelte,
ohne dass die Verformungswerte stark absinken.

Daraus folgen die wesentlichen Unterschiede zum Härten bzw. Vergüten:

Eigenschaften sind nicht dickenabhängig

Keine Gefügeunterschiede zwischen Rand und Kern, die Ursache für Verzug sein kön-
nen

Aushärten spart Energie und Zeit (Abb. 5.45)

Einsparen teurer LE, weil zur Bildung der Ausscheidungsphasen geringste Anteile ge-
nügen (z. B. mikrolegierter Stahl).

5.4

Aushärten

233

Abb. 5.45 Temperatur-Zeit-

Schaubild für Schmiedeteile:

a Vergütungsstahl, b mikrole-
gierter, aushärtbarer Stahl

Tab. 5.18 Vergütungsstahl und ausscheidungshärtender Stahl im Vergleich

Sorte

DIN EN

R e [MPa] A [%]

Z [%]

38Cr2

10083/06

450

15

40

38MnVS6 CPa 10267/98

665

17,5

54
a Normbezeichnung enthält ein CP für Zustand ausgehärtet. Der Stahl hat reduzierte S- und P-

Gehalte gegenüber der Norm.

Ein Vergleich der Eigenschaften zeigt, dass sowohl Streckgrenze als auch die Verfor-
mungskennwerte höher liegen als beim Vergütungsstahl 38Cr2 (Tab. 5.18).

5.4.5

Ausscheidungsvorgänge mit negativen Auswirkungen

Alterung werden solche Vorgänge genannt, die zu ungewollten Eigenschaftsänderungen
eines Werkstoffes führen, meist Versprödung durch Ausscheidungen im Gefüge im Laufe
der Zeit.

Beispiel für Alterung

Alterung bei Stählen mit N-Gehalten (ehem. Thomas-Stähle) durch Ausscheiden von

Nitriden im Ferrit mit Abfall der Zähigkeit und Erhöhung der Übergangstemperatur Tü

(Abb. 14.19).

Künstliche Alterung von Stahl soll diese Vorgänge beschleunigen. Es ist eine Kom-
bination von Reckalterung und Warmauslagern, um die Alterungsanfälligkeit von Stählen
zu untersuchen.

234

5

Wärmebehandlung der Stähle

Dazu werden die Proben um 10 % der Länge gereckt (verlängert) und 2 h lang bei

250 °C gehalten. Die Kaltverformung (erhöhte Versetzungsdichte) und die höhere Tempe-
ratur beschleunigen die Vorgänge, sodass sie statt in Wochen in ca. 1 h ablaufen. Ist der

Stahl alterungsbeständig, ändern sich die Eigenschaften kaum.

Reckalterung ist eine gleichartige Erscheinung, die nach geringer Kaltumformung
auftritt. Die Ausscheidungen lagern sich an den Versetzungen ab und blockieren Gleit-
vorgänge.

Künstliche Alterung wird auch bei Werkstoffen für Messgeräte, z. B. Federn, vor dem

Kalibrieren durchgeführt, um Konstanz der Messwerte über die Zeit zu gewährleisten.

5.5

Thermomechanische Verfahren

5.5.1

Allgemeines

Zu den thermomechanischen Verfahren gehören zahlreiche Verfahren, bei denen die Ge-
fügeänderungen durch Wärmebehandlungen, d. h. z. B. durch

I

Glühen, Härten, Vergüten und Anlassen
mit denen der Warmumformung durch

I

Walzen, Schmieden, Ziehen
verknüpft werden. Die dabei eingebrachte Energie wirkt sich zusätzlich auf Diffusion
und Keimbildung aus. Dabei werden mehrere Ziele verfolgt:

Energiesparen durch Ausnutzung der Wärme aus der Warmumformung, z. B. Vergü-
ten aus der Schmiedehitze oder durch normalisierendes Walzen

Festigkeitssteigerung bei Erhaltung einer hohen Zähigkeit durch besonders feinkör-
nige Gefügeausbildung.

Gefügeänderungen

Austenitisieren mit Auflösung der LE,
-˛-Umwandlung, Perlitbildung und Ausschei-
dungen beim Anlassen

Verformung der Kristallite, Erhöhung der Versetzungsdichte, Rekristallisation und neu-
es Kornwachstum.

Anwendungsbeispiele

Glühverfahren zur besseren Bearbeitung (Weichglühen) werden für Draht- und Stabstahl
unmittelbar nach der Umformung in Durchlauföfen durchgeführt (sog. Conti-Glühe).

5.5

Thermomechanische Verfahren

235

Abb. 5.46 Schematische Darstellung thermomechanischer Behandlungen im ZTU-Schaubild:

1) Austenitformhärten und TM-Behandlungen in der 2) Perlitstufe, 3) Bainitstufe. Die Verformung
des metastabilen Austenits unmittelbar vor bis zum Beginn der
-˛-Umwandlung unterdrückt die

Rekristallisation des Austenits mit Kornwachstum. In gleichem Sinne wirken ungelöste Ausschei-
dungen von Carbiden, Nitriden oder Carbonitriden

Für Schmiedeteile wird auch angewandt:

isothermes Umwandeln (Zustand BF)

kontrollierte Abkühlung von Gesenkteilen mikrolegierter Stähle aus der Schmiedehitze

(Zustand BY).

Die Verfahren unterscheiden sich durch den Zeitpunkt der Verformung (Abb. 5.46):

vor/während oder nach der Umwandlung des Austenits, damit auch zur Rekristallisati-
on
oberhalb mit sofortigem Kornwachstum, unterhalb mit Unterdrückung. Dabei erhöht
sich die Zahl der Gitterstörungen stark. Sie wirken als Keime für das neue Gefüge

(Feinkorn), Ort für (feindisperse) Ausscheidungen.

Zusätzlich wirkt sich dabei der Grad der Umformung aus. Weitere Unterschiede beste-
hen in der Lage der Umwandlungstemperatur:

Umwandlung in der Perlit-, Bainit- oder Martensitstufe (Abb. 5.44).

I

TM-Behandlungen erzeugen Gefügezustände, die allein durch Wärmebehand-
lung nicht herstellbar sind. Der Vorgang kann nicht wiederholt werden!

Thermomechanische Verfahren sind die Grundlage für die Erzeugung warmgewalzter,
höherfester und schweißgeeigneter Baustähle als Weiterentwicklung der Baustähle für
allgemeine Verwendung nach DIN EN 10025-2/04.

Die Festigkeitsstufen werden bei unlegierten Baustählen durch steigende C-Gehalte

(Zementitgehalt) in Verbindung mit Mischkristallverfestigung durch die LE erreicht. Da-
mit sinken die Eignung zum Kaltumformen, Schweißen und die Zähigkeit (als Sicherheit
gegen Sprödbruch).

236

5

Wärmebehandlung der Stähle

Tab. 5.19 Mikrolegierter,

R m

R p0;2

A

KV

Tü
perlitarmer Stahl

[MPa]

[%]

[J]

[°C]

Normalisiert

550

450

30

92

80

TM-behandelt

710

610

21

61

60

5.5.2

Thermomechanische Behandlung (TM)

Die Verfahren wurden zunächst für warmgewalzte Flacherzeugnisse entwickelt, um die

Nachteile der unlegierten Baustähle mithilfe von Neuentwicklungen zu vermeiden:

Um die Schweißeignung und hohe Kaltumformbarkeit zu bewahren, sind bei hö-
herfesten Baustählen die Gehalte an Kohlenstoff und Legierungselementen niedrig

(Tab. 5.19). Sie sind mit V, Ti und Nb < 0;1 % mikrolegiert, die zusammen als aus-
geschiedene Carbonitride mehrfach wirken:

Sie begrenzen das Kornwachstum im austenitischen Zustand,
verzögern die Rekristallisation, dadurch
sehr feinkörnige Umwandlung des verformten Austenits zu übersättigtem Ferrit, der
bis zum Aufhaspeln warmauslagert.

Höherfeste Baustähle (Abschn. 4.3) erreichen höhere Festigkeiten bei ausreichender Zä-
higkeit durch das Zusammenwirken von festigkeitssteigernden Mechanismen (Tab. 2.30
und 4.10):

Korngrenzenverfestigung durch Feinkorn steigert Festigkeit und Bruchdehnung

Teilchenverfestigung durch die Ausscheidungen der besonderen LE.

Flacherzeugnisse (Bleche und Bänder)

Temperaturgeregelte Warmumformung erzeugt durch möglichst niedrige Walz-Endtem-
peratur mit beschleunigter Abkühlung ein feinkörniges Gefüge mit hoher Kaltzähigkeit.

Es wird normalisierendes Umformen genannt, weil es das Normalglühen ersetzt.

Ein weniger kompliziertes Verfahren für geometrisch einfache Teile aus hoch legierten

Stählen ist das folgende.

5.5.3

Austenitformhärten

Bei höher legierten Stählen ist der unterkühlte Austenit oberhalb der Martensitstufe einige

Zeit beständig (ZTU-Schaubild Abb. 5.46, Kurve 1).

Eine sofortige Austenitverformung unterhalb der Rekristallisationstemperatur (500. . .

600 °C) erzeugt weitere Gitterstörungen, die als Keimbildner beim nachfolgenden Ab-
kühlen ein äußerst feinkörniges Martensitgefüge ergeben. Es hat höhere Festigkeit und

Zähigkeit als normale Vergütungsgefüge (Beispiel Tab. 5.20).

5.5

Thermomechanische Verfahren

237

Tab. 5.20 Stahl

Zustand

R m

R p0;2

A

X41CrMoV5-1

[MPa]

[MPa]

[%]

Normal vergütet

1900

1600

7

Austenitformgehärtet

2600

200

7

Dabei steigt der Festigkeitszuwachs mit dem Grad der vorherigen Austenitverformung.

Die Anwendung dieses Verfahrens ist auf Teile mit einfacher Geometrie und aus höher
legierten Stählen beschränkt.

5.5.4

Weitere Anwendungen

Nach den Flacherzeugnissen wurde das Verfahrensprinzip auf andere Erzeugnisse erwei-
tert:

Formhärten (Presshärten)

Verfahren, mit dem dünnwandige Verstärkungsteile für Karosserien herstellbar sind. Sie
erhalten dabei eine höhere Festigkeit als es mit den hochfesten Stählen zum Kaltumformen
möglich ist. Dafür werden mit Bor legierte Stähle verwendet.

Borlegierte Stähle gehören zu den niedriglegierten Vergütungsstählen (Tab. 5.10) und
sind geeignet für die Fertigung durch Schneiden, Kaltumformen und Spanen. Bor senkt in
kleinsten Mengen (0,001. . . 0,005 %) die kritische Abkühlgeschwindigkeit stark.

Die Verarbeitung kann auf zwei Wegen erfolgen:

Kaltumformen und Vergüten (Tab. 5.21).

Presshärten: Nach Austenitisierung unter Schutzgas bei > 950 °C wird im wasserge-
kühlten Werkzeug umgeformt und dabei auf 100. . . 200 °C abgekühlt. Ein Anlassen ist
meist nicht erforderlich. Schutzgas ist erforderlich, um eine Verzunderung zu vermei-
den. Die z. T. abplatzende Schicht verschmutzt Bauteil und Werkzeug. Zunderschutz:

Aufbringen von Sprühlack auf das kaltgeformte Rohteil, einem 6. . . 7 µm dicken Nano-
komposit aus Glas, Polymer und Al. Es besitzt zugleich Gleiteigenschaften zur Scho-
nung der Umformwerkzeuge (Nano-X GmbH).

Das martensitische Gefüge erreicht Zugfestigkeiten bis zu 1350 MPa (bauteilabhän-
gig). Komplexere Teile werden in 2 Schritten gefertigt:

Vorform durch Kaltumformung

Endform durch Presshärten (wie oben).

Tab. 5.21 Stahl 20MnB5

Zustand

R m

R p0;2

A 5

Z

[MPa]

[MPa]

[%]

[%]

Lieferzustand

600

370

26

60

Vergütet

1050

700

14

55

238

5

Wärmebehandlung der Stähle

Nachteil ist die Verweilzeit im Werkzeug nach der Umformung (8. . . 10 s), die erforderlich
ist, um die Umwandlung vollständig ablaufen zu lassen. Das Ausbringen beträgt dadurch
nur ca. 2. . . 3 Stück=min.

Verwendung Sicherheitsbauteile in Karosserien, wie z. B. A- und B-Säulenverstärkung

(Vectra), Schweller, Seitenaufprallschutz, Stoßfänger, Rahmenteile, Bodenplatte (Passat).

Hochfester Federstahl für den Fahrzeugbau

Das Vormaterial des Stahles 54CrSi6 (einer der Stahl-Innovationspreise 2006 für das Max-

Planck-Institut für Eisenforschung) wird in zwei Stufen bei 900 und 750 °C gewalzt, dann
die Feder gewickelt, martensitisch umgewandelt und angelassen. Es entsteht ein sehr fein-
körniges Gefüge ohne Carbidsäume auf den Korngrenzen mit Steigerung von Zähigkeit
und Dauerfestigkeit.

Die Festigkeit steigt auf 2300 MPa. Dadurch sind Federn mit 15 % weniger Gewicht
möglich. Das Verfahren ist für eine wirtschaftliche Serienfertigung geeignet und ergibt
reproduzierbare Eigenschaften.

Wälzlagerstahl 100Cr6

Rohrvormaterial wird thermomechanisch reduziert, und noch warm werden in einem

Trennprozess die weichen Rohlinge abgetrennt. Es entsteht eine feinere Carbidverteilung
als beim konventionellen GKZ-Glühen, das damit eingespart werden kann.

TRENPRO®-Verfahren reduziert das bisherige vielstufige Verfahren bis zum (noch
ungehärteten) Weichring auf drei Arbeitsgänge. Der eigentliche Trennprozess liefert je
nach Durchmesser bis zu 1000 Ringe=min (Mannesmann-TU-Freiberg).

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

5.6.1

Überblick

Die Eigenschaften Härte und Zähigkeit verlaufen in Werkstoffen fast immer entgegenge-
setzt, beide lassen sich in einem Gefüge nicht maximieren. Viele Bauteile benötigen je-
doch an den Berührungsstellen mit anderen Bauteilen hohen Verschleißwiderstand (Ober-
flächenhärte) und einen zähen Kern als Sicherheit gegen spröde, verformungslose Brüche.

Hierzu sind zahlreiche Verfahren entwickelt worden (Tab. 5.22).

Beispiele für Bauteile

Kurbel-, Nocken- und Keilwellen, Zahnräder, Kupplungsteile, Ketten- und Raupenan-
triebe, Werkzeuge

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

239

Tab. 5.22 Stoffeigenschaft ändern für die Oberfläche (DIN 8580/09)

Verfahrensgruppe

Verfahren, Hinweise auf Abschnitte im Lehrbuch

Verfestigen durch

Abschn. 5.6.6 Verfestigungswalzen oder Verfestigungsstrahlen

Umformen

Wärmebehandlung

Abschn. 5.6.2 Randschichthärten (Flamm-, Induktions- und

Laserhärten, Umschmelzhärten)

Abschn. 5.6.3 Einsatzhärten, Abschn. 5.6.4 Nitrieren

Abschn. 5.6.5 Borieren, Chromieren, Aluminieren

Auswahl der Verfahren:

technisch nach Gestalt, Größe und Werkstoff,
wirtschaftlich nach Masse und Stückzahl.

5.6.2

Randschichthärten

Bei diesen Verfahren wird das Gefüge nur in einer Randschicht austenitisiert bzw. auf-
geschmolzen, sodass nach sofortiger, schneller Abkühlung martensitische bzw. ledeburi-
tische Gefüge entstehen. Dazu sind Energiequellen hoher spezifischer Leistung erforder-
lich, damit nur die Randschicht die Abschrecktemperatur erreicht.

Verfahren der Randschichthärtung Die Benennung erfolgt nach der Wärmquelle:

Flammhärten mit Brenngasen

Induktionshärten über Induktionsspulen

Laserhärten mit Laserstrahlen.

DIN EN 10328/05, Bestimmung der Einhärtungstiefe nach dem Randschichthärten.

Mit steigender spezifischer Leistung sinken Verzug beim Härten, Randhärtetiefe und
die Größe der Wärmeeinflusszone (WEZ).

Die spezifische Leistung (Tab. 5.23) ist der Quotient aus Leistung (in kW) und Fläche

A (in cm2/. Die Verfahren unterscheiden hierbei stark.

Die schnelle Erwärmung verschiebt die Umwandlungspunkte nach oben (Hysterese),
sodass höhere Temperaturen als beim normalen Härten erforderlich sind, damit die Aus-

Tab. 5.23 Spezifische

Wärmequelle

Spez. Leistung in kW=cm2

Leistungen verschiedener

Schmelzen (Salze, Metalle)

0,1

Wärmequellen

Flammen von Brenngasen

1

Induktions- und Wirbelströme

10

Laser- und Elektronenstrahlen

100

240

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.47 Linienhärtung
tenitisierung vollständig abläuft. Die Martensitzone reicht nur so tief, wie das Gefüge
austenitisiert und mit > vkrit abgeschreckt wurde.

Gehärtet wird meist im vergüteten Zustand. Dabei entsteht zwischen vergütetem Kern
und hartem Rand eine weichere Zwischenschicht, die Wärmespannungen ausgleichen
kann.

Vorteil des Randschichthärtens Sperrige Teile, die zu Verzug neigen oder zu groß sind,
brauchen nicht durchgreifend erwärmt werden. Sie können partiell, d. h. nur an den ver-
schleißbeanspruchten Stellen gehärtet werden.

I

Einflussgrößen für Härte und Randhärtetiefe:

Die Härte steigt mit dem C-Gehalt des Stahles.

Die Randhärtetiefe steigt mit dem Gehalt an LE und sinkt mit steigender spez.

Leistung.

Flammhärten

Wärmquellen sind gasbetriebene Brenner, deren Formen den Konturen des Werkstückes
angepasst sind. Brenner und Werkstück führen gesteuerte Bewegungen aus, wofür spezi-
elle Härtemaschinen, z. T. Automaten, eingesetzt werden.

Linienhärtung wird für größere Flächen, z. B. an langen Wellen, Führungsbahnen und
breiten Zahnrädern angewandt. Brenner und Brause bewegen sich dicht hintereinander
über die Fläche (Abb. 5.47). Der Vorschub muss so bemessen sein, dass die Randschicht
in der gewünschten Tiefe austenitisch ist, ehe die Abschreckung durch die Brause erfolgt.

Mantelhärtung ist für kleine Oberflächen geeignet. Der Brenner überdeckt die zu
härtende Fläche oder führt Pendelbewegungen aus, um sie zu überdecken. Zylindrische

Teile rotieren vor dem Brenner, bis ein „Mantel“ die Abschrecktemperatur besitzt und
eine Brause das Abschrecken übernimmt.

Induktionshärten

Energiequelle ist der elektrische Strom. Er wird mit wassergekühlten Spulen oder Schlei-
fen als Induktor durch Induktion im Werkstück erzeugt (Transformatorprinzip).

Das Werkstück ist Eisenkern, die Randschicht stellt die kurzgeschlossene Sekundär-
spule dar. Ein physikalischer Effekt bewirkt, dass die Induktionsströme mit steigender

Frequenz in die Randzone abgedrängt werden (Skineffekt D Hautwirkung). So wird die
eingebrachte Energie dort konzentriert und die Randschicht schnell erwärmt.

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

241

Tab. 5.24 Härtetiefe in Ab-

Bereich

Frequenz

Härtetiefe mm
hängigkeit von der Frequenz

Netzfrequenz

50 Hz
bis 70
beim Induktionshärten

Mittelfrequenz

1. . . 10 kHz

16. . . 5

Hochfrequenz

0,25. . . 30 MHz

1,0. . . 0,3

Das Abschrecken erfolgt mit Wasser, bei sehr dünnen Querschnitten (Sägeblätter)

durch Selbstabschreckung über den kalten Kern.

Anwendung auch zum Erwärmen von Werkstücken bei der Warmumformung und zum

Löten.

Gegenüber dem Flammhärten wird die 10-fache Energie eingeleitet. Es ist auch
für Teile mit dünnen Querschnitten geeignet. Die Randhärtetiefe ist frequenzabhängig

(Tab. 5.24).

Vorteile Das Verfahren erzeugt keine Abgase. Verzunderung, Verzug und Energiever-
brauch sind gering, die Behandlungszeit kurz. Die räumlich kleinen Anlagen lassen sich
gut in Fertigungsstraßen einstellen.

Nachteile Höhere Kosten für Stromerzeuger und Regelgeräte.

Werkstoffe für die Randschichthärtung

Geeignet sind Vergütungsstähle DIN EN 10083/06. Bessere Eignung für rissfreie Aufnah-
me der Spannungen durch Temperaturwechsel haben:

Stähle für Flamm- und Induktionshärten
unlegiert: C35G. . . C70G (4 Sorten)

niedriglegiert: 45Cr2, 38Cr4, 42Cr4, 41CrMo4, 49CrMo4.

Stahlguss für Flamm- und Induktionshärtung SEW 835 mit ähnlichen Zusammenset-
zungen:

G36Mn5, G46Mn4, G42CrMo4

G50CrMo, G50CrV4.

Gusseisen und Temperguss sind härtbar, wenn das Gefüge vorwiegend perlitisch und
der Graphit feinlamellar oder kugelig vorliegt.

Gusseisen: GJL-400, GJS-600-3, GJS-700-2

Temperguss: GJMB-450-6, GJMB-550-4, GJMB-650-2.

242

5

Wärmebehandlung der Stähle

Laserhärten

Wärmequellen sind Laserstrahlen mit hoher spez. Leistung, sodass die Randschicht in

Sekunden die Abschrecktemperatur erreicht. Der kleine Brennfleck erfordert eine schwin-
gende Bewegung des Strahles durch Spiegel um eine Fläche in Spuren „abzurastern“.

Durch die Konzentration der eingebrachten Energie auf kleinstem Raum ist die Erwär-
mung in die Tiefe gering. Dadurch ist Selbstabschreckung durch die noch kalte Kernzone
möglich.

Erzeugung der Laserstrahlen mit Hochleistungsdioden bis zu 6 kW Leistung.

Daten Spurbreiten bis zu 40 mm, bei einem Vorschub von 700. . . 200 mm=min, je nach

Randhärtetiefe bis zu 2 mm.

Geeignete Werkstoffe sind z. B.: C45, C60, 42CrMoV4, 100Cr6 vergütet.

Laser-Verfahren sind günstig für linienförmige Härtezonen, wie z. B. Verschleißkan-
ten von Werkzeugen zum Schneiden und Umformen und schwer zugängliche Bereiche
von Werkstücken, z. B. Sacklöcher.

Beispiele für den Einsatz von Laser-Verfahren

Führungsleisten, Lagersitze Kurvenscheiben. Turbinenschaufeln: Laserbehandlung der

Eintrittskante führt zu vermindertem Kavitationsverschleiß und erhöhter Lebensdauer

(IWS Dresden).

Laser-Umschmelzhärten Die Verfahren sind nur für graphitische Eisen-Gusswerkstoffe
geeignet. Die Härtesteigerung beruht nicht auf Martensitbildung, sondern auf der schnel-
len Erstarrung des Gusseisen zu Hartguss mit ledeburitischem Gefüge (Abb. 6.3).

Bei schnell abgekühltem Gusseisen entsteht ein ledeburitisches Gefüge, der gesamte

C-Gehalt liegt dann im Fe3C(-Zementit) vor. Ledeburit, das Eutektikum der Legierung

Fe-C, besteht aus 64,5 % Eisencarbid in Ferrit mit einer Gesamthärte von 50 HRC.

Beim Umschmelzhärten wird ein dem ledeburitischen Gefüge ähnliches Gefüge durch
schnelles Aufschmelzen einer Oberflächenschicht mit nachfolgender Selbstabschreckung
erzeugt.

I

Wichtig Unter der aufgeschmolzenen Zone liegt eine austenitisierte Schicht,
die bei kaltem Kern wegen der schnellen Wärmeabfuhr zu Martensit umwandelt

(unter Volumenvergrößerung). Zur Vorbeugung gegen Risse werden die Teile
vorgewärmt (ca. 400 °C) behandelt.

Zum Härten von Flächen werden schmale Streifen durch Pendelbewegungen des Lasers
aufgeschmolzen. Durch den Vorschub des Teiles werden diese zur gewünschten Fläche
überlappend nebeneinander gereiht.

Randhärten betragen 55. . . 60 HRC je nach Vorwärmung bis in 1 mm Tiefe.

Normung Ermittlung der Schmelzhärtetiefe nach DIN 50190-4/99.

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

243

Anwendung Nockenwellen- und Kipphebelflächen, Umlenkrollen, Führungsbahnen von

Werkzeugmaschinen, Härten von Zylinderlaufbuchsen von Großdieselmotoren im Kom-
pressionsbereich (MAN). Ölverbrauch und Verschleiß sinken. Es werden einzelne Spuren
nach verschiedenen Mustern gelegt.

Die Paarung Ledeburit-Ledeburit ist bei höheren Kräften verschleißärmer als Martensit-

Ledeburit.

Laserhärten kommt ohne Abschreckmittel aus und gewinnt deshalb an Bedeutung bei
der Entwicklung zur „trockenen Fabrik“, die möglichst auf Wasser, Öle, Salzbäder usw.

verzichtet, um Probleme und Kosten mit Emissionen und Entsorgung der Reststoffe zu
vermeiden. Hierzu gehört auch das Tauchhärten, bei dem die Werkstücke in Salzbädern
kurz erwärmt und sofort abgeschreckt werden.

Weitere Nutzungen der Laser:

Laserbeschichten mit Aufschmelzen der Randschicht unter Zufuhr harter, hoch-
schmelzender Stoffe zum Verschleißschutz, auch zur Aufarbeitung verschlissener

Flächen (Ventilsitze)

Materialbearbeitung zum Herstellen dünnster Bohrungen und Mikrostrukturen

(0,5 µm Breite).

Thermochemische Verfahren

Tabelle 5.25 zeigt die wichtigsten thermochemischen Verfahren.

Allgemeines Kennzeichen dieser Verfahren ist die chemische Veränderung der Rand-
schicht durch zugeführte Stoffe. Sie dringen aus dem Spendermittel über die Oberfläche
in das Werkstück ein. Das geschieht durch Diffusion unter folgenden Bedingungen:

ein Stoffangebot (Konzentration im Spendermittel ist höher als die im Bauteil),
bestimmte Temperatur-Zeit-Verläufe.

Spendermittel können Pulver (meist als Granulat), Pasten, Salzschmelzen oder Gase sein,
sie geben dem Verfahren den Namen. Die möglichen Diffusionswege sind klein und zeit-
abhängig. Die Eindringtiefen der Atome oder Ionen können je nach Verfahren bis zu 2 mm
betragen.

Die Stoffe gehen in Lösung und/oder bilden Verbindungen. Von großem Einfluss ist
die Abkühlgeschwindigkeit. Von ihr hängt es ab, ob Martensit, übersättigte Mischkristalle
oder Ausscheidungen entstehen.

Tab. 5.25 Die wichtigsten thermochemischen Verfahren

Verfahren

Element

Zweck

Einsatzhärten

C

Härte, Dauerfestigkeit, zusätzlich

Carbonitrieren

C C N

Verschleiß- und Korrosionswiderstand

Nitrieren

N

Nitrocarburieren

N C C

244

5

Wärmebehandlung der Stähle

Die Struktur der Randschichten lässt sich in Grenzen durch die Verfahrensbedingungen
anpassen:

Stoffangebot (Konzentration des Elementes)

Temperatur und Einwirkzeit

Bauteilwerkstoff (legiert, unlegiert)

Aktivierung durch Plasmatechnik.

Am meisten werden Einsatzhärte- und Nitrierverfahren angewandt. Dazwischen liegen
zwei Verfahren, die Kombinationen aus beiden darstellen: Carbonitrieren und Nitrocarbu-
rieren.

Sie unterscheiden sich in den Arbeitstemperaturen, dadurch wird auch ein verschiede-
ner Schichtaufbau erzeugt.

Einsatzhärten

Nitrieren

Aufkohlen

Temperatur (Verzug) Nitrieren
mit C
höher
niedriger
mit N

Carbonitrieren

Nitrocarburieren
mit C+N
mit N+C

(C+N) im Austenit

N+C bilden Carbo-
gelöst

Nitride

Martensitschicht

Verbindungsschicht

(gehärtet)

(naturhart)

5.6.3

Einsatzhärten

Einsatzhärten ist das älteste Verfahren, früher für z. B. Schwertklingen angewandt, um

Bauteilen mit weichem, zähem Kern eine harte verschleißfeste Oberfläche zu geben.

Heute ist es zusätzlich die Dauerfestigkeit von dynamisch belasteten Bauteilen, die
durch Einsatzhärten erhöht wird.

Einsatzhärten ist ein aufwendiges Verfahren. Dafür liefert es bei Zahnrädern unter
allen Verfahren die höchste Steigerung der Zahnflankentragfähigkeit (Widerstand gegen
die Zerrüttung der Oberfläche durch Grübchenbildung, Pittings) bei zähem Kern mit hoher

Dauerfestigkeit (Zahnfußfestigkeit).

Einsatzhärten bestehen aus zwei Arbeitsgängen:

Aufkohlen von C-armen Stählen bis zu einer bestimmten Aufkohlungstiefe und dem

Härten nach Abkühlen aus der Aufkohlungswärme oder Direkthärten aus der Auf-
kohlungswärme (zeit- und energiesparend).

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

245

Tab. 5.26 Einsatzstähle, Auswahl nach DIN EN 10084/08, mechanische Eigenschaften

Stahlsorte HBW 30

Stirnabschreckversucha

Werkst.-
geglüht

Härte HRC

(Stirnabstand in mm)

Kurzname

Nummer

(+ A)

1,5

5

11

25

Anwendungsbeispiele

C10E +H

1.1121

131

–

Kleine Teile mit niedriger

Kernfestigkeit: Bolzen,

C15E +H

1.1141

143

–

Zapfen, Büchsen, Hebel

16MnCr5 +H

1.7131

207

39

31

21

–

Zahnräder und Wellen im

20MnCr5 +H

1.7147

217

41

36

28

21

Fahrzeug- und Getriebebau

20MoCr4 +H

1.7321

207

41

31

22

–

Besonders für die Direkt-
härtung

22CrMoS3-5 +H

1.7333

217

42

37

28

22
für größere Querschnitte

20NiCrMo2-2 +H 1.6523

212

41

31

20

–

Getriebeteile höchster

Zähigkeit

17CrNi6-6+H

1.5918

229

39

36

30

22

Mittlere hochbeanspruchte

Getriebeteile

18CrNiMo7-6+H

1.6587

229

40

39

36

31

Größere Wellen, Zahnräder
a Mindestwerte des Streubandes (Stirnabschreckversuch Abschn. 14.7) für Stahlsorten mit normalen

Härtbarkeitsanforderungen (H-Sorten)

Stähle hoher Zähigkeit müssen C-arm sein, dann nehmen sie beim Abschrecken aber nur
eine geringe Härte an. Durch Zufuhr von C-Atomen in die Randzone entsteht dort ein
härtbarer Stahl (mit ca. 0,8 % C). Beim Abschrecken wird der Rand gehärtet, der Kern
schwach vergütet.

Einsatzstähle sind C-arme Stähle (max. 0,22 %). Weitere Legierungselemente sollen
die Durchvergütung auch größerer Querschnitte ermöglichen (Cr, Mn, Mo und Ni); höchs-
te Zähigkeit haben Ni-legierte Sorten (Tab. 5.26).

Unlegierte Sorten sind für kleine Bauteile geringer Belastung geeignet.

Mn-Cr-Stähle sind preisgünstig, sie neigen jedoch zur Grobkornbildung.

Mo-Cr-Stähle sind für die Direkthärtung geeignet, sie neigen nicht zu Grobkorn.

Aufkohlen

Ältere Bezeichnungen für Aufkohlen sind Zementieren und Einsetzen.

Stahl kann nur im austenitischen Zustand viele C-Atome lösen, dazu ist ein Erwärmen
auf über Ac3 erforderlich. Sofern Kohlenstoff von außen her im Überschuss vorhanden ist,
wandern C-Atome in das Randgefüge ein und weiter nach innen. Je höher die Temperatur,
umso schneller verläuft dieser Diffusionsvorgang.

I

C-Gehalt (Randhärte) wird durch das C-Angebot (C-Pegel des Kohlungsmittels),

Aufkohlungstiefe (At) durch Zeit und Temperatur beeinflusst. Höhere Tempe-
raturen erleichtern die Diffusion und verkürzen die notwendige Zeit für eine
bestimmte At (Abb. 5.48).

246

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.48 Aufkohlungszeit
und -temperatur

Nach dem EKD kann Austenit bei 1147 °C max. 2 % C-Atome auf Zwischengitterplät-
zen einbauen (Einlagerungs-MK), bei niedrigeren Temperaturen entsprechend der Linie

SE.

Aufkohlungstiefe ist der Abstand senkrecht von der Oberfläche ins Innere bis zu einer

Stelle mit 0,3 % C-Gehalt (Abb. 5.51).

Bezeichnung At

D

0;3

0;8 mm heißt: Der C-Gehalt ist 0,8 mm unter Oberfläche vom

Randwert auf 0,3 % C abgefallen.

Erwünscht ist ein nicht zu steiler Abfall des C-Gehaltes von der Randschicht (0,8 %)

zum Kern (C-Gehalt des Einsatzstahles).

Kohlenstoff wird über Spendermittel, die es in allen drei Aggregatzuständen gibt, an
das Werkstück herangebracht:

gasförmig

Gasaufkohlung, wichtigstes Verfahren für Massenteile
flüssig

Salzbadaufkohlung, universell
fest

Pulveraufkohlung, partielles Tiefaufkohlen großer Teile.

Erschmelzung und Analyse des Stahles beeinflussen ebenfalls die Aufkohlung. Fremd-
atome im Austenit behindern die Diffusion der C-Atome. Deshalb brauchen legierte Stähle
längere Aufkohlungszeiten. Stähle gleicher Sorte aus verschiedenen Chargen können sich
unterschiedlich verhalten.

Pulveraufkohlung

Die Teile werden in Kästen oder Töpfen in Kohlungspulver (Granulat) eingerüttelt, ab-
gedichtet und bei etwa 900 °C geglüht. Das Härten kann erst nach dem Abkühlen und

Auspacken erfolgen.

Vorteile Günstig für Teile großer Masse mit stellenweiser Aufkohlung. Dann ist die Zeit
für das Ein- und Auspacken klein gegenüber der Gesamtzeit. Große Aufkohlungstiefen
mit geringen Kosten herstellbar.

Nachteile Aufwendiges Ein- und Auspacken, Staubentwicklung, längere Erwärmungs-
zeiten, da das Kohlungspulver eine niedrige Wärmeleitfähigkeit hat. Ungleichmäßige

Temperaturverteilung im Ofenraum führt zu ungleichmäßiger Aufkohlung. Der Verlauf

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

247
des Aufkohlens ist durch Pulver und Temperatur festgelegt und nicht regelbar. Eine

Direkthärtung kann nicht durchgeführt werden.

Kohlungspulver enthalten Holzkohle, Koks oder Knochenkohle und Alkaliverbin-
dungen in einer Körnung von 0,5. . . 6 mm. Bei der Aufkohlungstemperatur entsteht ein

Gasgemisch aus CO und CO2. Bariumoxid und -carbonat wirken aktivierend, d. h. sie
verkürzen die Kohlungszeit.

Am Werkstück zerfällt das Gasgemisch in

2CO ! ŒC C CO I

2

[C] löst sich im Austenit

CO2 reagiert mit dem Kohlenstoff des Spenders nach:

CO C

2

C ! 2COI

CO zerfällt wieder

Der C-Gehalt der Randzone erhöht sich zu Anfang schnell, dann langsamer und strebt
einem Wert zu, der bei der Temperatur vom CO=CO2-Verhältnis abhängt, das während
des Pulveraufkohlens nicht von außen her beeinflusst werden kann.

Aufkohlung in Salzbädern

Die Teile werden vorgewärmt in wasserfreie Salzschmelzen eingehängt. Die Temperatu-
ren liegen bei 850. . . 930 °C.

Vorteile Schnelle, gleichmäßige Wärmeübertragung auf alle Werkstücke und kurze An-
wärmzeiten. Hohes C-Angebot verkürzt die Aufkohlung. Eine Direkthärtung aus dem

Salzbad ist möglich. Lange Werkstücke können teilweise eingehängt werden.

Nachteile Eine konstante Kohlungswirkung der Bäder verlangt ständige Kontrollen. Die
hochgiftigen Cyanidbäder sind durch neue sog. Regenerationsbäder ersetzt worden. Cya-
nid entsteht nur während des Vorganges im Bad. Moderne Anlagen bereiten keine Proble-
me mit Spülwässern und Altsalzentsorgung. Damit sind frühere Nachteile der Salzbäder
behoben.

Als Salze werden handelsübliche Gemische mit Kaliumcyanat (KCNO) als C- Träger
und Carbonaten verwendet.

Das Cyanat zerfällt bei hoher Temperatur und gibt atomares C und N an das Werkstück
ab. Bei den hohen Temperaturen wird überwiegend C aufgenommen. Stickstoff erhöht
die Löslichkeit des Austenits für C-Atome im Bereich 800 . . . 900 °C und begünstigt die

Aufkohlung.

Als Tiegelwerkstoff für diese Beanspruchung (Hochtemperaturkorrosion) hat sich Ti-
tan bewährt.

Anwendung Aufkohlung im Salzbad ist günstig für die vollständige Aufkohlung kleine-
rer Massenteile bei kleinen Kohlungstiefen, auch für Teile, die einseitig aufgekohlt und
deshalb teilweise in das Kohlungsbad gehängt werden müssen.

248

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.49 C-Verlauf in der Randschicht beim Gasaufkohlen in zwei Phasen. Phase 1: Mit hohem

C-Pegel wird ein überhöhter C-Gehalt im Rand erzeugt, steiler Verlauf bis zur Aufkohlungstiefe At1.

Phase 2: Bei niedrigem C-Pegel Diffusion der C-Atome nach innen, bis der gewünschte C-Gehalt
im Rand und At2 erreicht sind

Gasaufkohlung

Die Teile werden mittels gasdichter Retorten in Öfen eingehängt. Massenteile werden
meist in Durchlauföfen behandelt. Spendermittel ist ein Kohlenwasserstoff, meist Propan

(C3H8), das zu einem Trägergas dosiert zugegeben wird. Es sorgt für gleichmäßige Um-
spülung und Temperaturverteilung.

Das Trägergas entsteht durch unvollkommene Verbrennung von Erdgas und wird
von schädlichen Stoffen befreit (SO2, H2O, CO2). Die Kombination N2 und Methanol

(CH3OH) wird ebenfalls verwendet.

Die chemischen Vorgänge gleichen denen der Pulveraufkohlung. Weiterhin laufen ab:

CO C H !

2

ŒC C H2O [C] ist im
-MK gelöst

CH !

4

ŒC C 2H2

Vorteile Durch ständige Überwachung und Regelung des Gasgemisches kann die Auf-
kohlung optimiert werden, sodass der gewünschte C-Verlauf in kürzester Zeit erreicht,

Überkohlung und Entkohlung vermieden werden können (Abb. 5.49). Sauberes, ungifti-
ges Verfahren, gut in eine Fließfertigung einzugliedern.

Nachteile hohe Anlagekosten für Geräte zur Herstellung und Regelung des Gasgemi-
sches.

Carbonitrieren

Carbonitrieren findet bei Temperaturen über Ac1 statt, also im Bereich zwischen den Li-
nien GS und PS (im EKD), das Gefüge besteht aus Ferrit und Austenit.

Infolge der niedrigeren Temperaturen (700. . . 800 °C) wird der Randzone mehr N und
weniger C zugeführt als beim Aufkohlen.

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

249

Tab. 5.27 Stickstoffeinfluss beim Carbonitrieren

Änderung

Auswirkung

Austenitisierungstemperatur steigt

Rand wird durch die (C + N)-Aufnahme während des

Carbonitrierens austenitisch

Kritische Abkühlgeschwindigkeit sinkt

Mildere Abschreckmittel möglich, kleinerer Verzug

Diffusion des C beschleunigt

Kürzere Zeit bzw. größere Aufkohlungstiefe At

N auch im Martensit enthalten

Der Adhäsionsverschleiß wird verringert

Innere Vorgänge Durch Stickstoff N treten folgende Änderungen ein (Tab. 5.27):

Vorteile Geringer Verzug, da niedrigere Härtetemperatur und mildere Abschreckmittel
möglich werden. Die Randschicht erhöht die Steifigkeit dünner Teile und deren Dauerfes-
tigkeit.

Streng genommen ist die Aufkohlung im Salzbad auch ein Carbonitrieren, da diese

Bäder neben C auch etwas N abgeben, der auch in die Randschicht eindiffundiert.

Carbonitriert werden Einsatz- und Vergütungsstähle. Die Schichten haben meist eine

Einsatzhärtungstiefe CHD von < 0;5 mm.

Nach dem Anlassen auf 180 °C sind die Teile einbaufertig.

Isolierung Vielfach soll nicht die gesamte Oberfläche aufgekohlt werden. Diese Stellen
können mit Pasten oder Lehm (mit Fasern) abgeschirmt werden, galvanisch aufgebrachte

Cu-Schichten sind auch für Salzbäder geeignet. Sicherste, jedoch aufwendige Methode ist
das Anfertigen dieser Stellen mit Übermaß und Abspanen vor dem Härten.

Härten der Einsatzstähle

Nach dem Aufkohlen besteht das Werkstück aus zwei Stahlsorten, die Härtetemperaturen
sind verschieden:

Kernzone Unveränderter Einsatzstahl mit ca. 0,2 % C, nicht härtbar! Durch Abschrecken
erhöhen sich die Festigkeiten und die Kerbschlagzähigkeit. Die Abschrecktemperatur liegt
zwischen 850 und 900 °C.

Randzone Auf etwa 0,65. . . 0,8 % C aufgekohlter Stahl, dadurch härtbar. Durch richtiges

Abschrecken entsteht Martensit mit einer Härte bis zu 64 HRC. Die Härtetemperatur liegt
zwischen 770 und 830 °C je nach Sorte des Einsatzstahles.

Beide Werkstückbereiche sind durch die Aufkohlung grobkörnig. Ein sofortiges Ab-
schrecken ergibt dann bei normalen Einsatzstählen:

grobkörniges Kerngefüge mit geringerer Zähigkeit und hoher Übergangstemperatur
grobnadeligen Martensit im Rand (überhitzt gehärtet): höherer Anteil an Restaustenit
keine maximale Härte.

Für das sofortige Abschrecken sind geeignet: Direkthärtestähle, mit Nb, Ti oder B le-
giert, deren Carbide beim Aufkohlen nicht gelöst sind und das Kornwachstum hindern.

250

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.50 Temperatur-Zeit-

Schaubilder zum Einsatzhärten

Die Cr-Gehalte sind gesenkt und durch Mo ersetzt, was die Bildung von Restaustenit
verringert (Tab. 5.26).

Bei der Wahl des Härteverfahrens (Abb. 5.50) nach dem Aufkohlen (Carbonitrieren)

muss das Anforderungsprofil des Bauteiles herangezogen werden. Je nach Anforderung
ist zu wählen zwischen:

höchster Verschleißfestigkeit der Randschicht (z. B. Wälzfestigkeit bei Zahnrädern,

Wälzlagern, Werkzeugen) oder
höchster Dauerfestigkeit des Kernes (Kerbdauer- und Zahnfußfestigkeit).

Direkthärten ist Abschrecken aus der Salzbad- oder Gasaufkohlung, günstig durch das

Einsparen von Energie und Behandlungszeit. Härteverzug und Restaustenitgehalt werden
verringert, wenn die Teile aus der Aufkohlungstemperatur auf die Randhärtetemperatur
von 840 °C abkühlen (Verschlagenlassen), ehe sie im Warmbad abgeschreckt werden.

Einfachhärten erfolgt nach Abkühlen auf niedrige Temperaturen. Durch die
-˛-

Umwandlung ergibt sich eine Kornfeinung.

Erwärmen auf Kernhärtetemperatur über Ac3Kern und Abschrecken in Öl, Warmbad,
bei unlegierten Stählen in Wasser, ergibt optimale Kerneigenschaften bei leicht über-
hitztem Rand. Bei zu hohen C-Gehalten entsteht Restaustenit (geringere Härte).

Erwärmen auf Randhärtetemperatur über Ac1Rand und Abschrecken ergibt optimale

Randeigenschaften, der Kern ist unterhärtet, d. h. nicht vollständig austenitisiert, da-
durch geringere Zähigkeit und Dauerfestigkeit.

Doppelhärten ist die Aufeinanderfolge der beiden o. a. Verfahren nacheinander mit hohem

Verzug und hohen Energie- und Arbeitskosten.

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

251

Einfachhärten mit Zwischenglühen wird zum Erleichtern der Bearbeitung ange-
wandt, wenn aufgekohlte Stellen abgespant werden müssen (630. . . 650 °C, Abb. 5.50).

Einfachhärten mit isothermischer Umwandlung bei etwa 580. . . 680 °C in der Perlit-
stufe erzeugt bei legierten Stählen ein günstiges Ausgangsgefüge für die Austenitisierung.

Einsatzhärtungstiefe ist der Abstand eines Messpunktes vom Rand bis zu einer Stelle,
welche die Grenzhärte (GH) besitzt. GH beträgt 550 HV1 (Abb. 5.51).

Fehler, die beim Einsatzhärten vorkommen, sind: Weichfleckigkeit durch ungleichmä-
ßige Aufkohlung bei unsauberen Teilen oder Graphitausscheidungen an der Oberfläche;
auch durch Entkohlung beim Wiedererwärmen oder zu niedrige Härtetemperatur. Führt zu
geringerer Dauerfestigkeit. Schalenrisse nach dem Abschrecken entstehen, wenn der C-

Gehalt des Randes zu steil zum Kern hin absinkt. Die harte Schale mit geringerer Dehnung
löst sich vom Kern.

Anlassen Im Anschluss an alle Härteverfahren werden die Teile 1. . . 2 h im Heißluftstrom
auf 150. . . 200 °C angelassen.

5.6.4

Nitrieren, Nitrocarburieren

Nitrierschichten erhöhen Verschleißbeständigkeit, Dauerfestigkeit und Korrosionsbestän-
digkeit der Bauteile, diese Eigenschaften bleiben bis unterhalb der Entstehungstemperatur
erhalten.

Die Eigenschaften beruhen auf einer Randzone mit Nitriden bzw. Carbonitriden

(Abb. 5.52), die durch Aufnahme von Stickstoff (oder NCC) entstehen. Die Temperatu-
ren liegen zwischen 500 und 580 °C, also unterhalb Ac1. Es erfolgen kein Abschrecken
und keine Gefügeumwandlung. Die Maßänderungen sind klein, eine Nacharbeit ist meist
nicht erforderlich.

I

Nitrieren wird bei Fertigteilen angewandt.

Gefügeänderung

Stahl ist bei den o. a. Temperaturen ferritisch und löst nur ca. 0,1 % N auf Zwischengitter-
plätzen. Der Überschuss bildet die sog. Verbindungsschicht (VS) aus den Fe-Nitriden,
bei Anwesenheit von LE auch Sondernitriden. Die Zusammensetzung der VS kann beim

Abb. 5.51 Aufkohlungstiefe

At und Einsatzhärtungstie-
fe CHD nach DIN EN ISO

2639/02

252

5

Wärmebehandlung der Stähle

Plasmanitrieren gesteuert werden (monophasige VS). Mit C wird die "-Phase bevorzugt
gebildet.

In der Verbindungsschicht kommen zwei Fe-Nitride vor:

0-Phase (Fe4N: kubisch-flächenzentriert, E-Zelle mit N im Würfelzentrum), zäher als
die

"-Phase (Fe23N, hexagonal), N-reicher und korrosionsbeständiger.

Sondernitride werden von z. B. Al, Cr, Mo und V gebildet, sie haben größere Härtewerte
und sind in den Nitrierstählen enthalten.

Carbonitride bilden sich, weil C- und N-Atome ähnliche Atomdurchmesser haben und
sich gegenseitig ersetzen können. Sie sind weniger spröde und haben kleinere Reibzahl.

Der Porensaum kann durch eine oxidierende Behandlung verdichtet werden (Korrosi-
on!).

Darunter liegt die wesentlich dickere Diffusionsschicht (DS), in der die N-Atome ge-
löst sind (Mischkristallschicht). Durch Übersättigung und Ausscheidungen steht sie unter

Druckeigenspannungen, wichtig für die Dauerfestigkeit der Bauteile.

Der Stickstoffgehalt fällt zum Kern hin langsam ab, sodass eine gute Verankerung von

Schichten und Kern besteht. Als Maß für die Dicke der Nitrierschichten gilt die Nitrier-
härtetiefe Nht. Diese ist der Abstand eines Messpunktes von der Oberfläche, der die sog.

Grenzhärte (GH) besitzt. Sie liegt 50 HV 0,5 über der Kernhärte (KH): GH D KHC50 HV

0,5 (Abb. 5.53).

Gegenüber dem Martensit (Metallbindung) geben Nitridschichten (Metall-Nichtmetall)

dem Bauteil andere Eigenschaften (Tab. 5.28):

Nitrierstähle sind Vergütungsstähle, weil die dünne Schicht (0,1. . . 0,3 mm) bei hohen

Flächenpressungen in einen zu weichen Kern eingedrückt würde. Als Nitridbildner ent-
halten sie Mo, V und Al (Tab. 5.29).

Eine Vorbehandlung der Teile besteht i. Allg. aus folgenden Arbeitsgängen:

Vergüten (Stützwirkung für die Schichten)

Spannungsarmglühen (Verzugsfreiheit)

Reinigung (Gleichmäßigkeit der Schicht).

Abb. 5.52 Zweilagiger Aufbau einer Nitridschicht, schematisch. Verbindungsschicht, 5. . . 30 µm
dick, mit Fe-Nitriden, mit einem Porensaum, der etwa 30. . . 50 % der Schichtdicke aus-
macht. Die Härte liegt zwischen 500. . . 1000 HV 0,01. Diffusionsschicht (Ausscheidungsschicht),

0,2. . . 1,5 mm dick, mit zwangsgelöstem N oder ausgeschiedenen Nitriden (bei langsamer Abküh-
lung). Die Härte liegt zwischen 300. . . 1200 (1500) HV 0,01 (H. Kunst)

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

253

Abb. 5.53 Härteverlauf
bei verschiedenen Stählen
nach dem Gasnitrieren und

Nitrierhärtetiefe nach DIN

50190-3/79

Tab. 5.28 Eigenschaften der Nitridschichten

Eigenschaften

Ursache, Auswirkung

Höhere Härte (700. . . 1500 HV)

Nitride sind Verbindungen (Einlagerungsstrukturen, ähnlich

TiC) mit ca. 2000 HV0, 05

Anlassbeständigkeit bis etwa zur

Bei langsamer Abkühlung entstehen keine metastabilen

Bildungstemperatur

Gefüge

Geringere Adhäsionsneigung

Typische Eigenschaften der Nitride, kleinere Reibzahl ,

(Fressen) gegenüber Metallen
geringe Neigung zum Kaltschweißen

(adhäsiver Verschleiß)

Hoher Korrosionswiderstand durch Geringe Reaktionsbereitschaft der N-haltigen Phasen,

Nachoxidation erhöht
chemische Verbindung mit gesättigter Elektronenschale

Tab. 5.29 Nitrierstähle DIN EN 10085/01 (Auswahl)

Stahlsorte

Eigenschaften vergütet

Kurzname

Werkst.-

Durchmesser-

R p0;2 A

KV

HV 1 Eigenschaften und

Nummer
bereich mm

MPa

%

J

Anwendungsbeispiele

31CrMoV9

1.8519

80

800

11

35

800

Ionitrierte Zahnräder

81. . . 150

750

13

35
hoher Dauer-Festigkeit

15CrMoV6-9 1.8521

100

750

10

30

800

Größere Nitrierhärtetiefe,
warmfest

34CrAlNi7

1.8550

70. . . 250

600

15

30

950

Für große Querschnitte

Grundsätzlich können alle Eisenwerkstoffe durch Nitrieren behandelt werden. Dabei ist
oft nicht die Oberflächenhärte das Ziel, sondern die Zunahme der Dauerfestigkeit infolge
der Druckeigenspannungen, welche in der Diffusionsschicht entstehen, besonders nach
einem Abschrecken (Tenifer-Verfahren).

Die Korrosionsbeständigkeit von nitrocarburierten Schichten wird durch eine Nachoxi-
dation erhöht (Stellung in der Spannungsreihe zwischen Cu und Ag).

254

5

Wärmebehandlung der Stähle

I

Hinweis Die Temperaturen der Verfahren müssen vom Vergüten zum Nitrieren
hin abfallen, damit das Vergütungsgefüge nicht durch Nachanlassen beeinflusst
wird. Je nach Anforderungsprofil können dadurch höchste Härte, gute Gleitei-
genschaften und Dauerfestigkeit, jeweils in Verbindung mit erhöhter Korrosi-
onsbeständigkeit oder Anlassbeständigkeit, erreicht werden.

Anwendung Schnecken und Zylinder für Kunststoffpressen und -extruder, Großzahnrä-
der, Spindeln für Werkzeugmaschinen, Gehäuse für Differentialgetriebe

Volumenzunahme beim Nitrieren entsteht durch die Zufuhr von Materie und Bildung
weniger dichter Kristallarten. Sie muss bei kleinen Toleranzen berücksichtigt werden.

Kantenaufwölbung entsteht bei rechtwinkligen Absätzen (Nuten). Die Grate sind sehr
spröde und neigen zum Ausbrechen. Abhilfe durch Abziehen mit Ölstein oder – wenn
möglich – vorheriges Fasen.

Nitrierverfahren

Ausgehend vom Gasnitrieren haben sich weitere Verfahren entwickelt. Sie arbeiten mit
anderen Spendermitteln und Verfahrensbedingungen und können Schichten mit unter-
schiedlicher Struktur in kürzeren Zeiten herstellen.

Gasnitrieren bei ca. 520 °C in Ammoniak (NH3/. Durch katalytische Wirkung des Fe
spaltet das NH3 atomaren Stickstoff ab. Nitriertiefen sind werkstoffabhängig (Abb. 5.53),
größere erfordern lange Zeiten bis zu 100 h.

Kurzzeitgasnitrieren mit Gasmischungen, die auch C und O enthalten. Dadurch wer-
den die langen Glühzeiten reduziert (etwa auf 50 %).

Plasmanitrieren (KLÖCKNER Ionitrieren) und Plasmanitrocarburieren

Die Teile werden in einer Vakuumkammer als Kathode eingebracht. Durch eine Spannung
ab 350 V werden die Spendergase ionisiert und prallen mit hoher Geschwindigkeit auf das

Werkstück (Tab. 5.30).

Grundlage dafür ist der Plasmazustand: Gase werden in Vakuum durch elektrische Fel-
der ionisiert, d. h. Ladungsträger zerlegt:

Positive Gas-Ionen C Negative Elektronen

In diesem Plasmazustand können sie in elektrischen Feldern beschleunigt werden.

Tab. 5.30 Ablauf des Plasmanitrierens

Verfahrensmerkmale

Beschreibung, Auswirkung

Aufheizung des Werkstückes (350. . . 580 °C)

Kinetische Energie setzt sich in Wärme um

Der Aufprall der Teilchen lässt Fe-Teilchen

Behandlungszeit sinkt (60. . . 360 min), die Ver-
abstäuben, Entstehung von oberflächlichen
bindungsschicht wird dünner und zäher

Gitterfehlern ! Diffusion wird beschleunigt

Regelbarkeit der Gasatmosphäre

Möglichkeit einphasiger Schichten (
0 oder ")

Zuverlässige Abschirmung nicht zu härtender

Abdecken der Stellen mit Pasten oder Blech-

Stellen
blenden, Gewinde mit Stopfen

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

255

Im Unterschied zu anderen Nitrierverfahren besteht die Möglichkeit, den Schichtauf-
bau durch Änderung der Verfahrensbedingungen zu gestalten, auch während des Nitrie-
rens.

Verfahrensbedingungen sind: Temperatur, Spannung, Strom, Gasart und Druck. Da-
mit lassen sich für jeden Fe-Werkstoff die günstigsten Werte einstellen.

Salzbadnitrieren erfolgt durch Einhängen in Salzschmelzen von 550. . . 580 °C über

30. . . 180 min.

Nitriersalze sind Kaliumcyanat mit Kaliumcarbonaten gemischt. Cyanat zerfällt unter

Wirkung von Sauerstoff in Carbonat und gibt sowohl N als auch C ab. Die Umweltge-
fährdung durch Abluft und Abwasser nebst Abfallentsorgung wird bei neuen Anlagen
minimiert (Durferrit).

Durch besseren Wärmeübergang sind kürzere Behandlungszeiten möglich. Bei diesen

Temperaturen wird vom Ferrit überwiegend Stickstoff aufgenommen. Je nach Art des

Werkstoffes lassen sich folgende Verbesserungen erzielen:

Hochlegierte Werkzeugstähle werden fertigbearbeitet (gehärtet und angelassen) bei
einer Temperatur behandelt, die 30. . . 50 °C unter der letzten Anlasstemperatur liegen
muss. Dann wird das Härtungsgefüge nicht verändert.

Es werden 3. . . 4-fache Standzeiten gegenüber nichtnitrierten Werkzeugen beobachtet,
wobei die Nitrierbehandlung nur Minuten bis 0,5 h dauert.

Die Oberflächenhärte steigt von 64 HRC (ca. 870 HV) auf max. 1400 HV 0,05.

Eine evtl. vorhandene Weichhaut infolge Randentkohlung verschwindet.

Reibungsverminderung bei Werkzeugen der spanlosen Formung, höhere Standmengen
auch bei Warmarbeitswerkzeugen.

Nitrierschichten verhindern die Aufbauschneide bei der Zerspanung.

Unlegierte Stähle erhalten mangels besonderer Nitridbildner eine weichere Verbindungs-
zone von ca. 400 HV 5 mit gutem Verhalten gegenüber adhäsivem Verschleiß.

Für nur mittelbeanspruchte Stähle ist das Nitrocarburieren günstiger als Einsatzhärten,
da wegen des geringeren Verzugs das Nachschleifen entfallen kann.

Tenifer®-Verfahren ist Badnitrieren unter Belüftung. Die Sauerstoffzufuhr beschleu-
nigt die Stickstoffaufnahme und verkürzt die Tauchzeiten. Wasserabschreckung (Quench)

aus dem Nitrierbad erzeugt eine Diffusionsschicht aus stickstoffübersättigtem Ferrit. Sie
bewirkt eine Steigerung der Biegewechselfestigkeit um 40. . . 100 % (Abb. 5.54).

Dadurch können unlegierte Stähle, z. B. C15E, C45E, anstelle von niedriglegierten

Stählen verwendet werden. Der abgeschreckte Zustand ist metastabil, sodass bei späterer

Erwärmung Ausscheidungsvorgänge ablaufen, die zu weiterer Versprödung der Nitrier-
schicht führen.

QPQ-Verfahren (Quench-Polish-Quench) erhöht die Korrosionsbeständigkeit weiter
durch ein zwischengeschaltetes Polieren, Läppen oder Strahlen mit Nachoxidation bei

370 °C=Wasser.

256

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.54 Erhöhung der Dau-
erfestigkeit durch Nitrieren

(DEGUSSA). 1) unbehandelt,

2) badnitriert Luftabkühlung,

3) Tenifer-Verfahren, Wasser-
abkühlung

Die dekorative reflexfreie schwarze Oberfläche ermöglicht einen Ersatz für Brünieren,

Phosphatieren, Hartchrom- oder Zinkschichten, je nach Anforderung.

Nitrocarburieren wird für Teile des Fahrzeug- und Motorenbaues angewandt, wenn
sie nicht zu großen Flächenpressungen unterliegen und wechselnd oder schwellend auf

Biegung beansprucht werden.

Beispiele für das Nitrocarburieren

Zahnräder für Getriebe, Wasser- und Ölpumpen, Kipphebel, Zylinderbuchsen, Steuer-
teile in der Hydraulik, Stanz- und Automatenteile für Nähmaschinen, Büro-, Textil-
und Verpackungsmaschinen

5.6.5

Weitere Verfahren (Auswahl)

Borieren (Tab. 5.31), ähnlich dem Pulveraufkohlen oder Pastenborieren, erzeugt Schich-
ten bis 250 µm Dicke in ca. 5 h bei 900 °C. Dadurch können keine gehärteten Teile behan-
delt werden.

Die hohe Härte ergibt hohen Widerstand gegen abrasiven Verschleiß durch harte kör-
nige Stoffe (dafür dickere Schichten > 150 µm). Das Fe2B ist stabil bis zu 1000 °C und
neigt nicht zum Fressen (Adhäsionsverschleiß). Dafür reichen dünnere Schichten aus.

Die Schichten aus FeB und Fe2B wachsen stängelartig auf und haben gute Verankerung
zum unlegierten Stahl. Mit zunehmendem Gehalt an LE nimmt diese Struktur und auch
die Zähigkeit ab. Deshalb sind dünne Schichten auf niedriglegierten Stählen günstiger,
ebenso wie einphasige aus dem zäheren Fe2B.

Die Maßzunahme beträgt ca. 25 % der Dicke der Boridschicht und wird am besten
durch Vorversuche geklärt, wenn Teile mit Untermaß gefertigt werden sollen.

Anwendung Alle Stähle, Gusseisensorten und Sintereisen für Werkzeuge und Bauteile,
die mit verschleißenden Massen in Berührung stehen. Wegen der umständlichen Hand-
habung wird es dort eingesetzt, wo andere Verfahren geringere Verschleißbeständigkeit
ergeben.

5.6

Verfahren der Oberflächenhärtung

257

Tab. 5.31 Weitere thermochemische Verfahren

Verfahren

Element Spender- Arbeitstem-

Phase

Härte

Schichteigenschaft,
mittel
peratur °C

HV 0,1

(Schutz gegen . . . )

Aluminieren

Al

P, B

800. . . 1100

Al-MK,

Zunderbeständig bis

950 °C, zum Schutz

Al2O3

C-armer Stähle

Borieren

B

P

800. . . 1000

Fe2B

. . . 2000

Abrasionsverschleiß,

Tribooxidation, evtl.

(FeB)

. . . 2100

Härten muss
nachträglich erfolgen

Chromieren

Cr

P, B

900. . . 1200

Fe-Cr-MK

Korrosionsbeständig
durch über 13 % Cr

Sherardisieren Zn

P

400

Fe-Zn

Korrosionsbeständig,
für Kleinteile

(Schrauben, Mut-
tern), auch vergütet!

Silizieren

Si

P, G

Fe-Si

In Verbindung mit

Al angewandt

Sulfonitrieren N, S

B

< 600

FeS

350. . . 400 Adhäsionsverschleiß

Vanadieren

V

P, B

1000. . . 1100 VC, V2C

Festkörperreibung,

Spindeln, Werkzeuge

Spendermittel: P Pulver (Granulat), B Salzschmelze, G Gas

Beispiele für das Borieren

Sieblochbleche und Strangpressmatrizen für keramische Massen, Extruderschnecken,

Glasformwerkzeuge, Loch- und Prägestempel, Kugelhahnküken, Ölpumpenräder, Ar-
maturen für die Förderung verschleißender Flüssigkeiten (z. B. Kalkmilchpumpen)

Anwendungsgrenzen Stähle mit höherem Si-Gehalt und auch HS-Stähle sind nicht bo-
rierbar. Werkzeuge müssen in milden Abschreckmedien gehärtet bzw. vergütet werden,
um ein Abplatzen der Schicht zu vermeiden.

I

Hinweis Wegen der Unlöslichkeit von C und Si in der Boridschicht werden diese

Elemente nach innen abgedrängt. Dadurch könnte unter der Schicht ein ferriti-
scher Stahl entstehen, der nicht austenitisierbar ist.

5.6.6

Mechanische Verfahren

Die plastische Verformung einer dünnen Randschicht durch Druck erzeugt eine erhöhte

Versetzungsdichte (Kaltverfestigung) und darüber hinaus einen Eigenspannungszustand.

Die Oberflächenschicht müsste durch Verformung länger und dünner werden. Da sie vom

Basiswerkstoff daran gehindert wird, gerät sie unter Druckspannungen.

258

5

Wärmebehandlung der Stähle

Abb. 5.55 Steigerung der

Dauerfestigkeit von Kurbel-
wellen aus GJS-700-2 durch
verschiedene Verfahren

Bei Belastung entstehen max. Biege-Zugspannungen in der Randfaser, insbesondere
auch im Grunde von Kerben. Druckeigenspannungen vermindern sie um ihren Betrag.

Meist wird durch die Verfestigung die Rautiefe kleiner. Als Folge dieser beiden Verände-
rungen werden Anriss und Rissausbreitung behindert. Die Dauerfestigkeit der Teile steigt.

I

Druckeigenspannungen und oberflächliche Kaltverfestigung erhöhen die Dau-
erfestigkeit der Bauteile (Abb. 5.55).

Verfestigungswalzen

Rotationssymmetrische Bauteile können durch angepresste Walzen oder Rollen (abge-
stützt) behandelt werden, meist vergütet oder auch im badnitrierten oder einsatzgehärteten

Zustand.

Um eine Schädigung des Werkstoffs zu vermeiden, müssen die Einflussgrößen

Rollen-Durchmesser

Rundungsradius

Walzkraft

(Verformungsgrad und Tiefenwirkung) durch Versuche optimiert werden, um die Dauer-
festigkeit maximal zu steigern. Damit kann der Einfluss der Kerben auf die Dauerfestigkeit
kompensiert werden (Abb. 5.56).

Anwendung Festwalzen von Übergangsradien, Rillen und Nuten an z. B. Kurbelwellen
im vergüteten Zustand mit einer Erhöhung der Dauerfestigkeit um 80. . . 150 %.

Bekannt ist die höhere Dauerfestigkeit von Schrauben mit gerollten Gewinden gegen-
über solchen mit geschnittenen. Dabei ist der Anstieg größer, wenn nach dem Vergüten
das Gewinde gerollt wird, allerdings bei kleinerer Standzeit der Werkzeuge.

Literatur

259

Abb. 5.56 Aufhebung der

Kerbwirkung durch Verfesti-
gungswalzen

Verfestigungsstrahlen (Kugelstrahlen)

Teile, die nicht rotationssymmetrisch geformt sind, können oberflächlich durch Bestrah-
lung mit kleinen Stahlkugeln verfestigt werden.

Schmiede- und Warmbehandlungsteile weisen oft eine geringe Randentkohlung oder

-oxidation auf. Das ergibt geringere Oberflächenhärte und auch geringere Dauerfestigkeit
des Bauteils. Auch hier kann durch Bestrahlung diese Erscheinung wieder rückgängig
gemacht werden.

Anwendung Schmiedeteile mit Zunderschichten, z. B. Pleuelstangen, Fahrwerksteile,

Schrauben- und Blattfedern.

Durch eine Vorspannung während des Bestrahlens werden die Eigenspannungen erhöht
und in die Tiefe verlagert. Das ergibt eine weitere Steigerung der Biegewechselfestigkeit.

Literatur

1. Stahl und Eisen. Verlag Stahleisen, Düsseldorf (Zeitschrift)

2. HTM Zeitschrift für Werkstoffe-Wärmebehandlung-Fertigung, Hanser-Verlag, München (Zeit-
schrift)

3. Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle 1. . . 4. Verlag Stahleisen

4. VDI-Bildungswerk: BW 34-05-08 Grundlagen und praktische Anwendung der Wärmebehand-
lungsverfahren metallischer Werkstoffe – Glühen – Härten – Anlassen – Vergüten, Oberflächen-
härten

5. Hougardy, H.: Umwandlung und Gefüge unlegierter Stähle. Verlag Stahleisen (2003)

6. Kunst, H.: Nitrocarburieren zur Verbesserung der Schwingfestigkeits-, Korrosions- und Ver-
schleißeigenschaften. VDI-Bericht 852, S. 559–570

7. Liedke, D., Jönsson, R.: Wärmebehandlung, Grundlagen und Anwendung für Eisen-Werkstoffe,
expert-Verlag (2004)

8. Macherauch, E., Zoch, H.-W.: Praktikum in Werkstoffkunde, Vieweg + Teubner (2011)

260

5

Wärmebehandlung der Stähle

9. DIN TB 218 Werkstofftechnologie, Wärmebehandlungstechnik. Beuth 2002 (2007)

10. DIN EN 10052/93 Wärmebehandlung von Eisenwerkstoffen, Fachbegriffe und -ausdrücke

11. DIN ISO 15787/01 Technische Produktdokumentation – Wärmebehandelte Teile aus Eisen-
werkstoffen – Darstellung und Angaben

12. DIN 17021-1/76 Werkstoffauswahl aufgrund der Härtbarkeit

13. DIN 17022-1/94 Verfahren der Wärmebehandlung – Härten, Bainitisieren, Anlassen und Ver-
güten von Bauteilen

T-2/86 Härten und Anlassen von Werkzeugen; T-3/89 Einsatzhärten; T-4/98 Nitrieren und Ni-
trocarburieren; T-5/00 Randschichthärten

14. Stahl-Informations-Zentrum. Merkblätter zur Wärmebehandlung von Stahl über www.stahl-
online.de. MB 447/05: Nitrieren und Nitrocarburieren; MB460/05: Härten, Anlassen, Vergü-
ten, Bainitisieren; MB 452/95: Einsatzhärten (auch als pdf-Dateien)

15. Wever, F. u.a.: Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle 1–3, Stahleisen (1961)

Weitere Informationen

16. Die Umwandlung der Kohlenstoffstähle. In mancherlei Gestalt. Rose, A. u. Hougardy, H.: Leih-
film von IWF, Göttingen. www.tib-hannover.de

17. Gefügebilder. Informationen zu Wärmebehandlung mit Gefügebildern. www.metallograf.de

Eisen-Gusswerkstoffe

6

6.1

Übersicht und Einteilung

Eisen-Gusswerkstoffe sind durch die Steigerung der Festigkeit und Qualität auch für die

Serienfertigung hochbeanspruchter Teile eingeführt, weil sie oft wirtschaftlichere Lösun-
gen bieten als Schmiede- oder Schweißkonstruktionen.

I

Hinweis Die systematische Benennung der Gusseisensorten DIN EN 1560/11 ist
im Anhang A.2 beschrieben.

Die Entwicklung verlief auf mehreren Ebenen:

Metallurgische Verfahren mit verbesserten Öfen, Verfahren und Messtechnik ergeben
höhere Treffsicherheit der Schmelzanalysen (konstante Qualität).

Formtechnik mit Feinguss und verlorenen Modellen führte zu hoher Oberflächengüte
und engeren Toleranzen sowie größerer Freiheit in der Gestaltung.

Gießtechnik mit besserer Kenntnis des Einströmens der Schmelze, der Formfüllung
mithilfe der Anschnitt- und Speisergestaltung ergibt Gussteile ohne Lunker und Poro-
sitäten (Qualitätssicherung, Nullfehlerproduktion).

Die Verbesserungen der Werkstoff- und Fertigungstechnik des Gusseisens haben dazu
geführt, dass die verschiedenen Eisen-Gusswerkstoffe ihr Eigenschaftsprofil den Knet-
werkstoffen (Stahl) genähert und zum Teil angeglichen haben, besonders hinsichtlich der

Duktilität (Bruchdehnung A, Abb. 6.1).

Bei der Auswahl von Werkstoffen rücken damit die Gusswerkstoffe in die vordere Rei-
he, besonders, wenn nicht nur mechanische Eigenschaften berücksichtigt werden, sondern
das gesamte Eigenschaftsprofil, einschließlich der Freiheiten in der Formgestaltung.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

261

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_6

262

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Abb. 6.1 Vergleich der Ei-
genschaften von allgemeinen

Bau- und Vergütungsstählen
mit den gegenwärtig erzeug-
baren Gusseisenwerkstoffen

(K. Herfurth)

6.1.1

Vorteile der Gusskonstruktionen

Gießen ist eine der Möglichkeiten, endkonturgetreue oder endkonturnahe Rohteile zu fer-
tigen und damit aufwändige Nacharbeit, meist durch Spanen, zu vermindern bzw. ganz
einzusparen.

Bei allen dynamisch beanspruchten Teilen ist nicht die Dauerfestigkeit des Werkstoffes
allein maßgebend. Auch die Gestalt des Bauteils beeinflusst die Spannung, bei der das

Teil bricht. Durch Gießen lassen sich Absätze, Querschnittsübergänge und Rippen leicht
ohne Kerbwirkung gestalten.

Die günstigste Gestalt hinsichtlich Spannungsverteilung und Werkstoffausnutzung
kann durch rechnergestützte Konstruktion CAD mit der Finite Elemente Methode

(FEM) ermittelt werden und
lässt sich am einfachsten durch Gießen herstellen.

Gießgerechtes Gestalten wird durch Computersimulation der Einström- und Erstar-
rungsverläufe und der Temperaturverteilung im Gussteil vereinfacht.

Zahlreiche Verfahren zur Herstellung einer Form in Verbindung mit verschiedenen Form-
stoffen und Gießverfahren bieten sowohl Fertigungsmöglichkeiten für alle Stückzahlen als
auch für Kleinteile bis hin zu Großgussstücken aus Fe-Gusslegierungen oder NE-Metallen

(Tab. 6.1).

Durch Rapid Prototyping können Modelle für das Wachs-Ausschmelzverfahren her-
gestellt werden. Damit sind auch komplizierte Erstbauteile von Neuentwicklungen schnell
verfügbar, wichtig zur Verkürzung der Entwicklungszeiten.

Innovative Gusskonstruktionen

Die Deutschen Gießerei-Verbände veranstalten jährlich einen, von der ZGV (Zentrale für

Gussverwendung im Deutschen Gießereiverband (DGV), Sohnstraße 70, 40237 Düssel-
dorf) durchgeführten, Wettbewerb „Konstruieren mit Gusswerkstoffen“. Dabei werden

Schweißkonstruktionen durch günstigere Gusskonstruktionen ersetzt (Tab. 6.2).

6.1

Übersicht und Einteilung

263

Tab. 6.1 Übersicht: Gießen

Modelle

Verlorene Modelle aus Wachs, Paraffin oder Hartschaumstoff. Das ungeteilte Ein-
formen ergibt große Freiheit in der Formgestaltung (z. B. Hinterschneidungen).

Dauermodelle aus Gips, Holz, Kunststoff oder Metall für Hand-, Maschinen- und

Maskenformerei mit Abformungen je nach Modellgüteklasse von 5 (Großmodelle
aus Holz) bis 1000, Kunststoff bis zu 30.000, Metall bis zu 50.000 Stück.

Formen

Einmalformen: Sandformerei für alle Metalle und auch Großteile (300 t),

Maschinenformerei für kleine bis mittlere Teile und mittlere bis große Stückzahlen

Wachsausschmelzverfahren in keramisch beschichteten Formen für Feinguss und
auch für alle Stahlgusssorten und hochschmelzende Metalle geeignet. Teile von 1 g
bis 50 kg

Maskenformen: Kunstharzgebundene Formschalen ergeben hohe Oberflächengüte
und geringsten Versatz. Teile bis 150 kg

Dauerformen: Kokillen aus GJL und Druckgießwerkzeuge aus Warmarbeitsstahl
für Gussteile aus NE-Metallen in großen Stückzahlen

Gießen

Schwerkraftguss für alle Teile möglich

Druckguss (Abschn. 7.8) in komplizierten und dünnwandigen Formen für NE-

Metalle

Niederdruck- und Vakuum-Druckguss führen zu besserem Einströmen der

Schmelze und ergeben porenärmere Gefüge, bei Al-Legierungen auch schweißbare

Werkstücke. Thixoforming im Erstarrungsbereich (ca. 40 % Schmelzanteil)

Sonder-

Schleuderguss für Rohre aus Gusseisensorten, Mehrschichtlager
verfahren

Strangguss für Halbzeuge. Druckdichte Gefüge für Hydraulikteile

Tab. 6.2 Beispiel: Vorderachssystem für Leicht-Lkw

Früher

Heute

Fertigung des Querlenkers

Stahlblech-Schweiß-

Gießen

Montagekonstruktion

Werkstoff

Stahl

GJS-400

Masse

10 kg

9 kg

Einzelteile

18

4

Kosten

100 %

87 %

Die Einsparung (13 %) summierte sich bei der großen Stückzahl auf ca. 1,15 Mio.

C=Jahr. Entscheidend für den Erfolg solcher Änderungen ist die Einbeziehung der Gieße-
rei in die Entwicklung von Anfang an, um optimale Fertigungsbedingungen zu erreichen!

Wie das Beispiel zeigt, werden neben der Masse auch die Anzahl der Teile verringert und

Zeit für Bearbeitung und Montage eingespart.

Gießeigenschaften sind für eine fehlerfreie und wirtschaftliche Fertigung wichtig

(Tab. 6.3).

Umweltverträglichkeit Eisen-Gusswerkstoffe werden überwiegend aus Recyclingmate-
rial gewonnen (Stahlschrott, Gussbruch und Kreislaufmaterial der Gießerei). Roheisen
wird nur zu 15 % eingesetzt. Die Erschmelzung des Roheisens benötigt sehr viel mehr

264

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Tab. 6.3 Übersicht: Eigenschaften der Gusswerkstoffe

Eigenschaft

Tendenz Auswirkungen

Schmelztemperatur
niedrig

Kosten für Energie und feuerfeste Stoffe in Öfen, Pfannen
und Formen niedrig

Schwindmaß
klein
geringe Neigung zu Lunkerbildung und Eigenspannungen

Formfüllungsvermögen hoch

Abgüsse scharf und formtreu, kleinere Wanddicken möglich

Spanbarkeit
hoch
niedrige Kosten für die Fertigbearbeitung

Energie (16 GJ=t RE) als die Einschmelzung von Recyclingmaterial (d. h. Energiebedarf
und CO2-Ausstoß werden verringert).

6.1.2

Einteilung der Gusswerkstoffe

Stahlguss ist in Formen gegossener Stahl, ist also graphitfrei. Deshalb wird er im Ab-
schnitt Stahl behandelt (Abschn. 4.8). Von allen Fe-Gusswerkstoffen besitzt er die o. a.

Eigenschaften in geringstem Maße. Stahlguss wird statt Gusseisen verwendet, wenn hö-
here Zähigkeit, Warmfestigkeit oder Korrosionsbeständigkeit verlangt werden.

Gusseisen wird nach der Graphitform (Tab. 6.4), die überwiegend im Gefüge auftritt,
in verschiedene Sorten eingeteilt. Eine zusätzliche Untergliederung ist durch die Art des

Grundgefüges möglich. Es besitzt starken Einfluss auf Festigkeit und Zähigkeit und kann
wie bei den Stahlsorten ferritisch, perlitisch usw. ausgebildet sein.

Tab. 6.4 Einteilung der Gusswerkstoffe nach Graphitform (Abb. 6.4) und Grundgefüge

Grundgefüge

Graphit-

Ferrit ) Ferrit/Perlit ) Perlit

Bainit

Austenit

Ledeburit
form

Übergangsformen

#
lamellar

Gusseisen mit Lamellengraphit

–

Austenitisches

–

5 Sorten

Gusseisen

GJL-150 ) GJL-350

2 Sorten
flockig

Temperguss (weiß/schwarz)

GJMW-550-4

Temperrohguss

(Temper- 5 C 9 Sorten

GJMB-700-2
kohle)

GJMW-350-4 ) GJMB-650-2

GJMB-800-1

Kugel-

Gusseisen mit Kugelgraphit

Bainitischer

Austenitisches

–
form

9 Sorten

Kugelgraphit-

Gusseisen

GJS-350-22 ) GJS-700-2
guss

10 Sorten

4 Sorten

Wurm-

Gusseisen mit Vermiculargraphit

–

Verschleiß-
form

GJV-300 ) GJV-500 5 Sorten
beständiges
graphit-

Stahlguss (Abschn. 4.8)

Vergütungs-

Nichtrost.

Gusseisen
frei
stahlguss

Stahlguss

8 Sorten

6.2

Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen

265

Temperguss ist ein Fe-C-Gusswerkstoff, dessen gesamter C-Anteil im Gusszustand

(Temperrohguss) zunächst als Fe-Carbid (Zementit) vorliegt. Durch Glühen (Tempern)

zerfällt Zementit ganz oder teilweise in Temperkohle (Flockengraphit).

Das reine Eisencarbid Fe3C ist eine metastabile Verbindung. Es zerfällt schnell ab

700 °C in Austenit C Temperkohle.

Fe3C ! 3Fe C C

C-Atome können dabei an die Oberfläche des Gussteils diffundieren und werden oxidiert

(entkohlendes Glühen).

Zu Sondergusszählen alle Fe-Gusswerkstoffe, die nicht in die o. a. Gliederung passen.

Sie sind z. T. hochlegiert und haben bestimmte Eigenschaften, z. B.:

Warm- und Zunderfestigkeit

Nichtmagnetisierbarkeit
besondere Wärmedehnung

Säurebeständigkeit.

Sondergussarten sind z. B.

säurefester Guss mit 15 % Si legiert
verschleißfester Guss mit hohem Carbidanteil in ledeburitischer Grundmasse
austenitisches Gusseisen mit 12 Sorten, Ni-hochlegiert und mit Lamellen- und Kugel-
graphit (DIN EN 13835/12).

6.2

Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung
bei Gusseisen

6.2.1

Gefügeausbildung

Die Gefüge der Fe-C-Legierungen mit C-Gehalten von 2,5. . . 4 % sind heterogen. Im

Grundgefüge sind Graphitkristalle eingebettet, sodass die Eigenschaften des Bauteiles von
der Kombination beider abhängen. Durch den hohen C-Gehalt liegen die Werkstoffe in der

Nähe des Eutektikums (im EKD) und weisen folgende Eigenschaften auf:

Sie haben niedrige Schmelztemperaturen.

Sie lassen sich leicht überhitzen und dadurch zu komplizierten Formen vergießen.

Die Graphiteinschlüsse erleichtern die Zerspanung und sind in Lamellenform wirksam
als Schwingungsdämpfung und Festschmierstoff.

Grundgefüge

Grauguss gehört zunächst zum stabilen System der Legierung Fe-C (der gesamte C-Gehalt
liegt elementar als Graphit im Gefüge vor).

266

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Abb. 6.2 Gusseisen mit

Lamellengraphit in ferritisch-
perlitischem Grundgefüge

500 : 1

Zwischen diesen Grenzfällen liegen wichtige Sorten, die beide Phasen, also Graphit
und Zementit, nebeneinander im Gefüge haben. Dabei erstarrt die Schmelze zunächst
stabil (Austenit C Graphit). Die folgende
-˛-Umwandlung vollzieht sich ganz oder teil-
weise metastabil:

Dabei zerfällt Austenit zu Perlit, dessen Zementitlamellen teilweise zu Ferrit werden,
während sich die C-Atome an die vorhandenen Graphitkristalle anschließen (Abb. 6.2).

Zur Erinnerung: Stahlguss erstarrt wie Stahl metastabil (der gesamte C-Gehalt liegt
als Zementit im Gefüge vor). Stahl darf wegen der geforderten Schmiedbarkeit keinen

Graphit enthalten.

Bei Temperaturen > 700 °C zerfällt Zementit schnell. Durch Mischkarbidbildung mit

Mn oder anderen Karbidbildnern entstehen stabile Carbide. Deshalb muss Mn immer auch
in unlegierten Stählen enthalten sein.

Einflüsse auf die Gefügebildung

Für die Keimbildung von reinen C-Kristallen müssen die relativ wenigen C-Atome lan-
ge Wege zurücklegen, dadurch braucht die Graphitbildung viel Zeit. Bei Zementit Fe3C
verlaufen Keimbildung und Wachstum wesentlich schneller, weil beide Atomarten in der

Schmelze dicht nebeneinander zur Verfügung stehen.

Zusätzlich haben die Legierungselemente Einfluss auf die Art der Kristallisation des

Kohlenstoffs.

Einfluss der Legierungselemente

Mn, Mo, Cr bilden Mischkarbide und begünstigen die Karbidbildung beim Austenitzer-
fall, z. B. im verschleißfesten Gusseisen.

Si, P, Ni behindern die Carbidbildung und fördern die Graphitausscheidung (Si liegt
im PSE unter dem C in der gleichen Hauptgruppe und hat die gleiche Anordnung der

Außenelektronen).

Damit liegen zwei Einflussgrößen vor, mit denen sich die Gefügebildung steuern lässt.

I

Graphit
entsteht bei höheren Si-Gehalten und langsamer Abkühlung,

Zementit
entsteht bei höheren Mn-Gehalten und schneller Abkühlung.

6.2

Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen

267

Abb. 6.3 Gefügeausbildung in Abhängigkeit vom (SiCC)-Gehalt und der Wanddicke. 1 ledeburi-
tischer Hartguss, 2 meliertes Eisen, 3 Perlitguss, 4 ferritisch-perlitischer Grauguss, 5 ferritischer

Grauguss. Um beispielsweise ein rein ferritisches Gefüge zu erhalten, muss bei Wanddicken

< 10 mm der (CCSi)-Gehalt etwa 7 % betragen. Ferritisches Gefüge (5) hat niedrigste Härte und

Festigkeit. Steigender Perlitanteil erhöht diese Eigenschaftswerte und die Verschleißfestigkeit. Me-
liertes Eisen ist ledeburitisch mit Graphit. Hartguss (1) ist graphitfrei (nach Greiner- Klingenstein)

Wanddickenempfindlichkeit

Der Zusammenhang der Einflussgrößen wird in Abb. 6.3 dargestellt. Darin kann die zu er-
wartende Gefügeausbildung, abhängig vom (CCSi)-Gehalt und der Wanddicke, ermittelt
werden.

Dicke Querschnitte neigen zu ferritischem Grundgefüge.

Dünne Querschnitte können graphitfrei (zu Hartguss) erstarren.

Ein Gussteil wird selten eine durchgehend gleiche Wanddicke besitzen. Dadurch ent-
stehen in einem Werkstück, das aus einer Schmelze abgegossen wurde, verschiedene

Gefüge mit unterschiedlicher Härte. Das ist für die Eigenschaften von Bedeutung (z. B.

für die Zerspanbarkeit).

I

Hinweis In Gussteilen mit wechselnden Wanddicken entstehen unterschied-
liche Gefüge mit wechselnder Härte. Die Abkühlgeschwindigkeit eines Guss-
stückes ist indirekt durch seine Wanddicke festgelegt.

Gießkeilprobe Schnelle Kontrolle der zu erwartenden Gefügeausbildung durch Abguss
einer keilförmigen Probe, die abgeschreckt und längs gebrochen wird. Die Bruchfläche
zeigt von der Spitze her ein ledeburitisches (weißes) Eisen, das nach dem dicken Ende hin
in perlitisch-ferritisches Gefüge mit Graphit übergeht (graues Eisen). Die Länge der weiß
erstarrten Zone gibt Aufschluss über das zu erwartende Verhalten in der Form.

6.2.2

Graphitausbildung

Form und Größe der Graphitkristalle lassen sich sehr unterschiedlich ausbilden. Sie üben
den stärksten Einfluss auf Zugfestigkeit und Bruchdehnung aus. Abbildung 6.4 zeigt die

Grundformen, die den Gusseisensorten den Namen geben.

268

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Abb. 6.4 Graphitausbildung, schematisch. a groblamellarer GJL, b flockig, knotig GJM, c wurm-
förmig GJV, d kugelförmig GJS

Abb. 6.5 Gestörter Kraftfluss.

a Lamellen, b Kugeln

Durch Graphitverfeinerung steigen Festigkeit und Zähigkeit. In Abb. 6.5 ist schema-
tisch zu sehen, wie der Kraftfluss durch Lamellen stark, durch Kugeln wenig gestört wird.

Daher ist Kugelgraphitguss GJS in seinen Eigenschaften stahlähnlich. Temperguss GJMW

(GTW) oder GJMB (GTS) und Gusseisen mit Vermiculargraphit GJV (GGV) liegen mit
ihren mechanischen Eigenschaften zwischen GJL (GG) und GJS (GGG).

6.3

Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11)

Gusseisen mit Lamellengraphit hat eine Vielzahl von Vorzügen, aber auch Nachteilen, die
in Tab. 6.5 zusammengefasst sind.

Herstellung

Als Einsatzmaterial wird vorwiegend Kreislaufschrott (Eingüsse, Speiser, Fehlgüsse), un-
legierter Stahlschrott oder paketierte Späne verwendet. Den kleineren Anteil haben Gie-
ßereiroheisen I. . . IV (steigende P-Gehalte) oder P-armes Hämatitroheisen mit Zusätzen.

Gattierung ist die berechnete Zusammenstellung der Einsatzstoffe aufgrund ihrer Ana-
lyse, unter Berücksichtigung des Ab- und Zubrandes von Elementen, um eine Gusseisen-
schmelze mit bestimmter Analyse zu erhalten.

Schmelzanlagen sind der Gießereischachtofen (Kalt- und Heißwindkupolofen), Induk-
tionsofen (bei hohem Anteil an Stahlschrott und zum Legieren) und Flammofen (bei

Großschrott).

Entschwefelung erfolgt durch Zugaben von Soda Na2CO3, Kalk CaO oder Kalci-
umkarbid CaC2, z. T. in Schüttelpfannen, die in etwa 5 min bei einer CaC2-Zugabe von

0,4. . . 0,5 % auf S-Gehalte von 0,02 % entschwefeln.

6.3

Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11)

269

Tab. 6.5 Eigenschaftsprofil von Gusseisen mit Lamellengraphit

Eigenschaft

Beschreibung, Ursachen, Auswirkung

Gießbarkeit
günstig, da niedrige Schmelztemperatur (1200. . . 1400 °C) und

Schwindmaß von 0,6. . . 1,4 %. Verwickelte Formen sind gut gießbar.

Zerspanbarkeit
günstig, die Graphitlamellen wirken als Festschmierstoff und Span-
brecher. Mit steigender Härte (steigender Perlitanteil) sinkt die

Zerspanbarkeit.

Bruchdehnung
gering, da die Graphitlamellen eine Verformung nicht mitmachen.

Druckfestigkeit
hoch, sie beträgt etwa das Dreifache der Zugfestigkeit.

Dämpfung
hohe Schwingungsdämpfung durch den weichen Graphit. Sie nimmt
mit steigender Festigkeit ab (weniger Ferrit, mehr Perlit).

Gleiteigenschaften
mittel, Graphit wirkt als Notlaufschmierstoff, die Perlitbereiche wir-
ken tragend und ergeben geringeren Verschleiß.

Korrosionsbeständigkeit ausreichend bei unverletzter Gusshaut, die aus dem Formsand Si auf-
genommen hat. Hohe Si-Gehalte ergeben Säurebeständigkeit.

Wachsen des Gusseisens Volumenvergrößerung durch Zementitzerfall und Oxidation bei ca. 400

°C beginnend. Zusätze von Cr und höhere Si-Gehalte stabilisieren den

Zementit, wichtig für den Einsatz bei höheren Temperaturen.

Abb. 6.6 Beziehung zwischen

Festigkeit und Wanddicke bei

Gusseisen mit Lamellengraphit

Die Sorten sind nach Zugfestigkeit (Tab. 6.7) oder Härte eingeteilt und danach benannt
mit Gewährleistung unter bestimmten Bedingungen.

Zugfestigkeit Rm Probestücke zum Nachweis werden je nach Wanddicke hergestellt. Die
daraus ermittelten Werte unterscheiden sich je nach Abkühlbedingungen. Abbildung 6.6
zeigt die Beziehung zwischen Mindestzugfestigkeit und Wanddicke von Gussstücken ein-
facher Gestalt.

Härte HBW Im Wanddickenbereich 40. . . 80 mm wird die Härte HBW gemessen. Für
die Härtemessung an Großteilen werden angegossene Kegelstümpfe abgetrennt (evtl. nach

Wärmebehandlung). Die 6 Sorten sind: EN-GJL-HBW155 (175, 195, 215, 235, 255).

270

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Tab. 6.6 Probestücke

Herstellung des Probestückes

Festigkeitswerte sind. . .

Anhängezeichen
getrennt gegossen
verbindlich

S
angegossena
verbindlich

U
dem Gussstück entnommena

Erwartungswerte

C
a Gussstücke > 200 kg und Wanddicke > 20 mm

Tab. 6.7 Eigenschaften von Gusseisen mit Lamellengraphit nach DIN EN 1561/11 (in getrennt
gegossenen Proben von 30 mm Rohdurchmesser, Auswahl)

Eigenschaft

Sorte EN-GJL

150

250

350

Zugfestigkeit

Rm

MPa

150. . . 250

250. . . 350

350. . . 450

0,1 %-Dehngrenze

Rp0;1

MPa

98. . . 165

165. . . 228

228. . . 285

Bruchdehnung

A

%

0,8. . . 0,3

0,8. . . 0,3

0,8. . . 0,3

Druckfestigkeit
dB

MPa

600

840

1080

Biegefestigkeit
bB

MPa

250

340

490

Torsionsfestigkeit
tT

Mpa

170

290

400

Biegewechselfestigkeit bW

70

120

145

Bezeichnung von Gusseisen mit Lamellengraphit kann erfolgen nach der:

Mindestzugfestigkeit Rm, z. B. EN-GJL-150

Durchschnittshärte HBW, z. B. EN-GJL-HBW155.

Je nach Herstellung des Probestücks gibt es auch noch verschiedene Anhängezeichen

(Tab. 6.6).

Zwischen Zugfestigkeit und Härte besteht keine strenge mathematische Beziehung, nur
eine durch Versuche ermittelte mit breiter Streuung.

I

Wichtig Im Gussstück kann entweder die Mindestzugfestigkeit oder die Härte
an vereinbarten Stellen gewährleistet werden.

Für die Auswahl der Sorten sind neben der Festigkeit oft andere Eigenschaften wie
z. B. Druck-, Biege- und Dauerfestigkeit wichtig (Tab. 6.7).

Kokillen- und Horizontalstrangguss Beide ergeben ein porenärmeres Gefüge mit ver-
besserten mechanischen Eigenschaften. Anwendungen für z. B. Hydraulikteile, Schlitten
für Werkzeugmaschinen, Profilbarren für Führungsleisten, Zahnstangen u. ä.

Meehanite-Guss Es existieren 28 Sorten mit Lamellen- und Kugelgraphit. Durch
eine patentierte Pfannenbehandlung mit graphitisierenden Impfstoffen wird ein sorbo-
perlitisches Gefüge mit feiner Graphitausbildung erzielt. Gegenüber DIN-Sorten haben
sie höhere Festigkeiten (bis max. 1000 MPa) und geringere Wanddickenempfindlichkeit.

6.4

Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

271

Meehanite-Guss gibt es in vier Anwendungsgruppen (allgemeine, korrosionsbeständi-
ge, verschleißfeste und hitzebeständige Sorten).

Nodular ist Meehanite-Gusseisen mit Kugelgraphit in 10 Sorten. (Arbeitsgemeinschaft
der deutschen Meehanite-Gießereien, Alexanderstraße 51, 70182 Stuttgart.

6.4

Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

Der Werkstoff ist auch als sphärolithisches Gusseisen (Sphäroguss) oder duktiles Gussei-
sen bekannt (duktil D bildsam). Abbildung 6.7 zeigt die Kugelform der Graphitkristalle.

Herstellung

Einsatzmaterialien sind Sonderroheisen, d. h. wenig S, frei von As, Pb, Bi, Ti und sortierter

Stahlschrott ohne Legierungselemente und frei von Öl und Rost.

Schmelzanlagen sind meist Induktionstiegelöfen evtl. mit Vorschmelzen im Heißwind-
kupolofen. Damit lässt sich die Abstichtemperatur von ca. 1500 °C leicht einstellen und
es gibt keine Anreicherung von Schwefel aus dem Heizmaterial.

Die Vorbehandlung zum Erzeugen der Kugelform des Graphits beginnt mit dem Ab-
stich in spezielle Gießpfannen. Danach erfolgen noch drei Schritte, die zum gewünschten

Gefüge führen:

Entschwefeln

Zugabe von CaC2 unter Badbewegung in Schüttelpfannen oder durch Rührgeräte und

Reduktion auf 0,02 % S, auch durch Einblasen mit Tauchrohren, als Voraussetzung
für den nächsten Schritt,

Mg-Behandlung

Wegen der Verdampfung des Reinmagnesiums (Explosionsgefahr) meist mit Mg-

Vorlegierungen (FeSiMg, NiMg) nach verschiedenen Verfahren,

Impfen

Zugabe von feinkörnigem FeSi (mit geringen Anteilen von Al, Ca, Zr oder seltenen

Erden) in die Gießpfanne oder in den Gießstrahl als Graphitkeime (Anzahl und Größe
der Sphärolithen), Einstellung des gewünschten Grundgefüges.

Abb. 6.7 Gusseisen mit Ku-
gelgraphit in ferritischem

Grundgefüge 100 : 1

272

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Wärmebehandlung

Die gewünschten Gefüge (damit die Sorte) können auch nachträglich durch eine Wärme-
behandlung eingestellt werden. Dann kann mit einer Art Einheits-Schmelze (mit größerer

Analysenstreuung) abgegossen werden.

Austenitisieren (15 min. . . 4 h bei 880. . . 940 °C) und langsames Abkühlen im Um-
wandlungsbereich und Halten unterhalb oder nochmaliges Erwärmen auf ca. 720 °C
ergibt ferritische Gefüge ( Ferritisieren).

Schnelles Abkühlen im Umwandlungsbereich ergibt perlitisches Gefüge, evtl. auch
durch Normalisieren ( Perlitisieren).

Randschichthärten ist ebenfalls möglich.

Isotherme Umwandlung ergibt ein bainitisches Gefüge (Bainitisches Gusseisen ADI).

Eigenschaftsprofil, Normung

GJS hat stahlähnliche Eigenschaften, dabei die gute Gießbarkeit des Gusseisens mit La-
mellengraphit, allerdings durch die Graphitform geringere Dämpfung und Wärmeleitfä-
higkeit. In Tab. 6.8 sind einige genormte Sorten mit ihren mechanischen Eigenschaften
aufgeführt.

Durch die Kugelform des Graphits wird die starke Kerbwirkung der Lamellen ver-
mieden () höhere Festigkeit und Zähigkeit). Dagegen haben die Lamellen eine größere

Oberfläche, wodurch Dämpfungsfähigkeit bei Schwingungsbeanspruchung und elektri-
sche Leitfähigkeit höher sind als bei der Kugelform.

Tab. 6.8 Gusseisen mit Kugelgraphit (DIN EN 1563/11) (Auswahl)

Kurzname

R
e
c
d
p0;2 a

KIC inb
p
d
bB
bB

Gefüge

Anwendungsbeispiele

EN-GJS

MPa MPa MPa m MPa MPa MPa

-400-18a

250

360

30

700

195

122

Ferrit

Windenergieanlagen

-500-7

320

450

25

800

224

134

Ferrit/Perlit

Zylinder für Diesel-

Ramme, 1,7 t

-600-3

380

540

20

870

248

149

Ferrit/Perlit

Kolben (Großdiesel-
motor)

-700-2

440

630

15

1000 280

168

Perlit

Planetenträger, Kurbel-
welle VR5

-800-2

500

720

14

1150 304

182

Perlit/Bainit

-900-2

600

810

14

—-

317

190

Martensit, wärmebehandelt
a Hierzu gibt es Sorten mit gewährleisteter Kerbschlagarbeit bei Raumtemperatur (-RT) oder tiefen

Temperaturen (-LT) (Tab. 6.9)

b Bruchzähigkeit
c Umlaufbiegeversuch, ungekerbte Probe
d Umlaufbiegeversuch, gekerbte Probe; Werte für getrennt gegossene Probestücke
e Scherfestigkeit D
a

Torsionsfestigkeit t

6.4

Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

273

Tab. 6.9 Mindestwerte für

Kurzname

Mindestwerte f. d. Kerbschlag-

Kerbschlagarbeit
arbeit in J bei Temperatur

EN-GJS-

RT

-20 °C

-40 °C

-350-22-LT

--- ---

12

-RT

17 ---

---

-400-18-LT

--- 12

---

-RT

14

---

In der Praxis wird Gusseisen mit Kugelgraphit für Bauteile aller Größen verwendet,
die in Stahlguss sehr schwierig zu gießen sind (komplexe Gestalt, kleine Wanddicke),
wenn Gusseisen mit Lamellengraphit zu spröde ist (Stoßbelastungen) und
wenn Temperguss wegen der Größe ausscheidet.

GJS füllt auf Grund seines Eigenschaftsprofils die Lücke zwischen Stahl- und Temper-
guss. Über die endgültige Wahl entscheiden die Kosten.

Beispiel: GJS im Automobilbau

Der Kfz-Bau ist mit einem Anteil von 40 % der Gesamtproduktion an GJS der größte

Abnehmer. 70 % der Kurbelwellen in Pkw-Motoren bestehen aus GJS-600-3; Lkw-

Radnaben aus GJS-600-3; Lenk- und Getriebegehäuse für Landmaschinen und Son-
derfahrzeuge GJS-500-7; Kolben für Dieselmotor aus GJS-600-3 (68 kg); Einteiliger

Pressenständer aus GJS-400-22-LT (165 t); Tische, Querbalken und Planscheiben für

Werkzeugmaschinen aus GJS-600-3; Gondelrahmen für Windkraftanlagen GJS-400-

18-LT.

Bainitisches Gusseisen mit Kugelgraphit (Austempered Ductile Iron, ADI) hat zäh-
hartes Gefüge aus übersättigtem Ferrit mit Karbidsäumen und Restaustenit. Es wird durch
eine isotherme Umwandlung bei 270. . . 450 °C erzeugt. Für größere Wanddicken wird es
mit Cu, Ni, und Mo niedriglegiert, damit die Perlitumwandlung beim Abkühlen umgan-
gen werden kann. Der Restaustenit führt bei Verformungen zu geringer Martensitbildung

(Verschleißwiderstand steigt) mit Druckeigenspannungen. Dadurch wird ein evtl. Riss-
wachstum behindert (Dauerfestigkeit steigt) (Tab. 6.10).

Bainitisches Gusseisen wird bei Stahlwerkswalzen, Tellerräder u. Radnaben für Lkw,

Gehäusen von Presslufthämmern und Pickelarmen für Gleisbaumaschinen verwendet.

Tab. 6.10 ADI: Austempered

Sorte EN-GJS

R p0;2 MPa

A %

Ductile Iron nach DIN EN

1-800-8 (GGG-80B)

500

8

1564/11 und VDG-MB W 52

-1000-5 (GGG-90B)

700

5

-1200-2 (GGG-120B)

850

2

-1400-1 (GGG-140B)

1100

1

274

6

Eisen-Gusswerkstoffe

6.5

Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)

Temperguss wird in zwei Arten hergestellt, die sich in Analyse, Wärmebehandlung und
dem entstehenden Gefüge unterscheiden.

GJMW (weißer Temperguss) ist entkohlend geglüht. Der Rand wird völlig entkohlt,
zum Kern hin sinkt der C-Gehalt ab. Die Gefügeausbildung ist perlitisch mit weißer

Bruchfläche.

GJMB (schwarzer Temperguss) ist nicht entkohlend geglüht. Der gesamte C-Gehalt
liegt als Temperkohle im Gefüge vor. Temperkohle ist Graphit in flockiger Form mit
grau-schwarzer Bruchfläche.

GJMB muss etwas weniger C-Gehalt haben, da nichts entfernt wird. GJMW verliert
beim Glühen einen Teil des Kohlenstoffs, deswegen kann die Schmelze mehr enthalten.

Schmelz- und Gießbarkeit werden dadurch gesteigert. Für beide Sorten ist der (SiCC)-

Gehalt gleich und ergibt auch bei kleinen Wanddicken ein ledeburitisches (graphitfreies)

Gefüge (Tab. 6.11).

Herstellung von Temperguss

Erschmelzung Temperguss wird im Kupolofen aus Sonderroheisen, Bruch und Stahl-
schrott erschmolzen. GJMB wird in einem zweiten Ofen (meist Induktionsofen) fertigge-
schmolzen, da der niedrigere C-Gehalt im Kupolofen schwierig zu erreichen ist.

Erstarrung Temperrohguss muss graphitfrei erstarren (Abb. 6.8). Damit ist die Masse
von Tempergussteilen nach oben begrenzt. Sie liegt bei etwa 100 kg und Wanddicken von
max. 60 mm. Für GJMW ist die Wanddicke auf ca. 25 mm begrenzt, damit die Entkohlung
mit wirtschaftlichen Glühzeiten möglich ist.

Wärmebehandlung für GJMB

Abbildung 6.9 zeigt den Temperatur-Zeitverlauf beim Tempern.

Tab. 6.11 Vergleich: Temper-

Sorte

C in %

Si in %

Mn in %

S in %
guss, Rohgussanalysen

GJMB

2,5

1,3

0,45

0,12

GJMW

3,2

0,6

0,45

0,12. . . 0,25

Abb. 6.8 Temperrohguss,

Perlit (dunkel) in ledeburiti-
schem Grundgefüge 200 : 1

6.5

Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)

275

Abb. 6.9 Wärmebehandlung von Temperguss, t,T-Diagramm. a Langsames Durchlaufen der –

Umwandlung (760. . . 680 °C). Hierbei muss der im Austenit gelöste Kohlenstoff ausscheiden und
kann an die entstandene Temperkohle ankristallisieren. Auch bei der Gitterumwandlung gliedern
sich die restlichen 0,8 % C an die Temperkohle an. Es entsteht ferritischer Temperguss GJMB-

350-10 aus Ferrit und Temperkohle (Abb. 6.10). b Schnelles Durchlaufen der Umwandlung durch Abkühlung an der Luft lässt den Austenit zu Perlit umwandeln, sodass der perlitische Temperguss
entsteht, z. B. GJMB-550-4 (Abb. 6.11). Durch entsprechende Abkühlung entstehen ferritisch-
perlitische Grundgefüge (GJMB-450-6)

Abb. 6.10 Temperguss

GJMB-350-10, Temperkoh-
le in ferritischem Grundgefüge

200 : 1

Abb. 6.11 GJMB-550-4,

Temperkohle in perlitischem

Grundgefüge 200 : 1

Schwarzer Temperguss GJMB wird in neutraler Atmosphäre geglüht. Es erfolgt nur
der Zementitzerfall, die Glühzeiten sind kürzer.

Weißer Temperguss GJMW wird in oxidierenden Mitteln geglüht, meist in geregelter

Gasatmosphäre. Dabei verbrennt der Kohlenstoff der zerfallenden Verbindung Fe3C und

276

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Abb. 6.12 GJMW-450-7,

Temperkohle in Grundgefüge
aus körnigem Perlit 200 : 1
auch der im Austenit gelöste (Randentkohlung). Aus dem Kern diffundieren C-Atome
nach außen, sodass bei kleinen Wanddicken (max. 8 mm) ein rein ferritisches Gefüge
entsteht.

Der Rand ist entkohlt und ferritisch, die

Übergangszone besteht aus Ferrit C Perlit C Temperkohle,
der Kern aus Perlit C Temperkohle.

Grundgefüge mit körnigem Perlit besitzt der GJMW-450-7 durch ein anschließendes

Weichglühen (Abb. 6.12).

Wegen der Diffusionswege sind die Glühzeiten lang (Abb. 6.9). Bei größeren Wanddi-
cken bleiben C-Atome im Kern zurück. Das Gefüge ist dann wanddickenabhängig.

Die schweißgeeignete Sorte GJMW-360-12 ist so legiert, dass sie tief entkohlt. Gusstei-
le können mit Walzstahl verschweißt werden, eine Wärmenachbehandlung ist nicht nötig.

Beispiel für GJMW-360-12

Pkw-Radlenker, Stahlblechschale mit gegossenem Lagergehäuse verschweißt.

Vergütungsgefüge mit Temperkohle werden durch Ölvergütung und abschließendem

Anlassen erzeugt. Dadurch ergeben sich Sorten mit höherer Festigkeit (GJMB-700-2,

Tab. 6.12). Temperguss ist wenig kerbempfindlich und damit für schwingbeanspruchte,
komplizierte Bauteile mit hoher Formzahl kf günstiger als hochfeste Stähle (z. B. Lkw-

Pleuel aus GJMB-700-2).

Nach dem Tempern ist der Werkstoff zäh und schlagfest bis zu Temperaturen von

70 °C. Die Zerspanbarkeit ist bei GJMB weniger aufwendig als bei GJMW. Rand-
schichthärtung ist bei perlitischem Grundgefüge möglich (entkohlte Randschicht bei

GJMW entfernen).

In der Praxis hat Temperguss Eignung
für dünnwandige Bauteile mit
verwickelter Form, die auch
stoßfest sein müssen.

6.5

Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)

277

Tab. 6.12 Eigenschaften von Temperguss nach DIN EN 1562/12 (siehe auch Abb. 6.13)

Werkstoffbezeichnung

R p0;2

HBW

Anwendungsbeispiele

DIN EN 1562/12

MPa

(Härte HBW nur Anhaltswerte)

EN-GJMW-

Entkohlend geglühter (weißer) Temperguss

-360-12

190
max. 200

Schweißgeeignet für Verbunde mit Walzstahl,

Teile für Pkw-Fahrwerk, Gerüststreben

-450-7

260
max. 220

Wärmebehandelt, höhere Zähigkeit

Pkw-Anhängerkupplung, Getriebeschalthebel

-550-4

340
max. 250

EN-GJMB-

Nicht entkohlend geglühter (schwarzer) Temperguss

-350-10

200
max. 150

Seilrollen mit Gehäuse, Möbelbeschläge,

Schlüssel aller Art, Rohrschellen, Seilklem-
men

-450-6

270

150. . . 200

Schaltgabeln, Bremsträger

-550-4

340

180. . . 230

Kurbelwellen, Kipphebel für Flammhärtung,

Federböcke, Lkw-Radnabe

-650-2

430

210. . . 260

Druckbeanspruchte kleine Gehäuse, Federauf-
lage für Lkw (oberflächengehärtet)

-700-2

530

240. . . 290

Verschleißbeanspruchte Teile (vergütet),

Kardangabelstücke, Pleuel, Verzurrvorrich-
tung für Lkw

-800-1

600

270. . . 310

Verschleißbeanspruchte kleinere Teile

(vergütet)

Die Werkstoffbezeichnung enthält an erster Stelle die Zugfestigkeit in MPa und an zweiter Stelle
die Bruchdehnung A in Prozent. Die Werte gelten für Probestäbe von 12 oder 15 mm ;.

Für solche Teile ist Stahlguss wegen seiner gießtechnischen Schwierigkeiten unwirtschaft-
lich und Gusseisen GJL kommt wegen mangelnder Zähigkeit nicht infrage. Es sind vor-
wiegend Serien- und Großserienteile zwischen wenigen Gramm bis zu max. 100 kg, meis-
tens weniger als 10 kg, Wanddicken über 20 mm sind die Ausnahme. Sicherheitsbauteile
an Fahrzeugen.

Beispiel: Einsatz von Temperguss

Verbundkonstruktionen aus GJMW-369-12W mit Blech oder Profilstahl für Pkw-

Achsen oder Schräglenker, Ventilgehäuse zum Einschweißen, Schaltgabel für Lkw-

Getriebe aus GJMB-550-4 mit induktiv gehärteten Schaltklauen, Stell- und Befesti-
gungselemente für Gerüst- und Schalungsbauten aus GJMW-400-5, Tellerräder mit
fertiggegossener Verzahnung für landwirtschaftliche Maschinen aus GJMB-550-4 u.

GJMB-700-2 (Tab. 6.13).

278

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Tab. 6.13 Hauptabnehmer der

Branche

Anteil %

Branche

Anteil %

Tempergusserzeugung

Fahrzeugbau

37,4

Fittings

28,2

Maschinenbau

4,8

Sonstige

29,6

Abb. 6.13 Eigenschaftsprofil der Tempergusssorten (H. Kowalke)

6.6

Gusseisen mit Vermiculargraphit

Vermiculargraphit ist wurmförmiger Graphit, eine Art Zwischenform von Lamelle zur

Kugel (Abb. 6.14).

Die Herstellung erfolgt in ähnlicher Weise wie GJS mit einer Mg-Behandlung von S-
armen Roheisen nach drei verschiedenen Verfahren. Durch einen Rest-Mg-Gehalt wird
die lamellare Graphitausbildung unterdrückt, die kugelförmige aber nicht ganz erreicht.

Abb. 6.14 Gusseisen mit Ver-
miculargraphit GJV-300 200 : 1

6.6

Gusseisen mit Vermiculargraphit

279

Tab. 6.14 Einige GJV-Sorten VDG-MB W 50/02

Symbol

R a
m

MPa

Rp0;2

MPa

A

%

HBW

GJV-300

300. . . 375

220. . . 295

1,5

140. . . 210

GJV-400

400. . . 475

300. . . 376

1,0

180. . . 240

GJV-500

500. . . 575

380. . . 455

0,5

220. . . 260
a Werte steigen mit fallender Wanddicke

Die VGD-Norm enthält u. a. 3 Diagramme der Wanddickenabhängigkeit zur Wahl der getrennt ge-
gossenen Probestücke für die maßgebliche Wanddicke des Gussteils.

Tab. 6.15 Vergleich von GJV mit GJL und GJS

GJV ist günstiger in folgenden Eigenschaften als

GJL in

GJS in

Festigkeit, Zähigkeit

Gießeigenschaften

Steifigkeit

Zerspanbarkeit

Dauerwechselfestigkeit

Dämpfungsfähigkeit

Oxidationsbeständigkeit

Formbeständigkeit bei Temperaturwechseln

Temperaturwechselbeständigkeit

(Verzug)

Erstarrung Es besteht eine starke Wanddickenabhängigkeit. In dünnen Querschnitten
überwiegen Kugeln, in dicken die wurmartigen Graphitkristalle. Meist entsteht ein ferriti-
sches Grundgefüge, dünnwandige Gussstücke brauchen nicht geglüht zu werden.

Wegen der ähnlichen Herstellungsweise ist GJV kaum kostengünstiger als GJS. Die

Sicherung konstanter Qualität im Gussteil ist aufwändiger (Ultraschallprüfungen). Einige
wichtige technologische Eigenschaften und Zahlenwerte sind in Tab. 6.14 aufgelistet.

Eigenschaften Die Kombination aus kleinerem E-Modul, höherer Wärmeleitfähigkeit
und geringerer Wärmedehnung gegenüber GJS macht sich in kleineren thermischen Span-
nungen bei Temperaturwechseln bemerkbar: d. h. weniger Rissneigung oder Verzug. Die
innere Oxidation von GJL bei höheren Temperaturen, die längs der zusammenhängen-
den Graphitlamellen verläuft, entsteht bei Wurmgraphit nicht. Daher kein „Wachsen“ des

Bauteils, wichtig bei thermischer Beanspruchung (Tab. 6.15).

Anwendungen Thermisch beanspruchte Bauteile wie z. B. Abgaskrümmer, Abgas-
turboladergehäuse, Kupplungsscheiben, Zylinderköpfe für stationäre Dieselmotoren

200 kg, Motorblock für Opel-Kfz (Rennversion), Stahlwerkskokille 23 t, AUDI/BMW-

Achtzylinderblock für Dieselmotor.

Für Bauteile mit umfangreichen Zerspanungsarbeiten ist GJV kostengünstiger als GJS,
wenn dessen höhere mechanische Eigenschaften nicht erforderlich sind, GJL aber nicht
ausreicht, z. B. Getriebegehäuse, Grundplatte für einen Großdieselmotor.

280

6

Eisen-Gusswerkstoffe

6.7

Sonderguss

Für besonders hohe Anforderungen an Korrosions- und Verschleißbeständigkeit oder bei
thermischer Beanspruchung sind weitere Gusswerkstoffe entwickelt worden. Sonderguss
umfasst die Sorten, die wegen ihres Legierungsgehaltes und Grundgefüges nicht in die
bisher behandelten Gusswerkstofftypen passen.

Säurebeständiges Gusseisen mit 14. . . 17 % Si bei 0,6. . . 0,9 % C ist außerordentlich
hart und spröde und gehört trotz des niedrigen C-Gehaltes nicht zur Werkstoffgruppe

Stahl, da die Schmiedbarkeit nicht gegeben ist.

Beispiel: Säurebständiges Gusseisen GJH-X70Si15

GJH-X70Si15 ist gegen heiße Säuren beständig, für Pumpenteile und Armaturen in
der chemischen Industrie, Anoden für den kathodischen Korrosionsschutz.

Schalenhartguss wird in Kokillen vergossen, sodass durch die Abschreckwirkung der

Rand weiß erstarrt, im Kern tritt zunehmend Graphit auf.

Anwendungsbeispiele für Schalenhartguss

Walzen aller Art, die keiner Stoßbelastung ausgesetzt sind, hohlgegossene Nockenwel-
len für BMW-V8-Dieselmotoren, Oberflächenhärte 50. . . 55 HRC.

Verschleißbeständiges Gusseisen

Widerstand gegen furchenden Verschleiß (Abrasion) wird durch steigende Anteile von

Karbiden erreicht, die stäbchenförmig in einer martensitisch-austenitischen Grundmasse
liegen. Sie entsteht bei Abkühlung aus dem Gusszustand oder durch Wärmebehandlung
mit Luftabkühlung. Das erfordert hohe LE-Gehalte (Cr, Ni, Mo).

Nach der Norm DIN EN 12513/11 sind die Karbide dieser Legierungen z. T. Mischkar-
bide. In ihnen sind Fe-Atome im Fe3C durch Cr-Atome ersetzt. Cr-Karbide haben nicht
die Zementitstruktur. Beide Arten sind härter als Zementit Fe3C (Karbidbildner, Tab. 4.9).

Die bisherigen Bezeichnungen der Sorten nach DIN 1695 Z ließen die chemische Zu-
sammensetzung erkennen, die neuen nach DIN EN 12513/11 geben nur die Vickershärte
an (Tab. 6.16).

Tab. 6.16 Sortenvergleich

DIN EN 12513/11

Handelsname

GJN-HV350
unlegiert

Chrom-Nickel-Gusseisen

GJN-HV520

G-X260NiCr 4 2

Ni-Hard 2

GJN-HV550

G-X330NiCr 4 2

Ni-Hard 1

GJN-HV600

G-X300CrNiSi 9 5 2

Ni-Hard 4

Hochchromhaltige Gusseisena

GJN-HV600(XCr14) G-X 300 CrMo 15 3

GJN-HV600(XCr23) G-X 300 CrMo 27 1
a Innerhalb jeder Sorte gibt es drei Varianten mit gestuften C-

Gehalten zwischen 1,8 und 3,6 % mit jeweils abnehmender Zähig-
keit und Durchhärtung.

6.7

Sonderguss

281

Tab. 6.17 Wirkung der Legierungselemente

LE

LE- %

Wirkung

C

2,6. . . 3

Wegen der Gießbarkeit wird eine naheutektische bis eutektische Zusammenset-
zung angestrebt. Da Ni den eutektischen Punkt im EKD nach links verschiebt,
genügen dazu 2,6. . . 3 % C.

Ni

12. . . 35

Hauptlegierungselement, stabilisiert den Austenit bis zu tiefen Temperaturen.

Wird darin unterstützt von Mn, Cr und Cu. Ni ergibt bei ca. 35 % Anteil Sorten
mit geringster thermischer Ausdehnung.

Cr

1. . . 5,5

Cr-Gehalt wegen der Gefahr der Cr-Karbidbildung niedrig (Versprödung).

Cr ist aber wichtig für dichten Guss, die Korrosionsbeständigkeit und Schweiß-
eignung.

Mn 0,5. . . 7

Unterstützt die Wirkung des Ni, hat aber keine Wirkung auf Korrosions- und

Hitzebeständigkeit, deshalb nur bei nichtmagnetisierbaren Sorten in höheren

Anteilen (3 Sorten)

Si

1. . . 6

Notwendig für die Graphitbildung, erhöht bei hohen Ni-Gehalten die Zunder-
beständigkeit durch Bildung einer SiO2-Schicht (in zwei Sorten enthalten)

Nb

. . . 0,2

Verbessert die Schweißeignung, eine Sorte für Bauteile mit Fertigungs-/

Konstruktionsschweißungen

Durch ca. 2 % Mo wird die Warmfestigkeit weiter erhöht. Mo ist in den genormten Sorten nicht
enthalten.

Die Sorten haben ein graphitfreies Gefüge aus überwiegend Martensit (Anteile von

Bainit und Austenit), z. T. nach normaler Abkühlung. Die C-Gehalte liegen von 2,6 bis

3,6 %. Wichtigstes LE ist Cr, daneben Ni und Mo.

Cr stabilisiert die graphitfreie Erstarrung bei geringen Si-Gehalten (< 1 %) und bildet
härtere Cr-Mischkarbide. Der nicht gebundene Anteil (im Mischkristall gelöste) steigert

Härtbarkeit und Korrosionsbeständigkeit.

Austenitisches Gusseisen DIN EN 13835/12

Die mit Ni hochlegierten Sorten (12. . . 35 %) nach DIN EN 13835/12 verbinden die hohe

Korrosionsbeständigkeit und evtl. Hitzebeständigkeit der entsprechenden Stahlgusssorten
mit der leichteren Gießbarkeit eutektischer Fe-C-Legierungen, d. h. niedrige Schmelz-
temperaturen, geringere Lunkerneigung und gutes Formfüllungsvermögen. Der Aufwand
beim Formen, Schmelzen und Gießen ist jedoch höher als bei den GJS-Sorten.

I

Hinweise Austenitisches Gusseisen ist seit Jahren unter der geschützten Be-
zeichnung Ni-Resist in zahlreichen Sorten im Handel. Die EN-Norm hat ihre

Anzahl auf zwei Sorten mit Lamellengraphit (GJLA-) und 10 mit Kugelgraphit

(GJSA-) reduziert.

Austenitisches Gefüge kann bei tiefen Temperaturen oder örtlich bei mechanischer

Beanspruchung zu Martensit umwandeln (nicht zu Perlit, da keine C-Diffusion stattfinden
kann). Die Folgen sind Versprödung und der vorher nicht magnetisierbare Werkstoff wird
magnetisierbar (dadurch Nachweismöglichkeit einer evtl. Umwandlung).

Die Sorten unterscheiden sich durch abgestufte Ni-Gehalte und weitere LE, die in

Kombination bestimmte Eigenschaften bewirken sollen (Tab. 6.17).

282

6

Eisen-Gusswerkstoffe

Tab. 6.18 Austenitisches Gusseisen, Auswahl

Sorte

R m MPa

A % Eigenschaften

Anwendungsbeispiele

GJLA-XNiCuCr15-6-2 170. . . 210

2
gute allg. Korrosi-

Kolbenringträger für
onsbeständigkeit und

Leichtmetallkolben,

Gleiteigenschaften
gering mechanisch

(Lamellengraphit, hohe
beanspruchte Teile

Wärmedehnung und

Dämpfungsfähigkeit)

GJSA-XNiCr20-2

370. . . 480

7
w.o. mit höherer Zähigkeit,

Pumpen, Ventile,
hohe Hitzebeständigkeit

Zylinderbuchsen

GJSA-XNiMn23-4

440. . . 480 25
kaltzäh bis 196 °C, nicht

Gussteile für die Kälte-
magnetisierbar, hohe Deh-
technik
nung und Zähigkeit

GJSA-XNiSiCr35-5-2

370. . . 450

7
höchste Hitze- und Tempe-

Abgaskrümmer für
raturbeständigkeit (960 °C),
hochbelastete Motoren
geringe Wärmedehnung

(BMW), Turbolader-
gehäuse (Porsche)

Tab. 6.19 Gusserzeugung

Branche

Abnahme in
nach Branchen (Daten 2010

1000 t

%
nach DGV)

Fahrzeugbau

2092

57,0

Maschinenbau

942

25,7

Sonstige

636

17,3

3,67 Mio. t

Tab. 6.20 Gusserzeugung

Sorten

Erzeugung in
nach Sorten (Daten 2010

1000 t

%
nach DGV)

Stahlguss

192

5,2

GJL (GG)

2181

59,4

GJS (GGG)

1245

33,9

GJM (GT)

52

1,4

3,67 Mio. t

Tabelle 6.18 zeigt eine Auswahl der Austenitischen Gusseisen.

In Tab. 6.19 wird ein Branchenüberblick über Mengenabnahmen gezeigt.

Tabelle 6.20 zeigt die erzeugten Mengen verschiedener Gusssorten.

Literatur

1. Konstruieren und Gießen (K+G), ZVG, Zentrale für Gussverwendung, Düsseldorf. www.

bdguss.de (Zeitschrift)

2. Gießerei, VDG-Verlag, Düsseldorf (Zeitschrift)

Literatur

283

3. Deike, R. u. a.: Gusseisen mit Lamellengraphit, Eigenschaften und Anwendungen. K+G 2

(2000)

4. Herfurth, Röhrig u. a.: Gusseisen mit Kugelgraphit. K+G 2 (2007) (auch Sonderdruck)

5. Schock, D.: Bainitisches Gusseisen mit Kugelgraphit – Ein Werkstoff mit großem Entwick-
lungspotential. K+G 4 (2000)

6. Röhrig, K.: Europäische ADI-Entwicklungskonferenz – Eigenschaften, Bauteilentwicklung und

Anwendungen. K+G 1 (2003)

7. Engels, A. u. a.: Duktiles Gusseisen, Temperguss. K+G 1, 2 (1983)

8. Werning, H.: Schwarzer Temperguss – Herstellung, Eigenschaften und Anwendungen. K+G 1

(2000); Schweißkonstruktionen mit weißem Temperguss. K+G 2 (1995)

9. Röhrig, K.: Gusseisen mit Vermiculargraphit – Herstellung, Eigenschaften, Anwendung. K+G

1 (1991)

10. Ludwig, Pusch u. a.: Mechanische und bruchmechanische Kennwerte für unterschiedlich be-
handeltes Gusseisen mit vermicularer Graphitausbildung. K+G 3 (2006)

11. Röhrig, K.: Austenitisches Gusseisen, Eigenschaften und Anwendung. K+G 2 (2004)

12. Röhrig, K.: Verschleißbeständige Gusseisen, von DIN 1695 zu DIN EN 12513. K+G 2 (2001)

13. Werning. H.: Verschleißbeständige weiße Gusseisenwerkstoffe. K+G 1 (1999)

14. Herfurth, K. Gusseisen – kleine Werkstoffkunde eines viel genutzten Eisenwerkstoffes. K+G 1

(2007)

15. Röhrig, K.: Gusseisen-Strangguss, Wärmebehandlung, Beschichten, Anwendungen. K+G 3

(2005)

16. Aue, H. u. a. Feingießen. Herstellung, Eigenschaften, Anwendung. K+G 1 (2008)

17. Wolters, Diether, B.: Wärmebehandlung von Gusseisen mit Lamellen- oder Kugelgraphit. K+G

2 (1996)

18. Oldewurtel, A.: Werkzeug(Guss)-werkstoffe für Großwerkzeuge. K+G 1 (2003)

Nichteisenmetalle

7

7.1

Allgemeines

In Tab. 7.1 sind die Anteile der wichtigsten Metalle angegeben, die in der Erdhülle enthal-
ten sind. Aluminium ist das häufigste.

Trotz seines häufigen Auftretens hat Al nicht die Bedeutung des Eisens erlangt. Die

Gründe dafür sind:

Al ist in vielen nicht abbauwürdigen Erden und Gesteinen enthalten.

Al benötigt zur Herstellung aus den Rohstoffen viel elektrische Energie, die erst im

Jahre 1880 (Werner v. Siemens) erzeugt werden konnte, während Eisen und seine Her-
stellung schon im Altertum bekannt war.

Al ist nicht härtbar wie Stahl, es scheidet als Werkstoff für höher beanspruchte Bauteile

(z. B. Werkzeuge) aus.

Bedingt durch seine niedrige Schmelztemperatur hat Al einen niedrigeren E-Modul als

Eisen (Steifigkeit).

Die anderen Nicht-Eisen-Metalle, kurz NE-Metalle, sind wesentlich seltener. Sie kön-
nen wirtschaftlich nur gewonnen werden, weil sie vielfach in Erzgängen, Erznestern oder

Schichtablagerungen konzentriert anstehen.

Meist sind mehrere Metallverbindungen miteinander verwachsen, ihre Trennung ist
umständlich und teuer. Die Erzeugung beträgt nur einen Bruchteil der Eisen- und Stahl-
produktion.

Tab. 7.1 Anteil wichtiger Metalle an der Erdhülle

Element

Al

Fe

Mg

Ti

Zn

Ni

Cu

Anteil %

7,6

4,7

1,9

0,4

0,012

0,015

0,010

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

285

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_7

286

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.2 Besondere Eigenschaften der NE-Metalle

Eigenschaften

Metalle und Legierungen

Niedrige Dichte (kg=dm3)

Magnesium (1,75), Aluminium (2,7), Titan (4,5)

Niedriger Schmelzpunkt (Gießbarkeit)

Blei 327 °C, Zink 420 °C, Magnesium 650 °C,

Aluminium 660 °C

Korrosionsbeständigkeit

Aluminium, Kupfer, Nickel, Titan u. Legierungen

Warmfestigkeit, Hitzebeständigkeit

Wolfram, Kobalt, Nickel, Chrom, Molybdän
u. ihre Legierungen

Leitfähigkeit für Wärme und

Silber, Kupfer, Gold, Aluminium

Elektrizität

Gleiteigenschaften (Lagermetalle)

Blei, Zinn, Kupfer, Aluminium (nur als Legierungen)

Neutronenaufnahme (Reaktorbau)

Zirkonium (gering), Cadmium, Hafnium (hoch)

So erklärt sich der z. T. hohe Preis. Der Einsatz der NE-Metalle und ihrer Legierungen
ist deshalb auf solche Fälle beschränkt, bei denen ihre besonderen Eigenschaften gegen-
über Stahl benötigt werden (Tab. 7.2).

7.2

Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

7.2.1

Übersicht

Wie bei Stahl gibt es Bezeichnungssysteme nach

Werkstoffnummern und

Kurzzeichen mit chemischen Symbolen.

Durch Wegfall der DIN 1700 Bezeichnungen für NE- Metalle gelten die Regeln für die
einzelnen Legierungssysteme, wie sie in den Normen zu finden sind, z. B. für Al und
seine Legierungen (Tab. 7.3).

Die vollständige (eindeutige) Bezeichnung von Produkten aus NE-Metallen erfolgt in
der unten angegebenen Reihenfolge (Tab. 7.4), jeweils mit Kurzzeichen (Symbolen). Voll-
ständige Regeln für die Benennung der Legierungen sind im Anhang unter A.3 zu finden.

Tab. 7.3 Al und Al-

DIN EN

Bezeichnung

Legierungen – Chemische

Bezeichnungssysteme

Zusammensetzung und Form

573-1/04
mit Werkstoffnummern
von Halbzeug

573-2/94
mit chemischen Symbolen

573-3/13

Chemische Zusammensetzung

C Formen von Halbzeug

515/93

Bezeichnung der Werkstoffzustände

7.2

Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

287

Tab. 7.4 Bezeichnung von Produkten aus NE-Metallen

Legierung

Zustanda

Erzeugnis

Werkstoffnummern oder

Zustandsbezeichnungen

Abmessungen und Norm
chemische Symbole geben (mit Bindestrich angehängt) geben
der Erzeugnisform
die Zusammensetzung an

Herstellungsart, Wärmebehandlung,

(Bleche und Bänder,

Festigkeit oder Härte an

Rohre, Stangen usw.)

a Die Herstellungsart prägt den Gefügezustand entscheidend und legt damit die Eigenschaften des

Produktes fest.

Tab. 7.5 Einfluss von

Werkstoff

R m=MPa

R p0;2=MPa

A=%

Verunreinigungen auf die

Al99,8

55

20

25

Eigenschaften bei Al-

Al99

75

30

18

Strangpressprofilen

7.2.2

Werkstoff

Für Metalle werden die chemischen Symbole verwendet. Wenn es auf die Reinheit an-
kommt (Korrosionsbeständigkeit, Duktilität, elektrische Leitfähigkeit), wird der Metall-
gehalt in Prozenten nachgestellt.

Beispiele für Bezeichnung reiner Metalle

Al99,9 Aluminium mit 99,9 % Metallgehalt,

Ni99,2 Nickel mit 99,2 % Metallgehalt.

Verunreinigungen bewirken eine Zunahme der Festigkeit und Härte mit Abnahme der

Bruchdehnung (Tab. 7.5).

In anderen Fällen werden nach den jeweiligen Normen Zählziffern angehängt.

Beispiel für Bezeichnung mit Zählziffern

Bezeichnung von unlegiertem Titan. DIN 17850/90: 4 Sorten T1, T2, T3, T4 mit stei-
gendem O-Gehalt.

7.2.3

Zustandsbezeichnungen

Nachgestellte Symbole (z. B. für Aluminium Tab. 7.12) können entweder keine bestimm-
ten oder aber gewährleistete Festigkeits- oder Härtewerte markieren. Für einige Werk-
stoffgruppen (Al- und Cu-Legierungen) sind DIN EN-Normen erschienen, die mit neuen

Bezeichnungssystemen arbeiten (Anhang, Tab. A.9, A.11).

Die Festigkeitsstufen werden häufig durch Kaltverfestigung beim Umformen erzielt.

Die Zahlen in Tab. 7.6 zeigen, dass dabei die Bruchdehnung sinkt. Rückglühen steigert
sie wieder, ohne dass die Festigkeit stark abfällt (Bedeutung der Anhängezeichen Anhang,

Tab. A.9).

288

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.6 Zustände bei Al 99,8a

Kurzzeichen

R m

R p0;2

A

Biegeradius r

MPa

%

Al99,8 –O

80. . . 90

15

18

0t

–H12

80. . . 120

55

7

0;5t

–H22

80. . . 120

50

11

0;5t

–H14

100. . . 140

70

5

1;0t

–H16

110. . . 150

80

3

1;0t

–H18

125

105

2

2;5t
a Erzeugnisdicke, Blech t D 1;5 mm

Die Metalle Blei, Zinn und Zink können nicht auf diese Weise in Halbzeugen mit er-
höhter Festigkeit geliefert werden, da sie bei Raumtemperatur rekristallisieren.

Neben Normbezeichnungen sind für viele NE-Metalllegierungen noch überlieferte Na-
men in Gebrauch, wie z. B. Messing, Bronze, Neusilber, Rotguss, auch nicht genormte

Legierungen unter meist geschützten Namen.

Beispiele für Handelsnamen

Ni-Werkstoffe: Inconel r, Nimocast r, Nimonic r, Coronel r, Nicorros r, Magnifer r,

Cu-Werkstoffe: Carobronze r, Nidabronze r,

Al-Werkstoffe: Alufont r, Durfondal r, Veral r.

Legierungen auf der Basis von Al, Cu, Mg, Ni und Ti werden nach der Art der Verar-
beitung eingeteilt in Knetlegierungen und Gusslegierungen.

7.2.4

Knetlegierungen

Kneten ist ein Oberbegriff für die Umformverfahren, z. B. Walzen, Ziehen, Fließpressen,

Strangpressen u. a.

Lieferformen der Knetlegierungen sind Bleche und Bänder, Stangen, Rohre, Drähte,

Strangpressprofile und Barren zum Gesenk- und Freiformschmieden mit jeweils eigenen

Normen.

Hauptanforderung ist gute Umformbarkeit kalt oder warm. Das ist bei homogenem Ge-
füge der Fall, d. h. wenn die LE in Mischkristallen vollständig gelöst vorliegen. Dann ist
allerdings eine Zerspanung schwierig. Knetlegierungen neigen dabei zum Schmieren, d. h.

ergeben raue Oberflächen. In den Zuständen mit höherer Festigkeit (halbhart, hart) ist die

Zerspanbarkeit erleichtert. Für Teile mit größeren Zerspanungsarbeiten sind Automaten-
legierungen günstiger.

7.2

Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

289

Automatenlegierungen haben Anteile von Pb oder S und lassen sich ähnlich wie Au-
tomatenstähle leichter und mit wenig rauer Oberfläche zerspanen. Die Kurzzeichen dieser

Sorten enthalten ein nachgestelltes Pb, evtl. mit Prozentzahl.

Normalsorte

CuZn37

Automatensorte CuZn36Pb1,5.

7.2.5

Gusslegierungen

Hauptanforderungen sind leichte Gießbarkeit und leichte Zerspanbarkeit. Gusslegierun-
gen haben deshalb andere Analysen als Knetlegierungen und meist heterogene Gefüge.

Die sprödere Kristallart wirkt damit von selbst spanbrechend. Die Sorten sind oft eutek-
tisch oder naheutektisch mit niedrigen Schmelztemperaturen und Schwindungen.

Die Gießart (Tab. 7.7) beeinflusst das entstehende Gefüge und damit die mechanischen

Eigenschaften (Tab. 7.8). Gewährleistete Abnahmewerte gelten für größere Wanddicken.

Je nach Erstarrungsbedingungen lassen sich höhere Werte erzielen (Rücksprache mit der

Gießerei!).

Kokillenguss erstarrt durch die höhere Wärmeleitung in der Metallform schneller und
feinkörniger als Sandguss.

Schleuderguss besitzt dichtere Gefüge, weil Gasblasen und Schlackenteilchen unter

Wirkung der Fliehkraft innen verbleiben (z. B. bei Zahnkränzen).

Strangguss weist ähnlich gute Werte auf (Tab. 7.8).

Druckguss hat durch das verwirbelte Einströmen in die Form Lufteinschlüsse und da-
durch geringe Bruchdehnung und keine Schweißeignung.

Festigkeitswerte der genormten Gusslegierungen werden an Probestäben ermittelt, de-
ren Herstellung mit dem Gusslieferanten zu vereinbaren ist:

Abgießen der Charge in getrennter Form,

Angießen von Probeleisten für die Probe,

Herausarbeiten aus dem Gussteil (Stichprobe).

Neue Gießverfahren ergeben höhere Zähigkeit und Schweißeignung: Niederdruck-

Gießen, Vakuum-Druckguss, Squeeze-Casting und Thixoguss (Gießen im halbfest-
flüssigen Zustand).

Tab. 7.7 Anhängezeichen

Gießart

Anhängezeichen
für die Gießart nach DIN EN

Sandguss

–GS

1982/08

Kokillenguss

–GM

Druckguss

–GP

Strangguss

–GC

Schleuderguss

–GZ

290

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.8 Einfluss der Gießart

Gießart

R m

R p0;2

A

HBW10
auf die Eigenschaften von

MPa

%

CuAl10Ni

Sandguss

600

270

12

140

Kokillenguss

600

300

14

150

Schleuderguss

700

300

13

160

Strangguss

700

300

13

160

Tab. 7.9 Zusammensetzung

Stoff

Al2O3

Fe2O3

SiO2

H2O
des Bauxits

Anteil in %

55. . . 65

. . . 28

. . . 7

12. . . 30

7.3

Aluminium

7.3.1

Vorkommen und Gewinnung

Wichtigster Rohstoff ist der Bauxit (Tab. 7.9), nach dem Ort Les Baux südlich von Avi-
gnon benannt, wo dieses Verwitterungsgestein erstmals abgebaut wurde (Entdeckung

1821).

Hauptlagerstätten sind in Südfrankreich, Ungarn, dem ehemaligen Jugoslawien, Grie-
chenland, Indien, Brasilien und Westafrika.

Aufbereitung

Dieses Erz muss zunächst von den Fremdstoffen befreit werden. Abbildung 7.1 zeigt den

Ablauf des BAYER-Verfahrens (1892).

Durch Behandlung mit heißer Natronlauge NAOH wird das Al-Oxid in die wasserlös-
liche Verbindung Natriumaluminat NaAl(OH)4 umgewandelt. Sie kann durch Filtrieren
von den anderen unlöslichen Stoffen getrennt werden. Der eisenhaltige Filterrückstand,
als Rotschlamm bezeichnet, wird von den Hochofenwerken und der keramischen Indus-
trie abgenommen.

Aus der Aluminatlösung wird durch Kristallisation das Al-Hydroxid Al(OH)3 gewon-
nen, gewaschen und in Drehrohröfen geglüht (kalziniert). Dabei wird Wasser ausgetrieben
und technisch reine Tonerde Al2O3 bleibt zurück. Sie ist das Einsatzmaterial für den nach-
folgenden Reduktionsprozess zu Primär-Aluminium.

Neben dem Primär-Aluminium aus Bauxit hat das Sekundär-Aluminium aus dem

Recycling sogar einen größeren Anteil an der Gesamterzeugung in der Bundesrepublik

Deutschland von 1,07 Mt.

Im Jahr 2011 primär 432.500, sekundär 634.400 (aluinfo.de).

Schmelzfluss-Elektrolyse

Al und die anderen Metalle der ersten beiden Gruppen des PSE (Be, Ca, K, Mg und Na)

haben zum Sauerstoff eine viel größere Bindungsenergie (D -wärme) als der Kohlenstoff.

Die endotherme Energie, welche die Reduktion erfordert, muss deshalb vom elektrischen

Strom aufgebracht werden.

7.3

Aluminium

291

Abb. 7.1 BAYER-Verfahren,

Bauxit
schematisch

NaOH, konz.

Mischer

Rohrreaktor

250 °C/40 bar

Rotschlamm

+NaAl(OH)4

Rotschlamm

Eindicker

90°

Eindampfer

Impfung mit

Ausrührer

Kühlung

Al(OH)3

Al(OH)

+NaOH

3

NaOH - Rück-

Filter
lauf

Al(OH)3

Al(OH)

H O

2

Kalzinierofen

1300 °C

Aluminiumoxid Al O

2

3

Die technische Herstellung des Al war erst dann möglich, als elektrische Energie wirt-
schaftlich mit der Dynamomaschine erzeugt werden konnte (Siemens 1866).

Das Verfahren wird in Wannenöfen mit Kohlestampfmasse (Kathode) durchgeführt

(Abb. 7.2, Tab. 7.10). Das Al-Oxid (Tm > 2000 °C) muss dazu geschmolzen werden.

Flussmittel ist Kryolith, der Al-Oxid bei einer Arbeitstemperatur von 950 °C löst (1886
von Heroult entdeckt). Bei 5 V Gleichspannung und 70. . . 140 kA Strom werden die Al-

Ionen an der Kathode reduziert.

Abb. 7.2 Wannenofen zur

Schmelzfluss-Elektrolyse des

Aluminiums

292

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.10 Stoff- und Energiebilanz für die Erzeugung von 1 t Aluminium (Al-Zentrale)

Verfahrensschritt

Rohstoffe

Energie-Bedarf

Oxid-Gewinnung

4 t Bauxit ergeben 2 t Al-Oxid

8400 kWh

Wärmeenergie

Elektrodenherstellung

0,55 t Petrolkoks C Steinkohlenteerpech 85 kWh

Wärmeenergie

Schmelzfluss-

2 t Al-Oxid C 0,05 t Kryolith

13.500 kWh Gleichstrom

Elektrolyse

0,5 t Elektrodenverbrauch

Als Anoden dienen Kohleblöcke. Das frei werdende O bindet den Kohlenstoff zu CO.

Das flüssige Al sammelt sich am Boden und wird periodisch abgepumpt, verbrauchtes

Al-Oxid ebenso nachgefüllt.

7.3.2

Einteilung der Al-Knetwerkstoffe

Die Al-Knetwerkstoffe sind in DIN EN 573 genormt. Die Einteilung in 8 Legierungsserien

1000 bis 8000 nach den Hauptlegierungselementen (Tab. 7.11) folgt dem Internationalen

Legierungsregister der Aluminium Association (AA).

Gegenüber der veralteten Norm DIN 1725 hat sich die Anzahl der Sorten erhöht

(Tab. 7.11), weil zu den Originalsorten zahlreiche nationale Varianten und Legierungs-
abwandlungen kommen. Sie haben nur geringe Unterschiede zum Original. Zahlreiche

Sorten werden nur in kleinen Mengen und für spezielle Anwendungen hergestellt (z. B.

Luftfahrtwerkstoffe).

Das Herstellverfahren bestimmt den Zustand des Erzeugnisses und damit seine mecha-
nischen Eigenschaften. Sie sind in den Normen (Tab. 7.15) festgelegt und werden durch
die angehängten Zustandszeichen (Tab. 7.12) markiert.

Die früheren F-Zahlen (1=10Rm) nach DIN werden heute nicht mehr verwendet, son-
dern Symbole aus Buchstaben und Ziffern. Zwischen dem Zustand geglüht (weich) und
der höchsten Verfestigung vollhart sind drei Stufen der Verfestigung zwischengeschaltet

(viertel-, halb- und dreiviertelhart) und durch die zweite Ziffer hinter dem H gekennzeich-

Tab. 7.11 Gliederung der Al-Legierungen nach chemischer Zusammensetzung (DIN EN 573-3/13)

Leg.-serie

Haupt-LE

Weitere LE

Sorten Anzahla

1 xxx

Al

Al >99 %, unlegiert

7

(17)

2 xxx

Cu

Mg, Mn, Bi, Pb, Si

10

(17)

3 xxx

Mn

Mg, Cu

5

(15)

4 xxx

Si

Mg, Bi, Fe, CuNi

10

(14)

5 xxx

Mg

Mn, (Cr, Zr)

14

(54)

6 xxx

MgSi

Mn, Cu, Pb

13

(33)

7 xxx

Zn

Mg, Cu, Ag, Zr

26

(27)

8 xxx

Sonstige

Fe, FeSi, FeSiCu

8

(13)

a Originalsorten (Gesamtzahl in Klammern)

7.3

Aluminium

293

Tab. 7.12 Zustandsbezeichnungen DIN EN 515/93

Symbola

Bedeutung

-F

Herstellungszustand, keine Grenzwerte der mechanischen Eigenschaften

-O

Weichgeglüht (O1, O2, O3)

-H1

-H12

Nur kaltverfestigt

(viertelhart)

-H14

(halbhart)

-H16

(dreiviertelhart)

-H18

(vollhart)

-H2

Kaltverfestigt und rückgeglüht

-H3

Kaltverfestigt und stabilisiert

-H4

Kaltverfestigt und einbrennlackiert

-W

Lösungsgeglüht (instabiler Zustand)

-T4

Lösungsgeglüht C kaltausgehärtet

-T6

Lösungsgeglüht C warmausgehärtet
a -H2, -H3 und -H4 ebenfalls mit 2, 4, 6, 8 oder 9 kombinierbar. Anhang, Tab. A.9, A.10
net. Die Festigkeitswerte lassen sich daraus nicht ablesen, sie sind Teil der jeweiligen

Erzeugnisnormen.

7.3.3

Unlegiertes Aluminium, Serie 1000

Al bildet wegen seiner großen Affinität zum Sauerstoff an der Luft eine dünne, aber dich-
te, festhaftende Oxidschicht, die ihr Kristallgitter auf dem des Grundwerkstoffes aufbaut

(Epitaxie) und die es vor weiterem Angriff schützt. Laugen und manche Säuren (HCl) und

Salze (Halogenide) lösen sie auf. Dagegen ist Al nicht beständig. Die Oxidschicht kann
durch anodische Oxidation verstärkt werden.

Die Tabellen 7.13 und 7.14 geben einen Überblick über die Eigenschaften von Aluminium und die Werkstoffkennwerte reinen Aluminiums.

Unlegiertes Aluminium wird für Lager- und Transportfässer, Verpackungsmittel, Haus-
und Küchengerät, elektrische Leitwerkstoffe für Kabel, Stromschienen und Freileitungen

(hartgezogen), Kondensatoren und Kabelmäntel verwendet, außerdem für eloxierte Halb-
zeuge im Bauwesen und Fahrzeugbau zur Dekoration und hochglänzend für Reflektoren,

Plattierwerkstoff für Al-Legierungen. Al ist Reduktionsmittel (Granulat) für hochschmel-
zende Metalle (Thermit-Verfahren), Al- Pulver für Farben (Hammerschlaglack).

Tab. 7.13 Aluminium-Eigenschaften

C

Niedrige Dichte (2;7 kg=dm3), hohe Witterungsbeständigkeit, elektrische Leitfähigkeit
hoch, Wärmeleitfähigkeit hoch (Wärmetauscher), Polierbarkeit, anodisch oxidierbar

Niedrige Festigkeit und Steifigkeit, hohe Wärmeausdehnung (Verzug), hohe Wärmeleit-
fähigkeit (Verbrennungsgefahr), unbeständig gegen basische Stoffe; Löten u. Schweißen
nur mit Flussmittelna
a Flussmittel sollen den Schmelzpunkt von Al2O3 herabsetzen (>2000 °C). Beim Elektroschweißen
ist das Flussmittel in der Umhüllung der Elektrode enthalten.

294

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.14 Werkstoffkennwerte

Festigkeiten

Temperaturen
des Rein-Al

Rm

40. . . 80 MPa

Schmelzen

660 °C

Rp0;2

10. . . 30 MPa

Warmumformung

300. . . 500 °C

E

72 GPa

Rekristallisieren

>150 °C

G

27 GPa

Härte

12. . . 20 HBW 2,5

7.3.4

Aluminiumknetlegierungen

Wirkung der Legierungselemente

Die LE sollen die niedrige Dehngrenze anheben, ohne dass die Korrosionsbeständigkeit
verloren geht. Das kfz-Al-Gitter kann nur wenige Prozente dieser LE als Substitutions-
atome lösen und Mischkristalle bilden. Die Fremdatome erhöhen den Widerstand gegen

Versetzungsbewegung und damit die Dehngrenze bei Erhalt der Verformbarkeit.

Wichtige LE sind Mn, Mg, Si, Cu und Zn, die bei höheren Anteilen mit dem unge-
lösten Teil Intermetallische Phasen bilden, die hart und spröde sind. Durch sie wird Härte
und Festigkeit erhöht, jedoch geht die Verformbarkeit verloren. Knetlegierungen enthalten
deshalb wenig LE, insgesamt meist 3. . . 5 % (Cu evtl. mehr).

Al-Mischkristalle haben eine mit sinkender Temperatur abnehmende Löslichkeit

(Abb. 2.70). Bei der Abkühlung finden sekundäre Ausscheidungen statt (bei langsa-
mer Abkühlung Segregate an den Korngrenzen). Dadurch sind einige Legierungstypen
aushärtbar.

Die Aushärtung ist für Al-Legierungen sehr wichtig. Erst dadurch kommen sie in den

Festigkeitsbereich der unlegierten Stähle und ermöglichen Leichtbaukonstruktionen. Nur
die Legierungen der Reihen 2000, 6000 und 7000 sind aushärtbar.

Korrosionsbeständigkeit

Das edlere Element Cu vermindert schon in Anteilen ab 0,1 % die hohe Beständigkeit
des reinen Al durch sehr edle Cu-reiche Ausscheidungen. AlCu-Legierungen sind deshalb
i. d. R. nicht ausreichend witterungsbeständig. Sie können als Blech und Band mit Rein-Al
plattiert geliefert werden.

I

Hinweis Beim Recycling von Al-Schrott kann Cu nicht entfernt werden. Dieses

Umschmelzaluminium wird bei der Herstellung als Verschnitt für das Primärme-
tall verwendet. Die so erschmolzenen Gusslegierungen enthalten höhere Antei-
le an Cu als solche aus Primärmetall, Kennzeichnung erfolgte durch ein nachge-
stelltes (Cu).

Oberflächenbehandlung

Bei allen Al-Legierungen lässt sich die natürliche Oxidschicht verstärken. Sie ist elek-
trisch isolierend, hart und mikroporös, sodass sie Farben und Schmiermittel in geringem

Maße festhalten kann.

7.3

Aluminium

295

Tab. 7.15 Erzeugnisformen für Al-Knetlegierungen , Normen für mechanische Eigenschaften

Erzeugnisformen

Normen

Werkstoff-

Erzeugnisformen

Normen

Werkstoff-

DIN EN
seriena

DIN EN
seriena

Gesenkschmiede-

586-2/94

2000, 5000

Stranggepresste

755-2/13

Außer 4000
stücke, Vormaterial 603-2/96

6000, 7000

Stangen, Rohre,

(9 Teile)

und 8000

Profile

Drähte, bes. An-

1715-2/08

Alle bis

Bleche, Bänder,

485-2/13

Alle
forderg. f. d. elektr.

auf 4000

Platten

Reihen

Verwendg.

Gezogene Stangen, 754-2/13

1000, 2000

Folien,

546-2/06

1000, 6000

Rohre

(8 Teile)

5000, 6000

Butzen zum

(4 Teile)

1000, 6000

7000

Fließpressen TL

570/07

Vormaterial für

683-2/06

1000, 3000

HF-längsnaht-

1592-2/97

3000, 5000.

Wärmetauscher

6000, 8000
geschweißte Rohre

(6000) 7000
a jeweils die Hauptsorten innerhalb der Serien

Dekorativ wirkende Schichten (gleichmäßige Färbung und hochglänzend) lassen sich
nur mit bestimmten Sorten erzielen (Glänzlegierungen mit 99,5 % Al, Mg und ohne Cr),

Verschleißschutzschichten (hartanodisieren) auf allen Sorten.

Chemische Oxidation in sauren oder alkalischen Bädern nach verschiedenen paten-
tierten Verfahren erzeugt Chromat- oder Phosphat-Schichten von 1. . . 3 µm Dicke in ver-
schiedenen Farbtönen. Viele dienen als Haftgrund für Farbanstriche (Alodine-, Bonder-
und andere Verfahren).

Anodische Oxidation in schwefelsauren Bädern erzeugt Schichten bis zu 60 µm
mit hoher Verschleiß- und Korrosionsbeständigkeit (Härte HV D 1100) nach Eloxal-,

Veroxal-Verfahren.

I

Hinweis Für Kontakte mit Lebensmitteln ungeeignet sind Legierungen der Rei-
hen 2000, 7000 sowie Pb-, Bi- und Li-haltige Sorten.

7.3.4.1

Nicht aushärtbare Legierungen

Diese Sorten erhalten höhere Festigkeiten durch die Mischkristallverfestigung der LE in

Verbindung mit der Kaltverfestigung, die sich bei der Herstellung einstellt, z. B. Kaltwal-
zen von Blech.

Die Festigkeiten im Halbzeug liegen zwischen 100. . . 310 MPa je nach Legierung und
dem Grad der Kaltumformung. Ein Schweißen führt zum Festigkeitsabfall in der WEZ.

Serie 3000 Al Mn (CMg)

Eigenschaften wie bei Al 99,9 mit etwas höheren Festigkeiten und Beständigkeit gegen

Alkalien. Gut löt-, schweiß- und kaltumformbar. Mn erhöht die Rekristallisationsschwelle
und dadurch die Warmfestigkeit.

296

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.16 Al-Legierungen der 3000er Serie

Stoff-

Sorten EN AW

R m

A 50 mm

(Werte für Blech 0,5. . . 1,5 mm)

Nr.

Chemische Symbole mit

MPa

%

Beispiele

Zustandsbezeichnung

3103

AlMn1-F

(W9)

90

19

Dächer, Fassadenbekleidung, Profile

AlMn1-H28

(F21)

185

2

Niete, Kühler, Klimaanlagen, Rohre,

3004

AlMn1Mg1-O

(W16)

155

14

Fließpressteile

AlMn1Mg1-H28

(F26)

260

2

Getränkedosen, Bänder für Verpa-
ckung

Tab. 7.17 Al-Legierungen der 5000er Serie

Stoff-

Sorten EN AW

R m

A 50 mm Beispiele

Nr.

Chemische Symbole mit

MPa

%

Zustandsbezeichnung

5005

Al Mg1-O

100. . . 145

22

Fließpressteile, Metallwaren

5049

Al Mg2Mn0,8-O

190. . . 240

8

Bleche für Fahrzeug- u. Schiffbau

-H16

265. . . 305

3

5083

Al Mg4,5Mn0,7-O

275. . . 350

15

Formen (hartanodisiert), Schmiedeteile

-H26

360. . . 20

2

Maschinengestelle, Tank- u. Silofahr-
zeuge

Anwendung für Dachdeckung und Fassaden, Geräte der Nahrungsmittelindustrie,

Kernwerkstoff von lotplattiertem Blech für Wärmetauscher, MnMg-legierte Sorten für

Blechverpackungen.

Einen Überblick über die Aluminium-Legierungen der 3000er Serie gibt Tab. 7.16.

Serie 4000 Al Si (CFe, Mg, Ni)

Si erniedrigt den Schmelzpunkt (bei 12,5 % eutektischer Punkt) und ist mit 0,8. . . 13,5 %
enthalten. Eine aushärtbare Sorte (Al Si1Fe) wird für Bleche eingesetzt.

Anwendung für Schweißzusatzdrähte (wenig Si), Schmiedekolben:

4032 [Al Si12,5MgCuNi] mit geringer Wärmedehnung, Lotplattierung: 4343 [Al Si7,5]

oder 4045 [Al Si10] auf 3103 [Al Mn1] für Wärmetauscherbleche.

Serie 5000 Al Mg (+Mn)

Erhöhte Korrosionsbeständigkeit gegen Seewasser, stärker verfestigend als AlMn. Gute

Schweißeignung bei > 2;5 % Mg-Gehalt, bei niedrigen (Mg C Mn)-Gehalten gut kalt-
formbar.

Anwendung für statisch beanspruchte Konstruktionsteile im Fahrzeug- und Schiffbau

(Bootsrümpfe), Untertagegeräte. Mn ergibt höhere Festigkeit bei Strangpressprofilen und
bessere Warmfestigkeit gegenüber AlMg-Sorten.

Einen Überblick über die Aluminium-Legierungen der 5000er Serie gibt Tab. 7.17.

7.3

Aluminium

297

Tab. 7.18 Al-Legierungen der 6000er Serie

Stoff-

Sorten EN AW

R m

A 50 mm Werte jeweils für das Beispiel

Nr.

Chemische Symbole mit

MPa

%

Zustandsbezeichnung

6060

Al MgSi-T4

130

15

Strangpressprofile aller Art, Fließpressteile

6063

Al Mg0,7Si-T6

280

Pkw-Räder u. Pkw-Fahrwerkteile

6082

Al MgSi1gMn-T6

310

6

Schmiedeteile, Sicherheitsteile am Kfz

6012

Al MgSiPb-T6 (F28)

275

8

Automatenlegierung, Hydraulik-

Steuerkolben

7.3.4.2

Aushärtbare Legierungen

Zustandsbezeichnungen T1. . . T9 (Tab. A.9) geben die Art der Wärmebehandlung an.

I

Hinweis In Gebrauch sind auch noch die älteren Bezeichnungen: ka für kalt-
ausgehärtet und wa für warmausgehärtet.

Serie 6000 Al MgSi (CMn, Cu)

Kalt- und warmaushärtbare Legierungen, davon 4 für die Elektrotechnik. Die Aushärtung
wird durch die Phase Mg2Si bewirkt. Die Sorten sind schweißbar, korrosionsbeständig, je-
doch nicht dekorativ anodisierbar. Die beiden niedrigerlegierten Sorten sind besser strang-
pressbar.

Anwendung für Profile für alle Zwecke im Bauwesen, für Fahrzeug- und Schiffsauf-
bauten, Wärmetauscher, Rolltore, Waggontüren, Höckerplatten für transportable Brücken.

Schmiedelegierung 6082 für Beschläge an Fördergeräten. Sonderlegierungen für Karos-
seriebleche enthalten etwas Cu zum Vermeiden von Fließfiguren beim Tiefziehen.

Einen Überblick über die Aluminium-Legierungen der 6000er Serie gibt Tab. 7.18.

Serie 2000 Al Cu (CMg, Mn, Si, Pb)

Hochfeste Legierungen mit hoher Bruchdehnung (max. 13 %). Sie werden kaltausgehär-
tet (T4) eingesetzt, durch den Cu-Gehalt haben sie nur geringe Korrosionsbeständigkeit,
besonders im Zustand warmausgehärtet (T6). Verbindung durch Nieten, Druckfügen u. a.,
da beim Schweißen eine Entfestigung eintritt.

Anwendung für hochbeanspruchte Bauteile im Fahrzeug-, Ingenieur- und Maschi-
nenbau, wenn die geringe Korrosionsbeständigkeit nicht stört: Zahnräder, Pressbleche,

Formwerkzeuge für Kunststoffe (hartanodisiert), Bleche und Schmiedeteile für Flugzeug-
bau, Grubenstempel, Schildvortrieb für Grubenausbau.

Einen Überblick über die Aluminium-Legierungen der 2000er Serie gibt Tab. 7.19.

Die Automatenlegierungen werden nur in Form von Stangen und Rohren geliefert und
haben warmausgehärtet ausreichende Beständigkeit.

Serie 7000 Al Zn (CMg,Cu)

Konstruktionslegierungen höchster Festigkeit mit geringerer Beständigkeit. Für die Luft-
fahrt werden deshalb Bleche mit AlZn1 plattiert. Die Anwendung ist ähnlich wie die

298

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.19 Al-Legierungen der 2000er Serie

Stoff-

Sorten EN AW

R m

A 50 mm Werte jeweils für das Beispiel

Nr.

Chemische Symbole mit

MPa

%

Zustandsbezeichnung

2117

AlCu2,5Mg-T4

310

12

(Drähte <14 mm), Niete, Schrauben

2017A AlCu4MgSi-T42

390

12

Platten für Vorrichtungen, Werkzeuge

2024

AlCu4Mg1-T42

420

8

(Blech <25 mm), Flugzeuge, Sicherheits-
teile

2014

AlCu4SiMg-T6

420

8

(Schmiedestücke), Bahnachslagergehäuse

2007

AlCuMgPb-T4

340

7

Automatenlegierung, Drehteile

Die Nietlegierung AlCu2,5Mg kann im kaltausgehärteten Zustand geschlagen werden.

Tab. 7.20 Al-Legierungen der 7000er Serie

Stoff- Sorte EN AW

R a
m

A

(Werte für Bleche <12 mm) Beispiele

Nr.

Chemische Symbole mit

MPa

%

Zustandsbezeichnung

7020

AlZn4,5Mg1-O

220

12

Cu-frei, nach dem Schweißen

-T6

350

10
selbstaushärtende Legierung

7075

AlZn5,5MgCu -O

275

10

Bleche und Bänder

-T6

525

6

7022

AlZn5Mg3Cu-T6

450

8

Maschinengestelle,
überaltert (T7) gut

7075

AlZn5,5MgCu-T6

545

8

Schmiedeteile
beständig gegen SpRK
a Mindestwerte der Zugfestigkeit

Reihe AlCu: Gesenk- und Frästeile für den Flugzeugbau, hartanodisierte Formen zum

Tiefziehen von Al-Blech.

Einen Überblick über die Aluminium-Legierungen der 7000er Serie gibt Tab. 7.20.

7.3.5

Aluminium-Gusslegierungen

Bei Gusslegierungen wird die Festigkeitssteigerung durch Mischkristallverfestigung der

LE bewirkt, zusätzlich durch Feinkornverfestigung über die Ausbildung möglichst fein-
körniger Gefüge.

Veredeln von AC-AlSi12 ist eine metallurgische Behandlung der Schmelze mit Na-

Metall oder Salzen. Diese stören die Kristallisation, sodass Unterkühlung auftritt und ein
feinkörniges Eutektikum entsteht. Andere Sorten werden zum gleichen Zweck mit Al-

Borid, TiC oder ZrC geimpft.

Auch die Gießart hat Einfluss auf das Gefüge. Durch schnellere Abkühlung beim Ko-
killenguss (K) wird gegenüber Sandguss (S) ein feinkörnigeres Gefüge erzeugt, Festigkeit
und Bruchdehnung steigen.

7.3

Aluminium

299

Tab. 7.21 Aluminium-Gusslegierungen, DIN EN 1706/10, Auswahl aus 37 Sorten

Kurzname, Gießart Gießart,

R m

R p0;2 A

HBW Gießen b

Bemerkungen

Stoff-Nr. nach

Zustanda MPa MPa

%

Schweißen

DIN EN 1706/10

Polieren

EN AC

Beständigkeit

-AlCu4MgTi

S

T4

300

200

5

90

C/D D B D

Einfache Gussstücke

S, K, L

K

T4

320

220

8

90
hochfest und -zäh,

-21000

L

T4

300

220

5

90

Waggonrahmen und

-fahrgestelle

-Al Si7Mg0,3

S

T6

230

190

2

75

B

B C B

Sicherheitsbautei-

S, K, L

K

T6

290

210

4

90
le: Hinterachslenker,

-42100

250

180

8

80

Vorderradnabe, Brems-

T64
sättel, Radträger

-Al Si10Mg(a)

S

F

150

80

2

50

A

A D B

Motorblöcke, Wandler-

S, K

K

F

180

90

2,5

55
und Getriebegehäuse,

-43000

K

T6

260

220

1

90

Saugrohr für Kfz

-Al Si12(a)

S

F

150

70

5

50

A

A D B

Dünnwandige, stoß-

S, K

K

F

170

80

6

60
feste Teile aller Art

-44200

-Al Si8Cu3

S

F

150

90

1

60

B

B C D

Warmfest bis 200 °C,

S, K, D

K

F

170

100

1

100
für dünnwandige Teile,

-46200

Kfz-Kurbelgehäuse

-Al Si12CuNiMg

K

T5

200

185

< 1

90

A

A C C

Erhöhte Warmfes-

-48000

K

280

240

< 1 100
tigkeit bis 200 °C,

T6

Zylinderkopf

-Al Mg3

S

F

140

70

3

50

C/D C A A

Beschlagteile für Bau-

-51100

S, K

K

F

150

70

5

50
u. Kfz-Technik, Schiff-
bau
a Gießart: S: Sandguss; K: Kokillenguss, D: Druckguss, L: Feinguss. Das Zeichen wird nachgestellt!

Beispiel: EN 1706 AC-AlCu4MgTiKT4 oder EN 1706 AC-21000KT4: bedeutet Kokillenguss (K),
kaltausgehärtet (T4). Zustände Tab. A.16 Anhang.

b Wertung: A ausgezeichnet, B gut, C annehmbar, D unzureichend.

Eigenschaftsvergleiche Al Si10Mg(a) (Tab. 7.21 in Zeile 3) Die Festigkeitswerte gelten
für Sandguss (S) im Gusszustand (F), desgl. für Kokillenguss (K) und warmausgehärtet

(T6).

Durch Teilchenverfestigung (Aushärten) wird eine weitere Steigerung der Dehngrenze
erreicht, wobei die Bruchdehnung wieder sinkt.

Durch eine Teilaushärtung (T64) lässt sich eine etwas geringere Dehngrenze mit höhe-
rer Bruchdehnung kombinieren (hierzu auch Al Si7Mg0,3 in Tab. 7.21).

DIN EN 1706/10 gliedert die Sorten nach steigenden Werkstoffnummern. Die Zahl der

Sorten wurde auf 37 erhöht (davon 7 für Fein- und 9 für Druckguss, Tab. 7.21).

300

7

Nichteisenmetalle

7.3.6

Aushärten der Aluminium-Legierungen

Der Aushärtungseffekt wurde 1906 von A. Wilm an AlCuMg-Legierungen entdeckt und
später von weiteren Forschern an vielen anderen Legierungen. Das Leichtmetall Al ist erst
dadurch zum wichtigen Werkstoff für Leichtbaukonstruktionen geworden.

I

Hinweis Das Prinzip des Aushärtens ist die Dispersionsverfestigung (Abschn. 2.3.4).

Die Wärmebehandlung Aushärten ist auch in Abschn. 5.4 zu finden.

Die Eigenschaftsänderungen entstehen durch kleinste Teilchen, die sich bei einer Wär-
mebehandlung innerhalb der Mischkristalle bilden.

Eigenschaftsverbesserungen bei Al-Legierungen sind (Tab. 7.21, Zustände T4, T6):

Erhöhung der niedrigen Streckgrenze,

Geringerer Abfall der Zähigkeit als bei kaltverfestigten Legierungen, dadurch gleich-
zeitig höhere Dauerfestigkeit.

Voraussetzungen für die Aushärtung sind:

Aushärtbare Legierungen müssen ein Zustandsschaubild mit einem MK-Gebiet besit-
zen, die Löslichkeit muss mit sinkender Temperatur abnehmen. Zustandsschaubil-
der dieser Art (Abb. 2.70) ähneln dem EKD mit dem Austenitgebiet. Dort sinkt die

C-Löslichkeit von ca. 2 % an der Solidus-Linie bis auf 0,8 % bei 723 °C.

Erzeugung eines übersättigten und damit instabilen MK-Gefüges durch Lösungsbe-
handeln (Erwärmen und Halten im MK-Gebiet und sofortiges Abschrecken). Erwär-
men erhöht die Anzahl der Leerstellen und damit die Löslichkeit für die LE. Das

Halten soll eine homogene Verteilung der LE-Atome erreichen. Die bei langsamer

Abkühlung ausgeschiedenen sek. Kristalle von Al2Cu lösen sich vollständig im Mk.

Abschrecken „friert“ diesen Zustand ein. Das geschrumpfte Kristallgitter erzeugt einen

Druck auf die zwangsgelösten LE-Atome.

Abhängig von Temperatur und Zeit wird danach langsam oder schneller der Zwangszu-
stand durch Platzwechsel der LE-Atome abgebaut. Diese Phase – das Auslagern – kann
bei RT (Kaltauslagern) oder höheren Temperaturen stattfinden (Warmauslagern).

Dabei entstehen Ausscheidungen mit unterschiedlichen instabilen Zwischenzustän-
den (Strukturen in Abschn. 2.3.4, Abb. 2.44) und wachsender Größe und bewirken damit unterschiedliche Eigenschaftsänderungen.

I

Wichtig Das Maximum der Festigkeitssteigerung ist bei einer bestimmten

Kombination aus Teilchengröße und -abstand erreicht.

7.3

Aluminium

301

Abb. 7.3 Aushärtung von Al

CuMg. Anstieg der Streck-
grenze beim Kaltauslagern
unter verschiedenen Tempera-
turen

Bei niedrigen Temperaturen ist die Diffusion erschwert. Es entstehen feinverteilte,
scheibenförmige, zunächst kohärente Strukturen:

GP-Zonen I
einlagige Cu-Teilchen

GP-Zonen II
mehrlagige aus Al- und Cu-Atomen mit Dicken von bis zu 100 nm.

Begriffe: GP-Zone nach Guinier und Preston.

Beide Teilchenarten liegen in Richtung einer Würfelebene der Elementarzelle des
kfz-Gitters und haben steigende Durchmesser. GP I-Zonen ca. 100 nm, GP II-Zonen bis

1500 nm Durchmesser.

Kohärent: „zusammenhängend“, alle Gleitebenen laufen verzerrt durch die Teilchen

Inkohärent: (Gegensatz zu kohärent), kein Zusammenhang zwischen den Gleitebenen.

Bei ansteigenden Temperaturen bilden sich teilkohärente, plättchenförmige Teilchen mit
tetragonaler Struktur und Dicken von ca. 300 nm.

Nach längerer Zeit und bei höheren Temperaturen wird die letzte Stufe der Ausschei-
dungen erreicht. Es sind inkohärente Teilchen aus der stabilen Phase Al2Cu mit geringerer

Verzerrung und Wirkung.

Endstufe ist der Gleichgewichtszustand des Gefüges aus AlCu-MK mit sehr geringem

Cu-Gehalt und der auf den Korngrenzen ausgeschiedenen sekundären Al2Cu-Phase.

Kaltauslagern Der Einfluss von Temperatur und Zeit ist mithilfe von Abb. 7.3 zu erken-
nen:

Bei 0 °C ist erst nach 2 Tagen eine gewisse Steigerung der Streckgrenze eingetreten.

Die Übersättigung ist nur wenig abgebaut, die Ausscheidungen gering.

In gleicher Zeit wird bei 35 °C ein wesentlich höherer Wert erreicht.

Bei 20 °C ist die Diffusion so langsam, das der „weiche“ Zustand tagelang erhalten
bleibt.

Anwendung Lösungsbehandelte Niete müssen sofort verarbeitet werden, da im ausge-
härteten Zustand kein rissfreier Schließkopf entsteht. Nicht verarbeitete Niete können
durch Tiefkühlung im weichen Zustand gehalten und nach dem „Auftauen“ geschlagen
werden. Danach härten sie im geschlagenen Zustand aus.

302

7

Nichteisenmetalle

Abb. 7.4 Aushärtung von AC-

Al SiMg. Anstieg der Härte
beim Warmauslagern unter
verschiedenen Temperaturen

Warmauslagern Bei einigen Legierungen bilden sich die Ausscheidungen erst bei höhe-
ren Temperaturen hinreichend schnell, sie müssen warm ausgelagert werden (Abb. 7.4).

Kurve 1: Niedrige Temperatur, der Höchstwert wird erst nach 20 h erreicht.

Kurve 2: Temperatur zu hoch. Der Scheitelpunkt der Kurve wird bereits nach 1 h er-
reicht, beim Überschreiten der Zeit fällt die Streckgrenze stark ab (Vergröberung der

Ausscheidungen).

Kurve 3: Optimale Temperatur. Scheitelpunkt, nur wenig niedriger als nach Kurve 1,
bereits nach 8 h erreicht. Kurve 3 zeigt auch, dass warmausgehärtete Al-Legierungen
nicht warmfest sind, sie erweichen bei höheren Temperaturen.

Warmfeste Al-Legierungen sind deshalb oxiddispersionsverfestigt. Die Wirkungswei-
se ist ähnlich. Die Teilchen müssen im Al-Mk unlöslich sein und dürfen bei langzeitig
thermischer Beanspruchung nicht zusammenwachsen. Dabei werden etwa die doppelten

Festigkeitswerte im Bereich von 250. . . 300 °C erreicht.

Oxiddispersionsverfestigte Legierungen werden z. B. pulvermetallurgisch hergestellt

(Abschn. 11.1.9). Auch als Verbundwerkstoff (Abschn. 10.6.3).

Selbstaushärtung Bei einigen Legierungen entstehen durch die beschleunigte Abküh-
lung z. B.

beim Kokillenguss (Gießen in Metallformen) oder nach dem

Schweißen von Blech infolge der hohen Wärmeleitfähigkeit des Al
unbeabsichtigt übersättigte Mischkristalle, die nicht im Gleichgewicht sind und bei der
folgenden Lagerung aushärten, die Härte steigt an.

I

Hinweis Bei Gusslegierungen werden wegen dieser Ausscheidungsvorgänge
die Festigkeitsproben erst nach 8 Tagen genommen, um die Diffusionsvorgänge
ablaufen zu lassen.

Eine speziell entwickelte, selbstaushärtende Legierung ist AlZn4, 5Mg1. Sie kann im
ausgehärteten Zustand geschweißt werden, entfestigt zunächst in der WEZ, härtet aber
nach 1. . . 3 Wochen von selbst wieder aus.

7.4

Kupfer

303

Tab. 7.22 Aluminium-Verwendung im europäischen Automobilbau (GDA)

Jahr

Masse

Motor, Antrieb

Räder, Fahrwerk

Karosserie

Ausstattung

Al/Pkw

%

%

%

%
kg

1978

32

11

20

–

1

1988

60

25

30

–

5

1998

85

35

35

5

10

2002

120 kg

38

40

28

14

7.3.7

Neuentwicklungen

Zur Steigerung der Warmfestigkeit und Steifigkeit von Al-Legierungen werden neben der

Oxiddispersionsverfestigung auch neue Legierungssysteme mit Lithium entwickelt – mit

Schwierigkeiten beim Legieren durch seine starke Reaktionsfähigkeit.

Lithium ergibt auf Grund seiner Dichte von 0;534 g=cm3 bei nur 3 % Gehalt einen

Werkstoff, der ca. 10 % leichter und 10 % steifer ist (E-Modul). Damit können 15 Masse-
prozente eingespart werden, z. B. das System AlLiCuMgZr mit ähnlichen Festigkeitsei-
genschaften wie AlCuMg.

Tabelle 7.22 gibt einen chronologischen Überblick über die Verwendung von Alumini-
um im europäischen Automobilbau.

7.4

Kupfer

7.4.1

Vorkommen und Gewinnung

Kupfererze haben i. Allg. einen geringen Metallgehalt, sie werden angereichert und in

Trommelkonvertern (ähnlich Roheisenmischern) zu einem Rohkupfer erschmolzen, das
noch raffiniert werden muss.

Rohkupfer enthält 97. . . 99 % Cu und viele Verunreinigungen, wie z. B. As, Bi, Sb,

Pb, sowie Ni, Ag und Au in Spuren.

Die elektrische Leitfähigkeit wird durch die löslichen Elemente P, As und Al sehr stark
herabgesetzt, sie müssen entfernt werden. Außerdem ist es wirtschaftlich interessant, die

Verunreinigungen (nicht nur Ag und Au) abzutrennen und separat zu verwerten.

Feuerraffination im Schmelzfluss unter Luftzufuhr. Dabei entsteht zunächst das Cu-

Oxid, das sich im Bad löst und dann die Beimengungen oxidiert. Das überschüssige Cu2O
wirkt versprödend und muss entfernt werden (Desoxidation). Es geschieht hier durch Ein-
tauchen von frischen Holzstämmen und wird Polen genannt. Zunächst spülen die Gase aus
dem Holz das entstehende SO2 hoch, später reduzieren sie das Cu-Oxid. Das entstehende

Hüttenkupfer enthält noch Oxide mit O-Gehalten von 0,015. . . 0,04 %.

304

7

Nichteisenmetalle

Sauerstoff liegt chemisch gebunden als Cu2O vor. Damit bildet das Cu eine eutektische

Legierung. Sauerstoffhaltiges Cu hat dadurch ein Gefüge aus Cu-Kristallen mit einem
dünnen Netzwerk des Eutektikums. Durch Warmumformen wird es in kleine Körner zer-
teilt. Innerhalb der angegebenen Gehalte an O haben sie wenig Einfluss auf Eigenschaften
und auch auf die Leitfähigkeit. Sie sind aber die Ursache der sog. Wasserstoffkrankheit
des Kupfers.

Elektrolyse Hierzu wird ein vorraffiniertes Cu mit 99 % Gehalt als Anodenplatte in eine
wässrige Lösung aus Cu-Sulfat und Schwefelsäure eingehängt. Bei einer Gleichspannung
von 0,2. . . 0,35 V wird reines Cu an der Kathode (Minus-Pol) abgeschieden. Die anderen

Elemente gehen im Bad in Lösung oder fallen als Anodenschlamm zu Boden.

Das entstehende Kathoden- oder Elektrolytkupfer enthält 99,99 % Cu und besitzt
höchste elektrische Leitfähigkeit und Umformbarkeit.

Elektrolytkupfer ist Ausgangsmaterial für hochkupferhaltige Legierungen und die
sog. Leitbronzen (niedriglegiertes Cu mit höherer Festigkeit bei hoher elektrischer Leitfä-
higkeit).

Anodenschlamm enthält die edleren Metalle Ag, Au, Pt und andere Platinmetalle, z. T.

an Selen und Tellur gebunden, die in aufwendigen chemischen Verfahren voneinander
getrennt werden.

Ni ist als Sulfat im Elektrolyten enthalten und wird vom Cu-Sulfat abgetrennt, das in
den Kreislauf zurückgeht.

7.4.2

Eigenschaften, Verwendung

Die Bedeutung des Werkstoffes Cu liegt in der Kombination von sehr hohen Werten

(Tab. 7.23) für

Leitfähigkeit für Elektrizität und Wärme

Kaltumformbarkeit

Korrosionsbeständigkeit gegen Außenklima und Wasser.

Nachteilig sind seine problematischen technischen Eigenschaften für

Gießen (Wasserstoffaufnahme) und

Zerspanen (Neigung zum Schmieren).

Tab. 7.23 Vergleich einiger Leitwerkstoffe für Wärme und elektrischen Strom. Relative Werte für

Reinmetalle, Cu D 100 gesetzt

Leitwert für

Ag

Cu

Au

Al

Fe

Elektrizität

106

100

72

62

17

Wärme

108

100

76

56

17

7.4

Kupfer

305

Tab. 7.24 Werkstoffkennwerte des Kupfers

Mechanische Eigenschaften

Temperaturen

Rm

200. . . 250 MPa

Schmelzen

1083 °C

Rp0;2

40. . . 80 MPa

Schmieden

950. . . 800 °C

E

12,5 GPa

Rekristallisation

300. . . 100 °C

Dichte 8;93 kg=dm3

Bruchdehnung A > 45 %

Kristallgitter kfz

-einschnürung Z > 75 %

Tab. 7.25 Hauptverbraucher

Elektroindustrie

60
von Cu-Halbzeug in Deutsch-

Sanitär-, Bauwesen

14
land (in Prozent)

Maschinen- u. Apparatebau

10

Verkehr

10

Konsumgüterindustrie

4

Cu ist unbeständig gegen Schwefel (z. B. im vulkanisierten Gummi) und oxidierende Säu-
ren (z. B. gegen Salpetersäure, HNO3/.

Die Tabellen 7.24 und 7.25 geben einen Überblick über die Werkstoffkennwerte von Kupfer und den Verbrauch in Deutschland.

Beständigkeit Cu bildet im Laufe der Zeit an der Oberfläche eine Schicht aus, die
aus grünem, basischen Cu-Carbonat besteht (durch Industrieluft auch aus basischem

Cu-Sulfat).

Sie entsteht durch Reaktion mit den Stoffen der Umgebungsluft (O2, CO2, SO, H2O),
ist einigermaßen festhaftend und damit ein gewisser Schutz gegen weiteren Angriff

(Patina-Schicht). Kupfer verbindet sich unter Druck mit Ethin, C2H2 (Acetylen) zu einer
explosiblen, chemischen Verbindung.

Wasserstoffkrankheit ist das Entstehen von Rissen und Hohlräumen in sauerstoffhal-
tigem Cu bei höheren Temperaturen bei Kontakt mit H2-haltigen Gasen (Wärmebehand-
lung, Schweißen, Löten, Flammrichten).

Wasserstoffkrankheit (-versprödung) wird durch die Reaktion der eindiffundierten

H-Atome mit dem enthaltenen Cu2O bewirkt:

Cu2O C 2H ! 2Cu C H2O .Dampf/

H2O-Dampf kann in Metallen praktisch nicht diffundieren (Molekülgröße) und sprengt
das Gefüge.

Sauerstoffhaltiges Cu muss mit oxidierender Flamme oder Schutzgas behandelt wer-
den. Die sauerstofffreien Sorten sind löt- und schweißgeeignet. Die P-Sorten haben stei-
gende Gehalte an P (0,003. . . 0,04 %) und fallende elektrische Leitfähigkeiten.

Cu-Sorten werden nach ihrem O-Gehalt (als Cu2O) in drei Gruppen unterteilt (Tab.

7.26).

306

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.26 Einteilung der Roh-Cu-Sorten DIN EN 1976/12

O-haltiges Cu O-freies Cu,

O-freies Cu

Bedeutung der Zeichen
nicht desoxidiert mit P desoxidiert

EN 1976/12

EN 1976/12

EN 1976/12

Cu-ETP1

Cu-OF

Cu-PHC

1: höchster elektr. Leitwert 58,58 m/˝mm2

Cu-ETP

Cu-OFEa

Cu-PHCE

E (vorn): elektrolytisch raffiniert

Cu-FRHC

Cu-DLP

E (hinten): vakuumgeeignet

Cu-FRTP

Cu-DHP

F: feuerraffiniert

Cu-DXP

LP: P-Gehalt niedrig HP: P-Gehalt höher

OF: oxygen free TP: zähgepolt

HC: high conductivity (Leitfähigkeit)

a Sorte mit geprüfter Haftung der Zunderschicht

Tab. 7.27 Kupfersorten für Drahtbarren, Walzplatten und Rundblöcke DIN EN 1976/12

Kurzzeichen

Eigenschaften und Verwendung

Cu-ETP

E-Technik, Elektronik, bei Anforderung an höchste Leitfähigkeit

Cu-FRHC

Wie oben, auch für Schmiedestücke allgemeiner Verwendung

Cu-OF

Wie oben, nicht desoxidiert, wasserstoffbeständig, schweiß- und lötgeeignet

Cu-PHC

E-Technik, hohe Leitfähigkeit und Umformbarkeit, Plattierwerkstoff

-PHCE

Freiformschmiedestücke für allgemeine Verwendung, Vakuumtechnik

Cu-DLP

Allgemeine Verwendung, für Apparatebau, gut löt-, schweiß- und kaltformbar

Cu-DHP

Allgemeine Verwendung, für Rohrleitungen, Bauwesen, Apparate bei hohen

Anforderungen an Schweiß-, Löt- und Umformbarkeit, auch Schmiedeteile

CuAg0,10

Insgesamt 10 Ag-haltige Sorten (0,04 %, 0,07 % und 0,1 %), anlassbeständig,
mit hoher elektrischer Leitfähigkeit, O-haltig, P-desoxidiert oder O-frei

Tabelle 7.27 gibt eine Übersicht über die Verwendung einiger Kupfersorten.

7.4.3

Normen für Kupfer und Kupferlegierungen

Die DIN EN-Normung gibt den Erzeugnisnormen die Priorität (Tab. 7.28). Diese enthal-
ten dann alle Cu-Knetlegierungen, die für das jeweilige Erzeugnis geeignet und lieferbar
sind, mit Analysen und Eigenschaftsangaben. Alle Cu-Gusslegierungen sind in der Norm

DIN EN 1982/08 enthalten.

7.4.4

Niedriglegiertes Kupfer

Reinkupfer hat die größte Leitfähigkeit, aber nur geringe Festigkeit und Härte. Im Misch-
kristall gelöste Atome senken die elektrische Leitfähigkeit (Abb. 7.5), am geringsten die

LE Cd, Ag, Zn und Ni. Hohe Festigkeit bei wenig gesenkten Leitwerten wird durch Aus-
härtung erreicht (Tab. 7.29).

7.4

Kupfer

307

Tab. 7.28 Normenübersicht mit Anzahl der Sorten

DIN EN

Bezeichnung

Legierungssysteme, Anzahl der Sorten

Norm/Jahr Kupfer u. Kupferlegierungen

Cu u. Cu-

CuAl CuNi CuNi CuSn

CuZn
niedrigleg.

Zn

(C Zn)

(C LE)

Blockmetalle und Gussstücke

1976/12
gegossene Rohformen

4 C 9

10

2

–

–

12 C 12

1982/08

Blockmetalle und Gussstücke

5 –

6

4

–

5 C 9

– 14

Walzprodukte

1652/97

Platten, Bleche, Bänder,

5 C 6

1

4

5

5

9 C 7

Streifen und Ronden für
allgemeine Verwendung

1653/97

Platten, Bleche und Ronden

2

3

2

–

–

– 4
für Kessel, Druckbehälter,

Warmwasserspeicher

1654/97

Bänder für Federn u. Steck-

6

–

5

–

5

– 4
verbinder

Rohre

12449/12
nahtlose Rundrohre für allg.

1 C 3

–

2

2

5

15 C 9

Verwendung

12451/12
nahtlose Rundrohre für

1 –

1

3

–

– 3

Wärmeaustauscher

12452/12
nahtlose Rippenrohre für

1 –

–

2

–

–

– 2

Wärmeaustauscher

Stangen, Profile, Drähte

12163/11

Stangen für allgemeine

3 C 11

6

2

2

4

10 C 10

Verwendung

12164/11

Stangen für spanende

4

–

–

4

4

16 C 7

Bearbeitung

12166/11

Drähte für allgemeine

1 C 12

–

–

7

4

16 C 4

Verwendung

12167/11

Profile und Rechteckstangen

2 C 9

6

–

7

2

24 C 12
für allg. Verwendung

12168/11

Hohlstangen für spanende

1 C 2

–

–

–

–

14 C 5

Bearbeitung

Schmiedestücke und Schmiedevormaterial

12165/11

Vormaterial für Schmiede-

4 C 9

10

2

–

–

12 C 12
stücke

12420/14

Schmiedestücke

2 C 4

4

2

–

–

10 C 4

308

7

Nichteisenmetalle

Abb. 7.5 Einfluss einiger LE
und Verunreinigungen auf die
elektrische Leitfähigkeit von

Reinkupfer

Tab. 7.29 Auswahl von Kupfer-Knetlegierungen, niedriglegiert

Sorte

Eigenschaften, Anwendung

CuFeP2

Kombination von Eignung für Stanzen, Kalt- und Warmumformen, Löten, Schweißen

Anlauf- und korrosionsbeständig, hohe Leitfähigkeit für Wärme und Strom

CuBe1,7 Wärmetauscher, Federn warmaushärtbar bis R

D
m

1300 MPa für Kontaktfedern,

CuBe2 für nichtfunkende Werkzeuge

CuCrZr
warmaushärtbar bis R

D
m

470 MPa, hohe Leitfähigkeit, Elektroden zum Punkt-
schweißen,

Schleifringe, Kollektorlamellen

CuNi2Si
warmaushärtbar bis R

D
m

640 MPa, mittlere Leitfähigkeit, rauchgasbeständig, Frei-
leitungsarmaturen, Federn

7.4.5

Allgemeines zu den Kupfer-Legierungen

Legierungselemente sollen die niedrige Festigkeit des reinen Cu erhöhen, ohne dass seine

Duktilität zu stark sinkt, die gute Beständigkeit soll erhalten und für stärkere Korro-
sionsbeanspruchung erhöht werden. Die LE erhöhen die Festigkeit durch verschiedene

Mechanismen:

Mischkristallverfestigung, unterschiedlich stark je nach Atom-; der LE (Abb. 2.41). Es
entstehen homogene MK-Legierungen für die Kaltumformung. Sie sind in den Erzeugnis-
normen für Platten, Bleche und Bänder enthalten.

Kaltverfestigung bei Erzeugnissen, die durch Kaltumformen hergestellt werden. Kenn-
zeichnung durch Anhängesymbole (Tab. 7.30).

Verfestigung durch geringe Anteile von Intermetallischen Phasen im Gefüge, das da-
durch heterogen wird und an Duktilität verliert. Diese höher legierten Sorten sind mehr für

Warmumformung und spanende Fertigung geeignet. Sie sind z. B. in Normen für Stangen,

Strangpressprofile und Schmiedeteile enthalten.

7.4

Kupfer

309

Tab. 7.30 Anhängesymbole

Symbol

Eigenschaft nach Kaltumformung
bei Kupferlegierungen

-A005

Bruchdehnung A = 5 %

-R700

Zugfestigkeit Rm = 700 MPa

-Y350

Dehngrenze Rp0;2 = 350 MPa

Korngrenzenverfestigung wird durch Ausbildung feinkörniger Gefüge mithilfe von

Schmelzzusätzen erreicht (wichtig für Gusslegierungen, bei denen die Kaltverfestigung
nicht möglich ist).

Dispersionsverfestigung durch Aushärten ist bei einigen Systemen möglich.

Die Korrosionsbeständigkeit wird durch gelöste edlere LE wie Ni und Sn oder durch

Schutzschichtbildung wie bei CuAl erhöht.

Die Zustandsschaubilder der meisten Cu-Legierungssysteme sind sehr kompliziert

(Abb. 7.6). Die Löslichkeit der Legierungselemente (LE) ist wegen der Unterschiede zum

Cu in

Atomdurchmesser, Kristallsystem, Wertigkeit, Stellung in der elektrochemischen Spannungs-
reihe
nur klein und liegt zwischen 10 und 37 % des jeweiligen LE (mit Ausnahme von Cu-Ni
mit vollständiger Löslichkeit, Grundtyp I). Die Knetlegierungen haben deshalb niedrige

Gehalte an LE, damit homogene Werkstoffe mit guter Verformbarkeit entstehen.

Abbildung 7.6 zeigt als Beispiel dafür das System Cu-Zn (Messing). Bis < 37 % Zn
entstehen homogene Gefüge aus kfz-Mischkristallen (˛-Messing). Die Festigkeit und

Dehnung steigen mit dem Zn-Gehalt an. Sorten in diesem Bereich sind sehr gut bis gut
kaltumformbar (Drück- und Tiefziehmessing).

Nach rechts, mit höheren Gehalten des LE, schließen sich zahlreiche Felder an, in
denen intermetallische, spröde Phasen vorliegen. Die Legierungen solcher Zusammenset-
zungen sind meist technisch unbrauchbar. Beim System Cu-Zn liegt in diesen Bereichen

Abb. 7.6 Zustandsschaubild Cu-Zn und Verlauf von Festigkeit, Härte und Bruchdehnung

(A-Werte 0;1) bei steigendem ZN-Gehalt

310

7

Nichteisenmetalle
zunächst die ˇ-Phase vor, kubisch-raumzentriert, aber hart, spröde und nur warmum-
formbar zwischen 600. . . 700 °C. Durch steigende Gehalte der ˇ-Phase steigen Härte
und Festigkeit an, die Dehnung fällt auf null. Sorten in diesem Bereich sind gut war-
mumformbar, wenn sie nicht zu viel von der spröden Phase enthalten (Schmiedemessing).

Der Bereich der technisch nutzbaren Cu-Zn-Legierungen geht dadurch bis etwa 45 % Zn

(Abb. 2.71, Tab. 2.61).

7.4.6

Kupfer-Zink-Legierungen

I

Hinweis Für Cu-Zn-Legierungen ist der historische Name Messing weiterhin in

Gebrauch.

Cu-Zn-Legierungen ohne weitere Zusätze

Bis zu 37 % Zn sind die Werkstoffe homogen. Hauptlegierung sind CuZn36 und CuZn37,
die in den meisten Halbzeugarten hergestellt werden (Tab. 7.31). Verarbeitung durch Zie-
hen, Drücken, Stauchen, Walzen und Gewinderollen. Sorten mit weniger Zn sind noch
stärker kaltformbar und haben höhere elektrische Leitfähigkeit.

Die Sorte CuZn40 hat heterogenes (˛ C ˇ)-Gefüge, ist gut kalt- und warmformbar und
wird als Einzige dieser Gruppe auch für Schmiedestücke eingesetzt.

Kupfer-Zink-Legierungen mit Bleizusatz

Blei ist im ˛-Kristall praktisch unlöslich und scheidet sich an den Korngrenzen ab. Es
wirkt kornfeinend und spanbrechend. Die Eignung zum Schmelzschweißen wird ver-
ringert. Die ersten drei Sorten sind noch gering kaltumformbar. Alle Sorten sind gut
warmumformbar, mit steigendem Zn-Gehalt (und damit ˇ-Anteil) sehr gut (Tab. 7.32).

Mit der hohen Anzahl der Sorten lassen sich vielseitige Anforderungen an die Kom-
bination von Spanbarkeit, Kaltformbarkeit und Fertigungsverfahren erfüllen. Die Haupt-

Tab. 7.31 Einige Cu-Zn-Legierungen, Werte für Blech <2;5 mm

Kurzzeichen

Zustand R m MPa

A %

Verwendungsbeispiele

Nummer

CuZn5

R250

36

Elektrische Leiter

CW500L

R340

4

Dämpferstäbe

CuZn15

R260

38

Federbänder

CW502L

R350

4

Druckmessgeräte, Hülsen

CuZn30

R280

40

Federn, Tiefziehteile

CW505L

R420

6

CuZn40

R340

33

Stangen, Profile

CW509L

R470

6

Schloss- und Beschlagteile

7.4

Kupfer

311

Tab. 7.32 CuZnPb-Legierungen (Auswahl aus 24 Sorten)

Kurzzeichen

Zustand

Eigenschaften, Beispiele

Nummer

R m= A a

CuZn35n Pb

R290/40

Gut warm-, kaltform- und

CW600N

470/5
spanbar

CuZn39Pb3

R380/18

Formdrehteile

CW614N

R430/10
auf Automaten

CuZn40Pb2

R380/35

Warmpressteile

CW617N

R600/8
a Zahlen für Dehnung sind nur Anhaltswerte

Tab. 7.33 CuZn-Legierungen C Legierungselemente (Auswahl aus 22 Sorten)

Kurzzeichen

Nummer

Eigenschaften,

R m= A a

Beispiele

CuZn20Al2As

CW702R

Geglüht beständig gegen See-

R300/35
wasser, SpRK

CuZn31Si1b

CW708R

Kaltformbar, Rohre, Lager-

R440/22
buchsen

CuZn38Mn1Al1

CW716R

Witterungsbeständig, für Gleit-

R440/20
elemente

CuZn40Mn2Fe1

CW723R

Lötbar, Armaturen

R440/20
a Zahlen für Dehnung sind nur Anhaltswerte
b Auch als Gusswerkstoff „Ecocastr“, feinkörnig, kalt- und warmformbar (Wieland Werke)

legierung ist hier CuZn39Pb3 als Automatenlegierung für Formdrehteile aller Art. Für
dünnwandige Schmiedestücke ist CuZn40Pb2 besonders geeignet.

Cu-Zn-Knetlegierungen mit weiteren Zusätzen

Als weitere LE sind Al, Sn, Si, Ni, Mn und Fe in kleinen Mengen enthalten (Tab. 7.33),
z. T. in zwei- oder dreifacher Kombination (Sondermessing).

Sie verschieben die Phasengrenzen, d. h. sie wirken sich auf das Verhältnis zwischen
den Phasen ˛ und ˇ aus (Gefügeeinfluss).

Die Festigkeit wird durch MK-Bildung in beiden Phasen erhöht.

Bessere Gleit- und Verschleißeigenschaften, die Korrosionsbeständigkeit wird durch

Bildung von Deckschichten erhöht.

Die Kaltumformbarkeit ist mittel bis gering, deswegen sind nur die Sorten bis 38 % Zn als

Blech herstellbar, die anderen als Rohre, Stangen und Strangpressprofile (Tab. 7.34).

Alle Al-haltigen Sorten sind schlecht lötbar und nur mit Schutzgas gut schweißgeeig-
net.

312

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.34 CuZn-Gusslegierungen, Auswahl aus 14 Sorten nach DIN EN 1982/08

Bezeichnungen n. DIN EN

Gieß-

Rm

Rp0;2

A

HBW Eigenschaften,

1982/08
art

Beispiele

Kurzname

Nummer

MPa

%

CuZn33Pb2-C

CC750S

-GS,

180

70

12

45

Beständig gegen

-GZ

50

Brauchwässer bis

90 °C, gut spanbar

CuZn15As-C

CC760S

-GS

160

70

20

45

Sehr gut lötgeeignet,
meerwasserbeständig,
für Flansche

CuZn16Si4-C

CC761S

-GS

400

230

10

100

Meerwasserbeständig,

–

500

300

8

130
dünnwandig vergieß-

-GM
bar, schweißbar

CuZn25Al5Mn4Fe3-C CC762S

-GS

750

450

8

180

Höher belastete Gleit-

–

750

480

8

180
lager und Schnecken-

-GM
radkränze (niedrige

Gleitgeschwindigkeit)

CuZn34Mn3Al2Fe1-C CC764S

-GS

600

250

15

140

Statisch hoch be-

–

620

260

15

150
lastete Ventil- und

-GZ

Steuerungsteile

CuZn35Mn2Al1Fe1-C CC765S

-GS

450

170

20

110

Druckmuttern, Gleit-

–

500

200

18

120
u. Gelenksteine,

-GC

Schiffspropeller

CuZn37Al1-C

CC766S

-GM

450

170

25

105

Mittlere Festigkeit, nur
für Kokillenguss

7.4.7

Kupfer-Zinn-Legierungen

Gegenüber den Messing-Legierungen haben sie eine höhere Korrosionsbeständigkeit und

Verschleißfestigkeit, sind lötbar, aber teurer.

I

Hinweis Historische Bezeichnung Bronze (Zinnbronze), auch heute noch ge-
läufig.

Die geringe Übereinstimmung der Elementdaten von Cu und Sn (Tab. 7.35) führt zu

Kristallseigerungen beim Erstarren, bis 10 % Konzentrationsunterschiede im Misch-
kristall,
niedriger Diffusionsgeschwindigkeit. Real erstarrte Legierungen entsprechen im Ge-
füge deswegen nicht dem Zustandsschaubild.

Bis 8 % entstehen homogene Mischkristall-Gefüge mit hoher Beständigkeit und Kalt-
umformbarkeit bei starker Verfestigungsneigung. Höchste Festigkeit bei 12 %, höchste

Bruchdehnung bei 9 % Sn (Abb. 7.7).

7.4

Kupfer

313

Tab. 7.35 Unterschiede der Komponenten Cu und Sn

Wertigkeit Gitter

Atom-Ø

Schmelzpunkt

U a
pm

°C

Cu

1
kfz

128

1083

0;14

Sn

4
tetr

151

232

C0;34
a U in Volt. Elektrochemische Spannungsreihe

Abb. 7.7 Festigkeitseigenschaften der Cu-Sn-Legierungen, weichgeglüht (Kupfer-Institut). Durch
die Unterschiede ist die Löslichkeit gering. Das Zustandsdiagramm zeigt große Abstände zwischen

Liquidus- und Soliduslinie und zahlreiche Intermetallische Phasen, die sich im festen Zustand noch
umwandeln

Bei höheren Sn-Gehalten bilden sich spröde Phasen, welche die Verformungskennwer-
te abstürzen lassen, während die Härte weiter steigt. Gusslegierungen enthalten max. 12 %

Sn (Glockenguss 20 %, nicht genormt).

Knetlegierungen werden wegen der hohen Dehngrenze und der Beständigkeit für fe-
dernde Bauteile aller Art eingesetzt. Die Leitfähigkeit ist bei CuSn2 am höchsten (z. B.

für Kontakte, vgl. Tab. 7.36).

Durch Zusatz von 2 % Ni werden Festigkeit und Bruchdehnung erhöht, Ni ist deshalb
in fast allen Gusslegierungen enthalten.

Gusslegierungen sind korrosionsbeständige, verschleißfeste Werkstoffe mit sehr guter

Zerspanbarkeit und Lötbarkeit. CuSn wird wegen der Seigerungen meist im Schleuderguss
verarbeitet.

Tab. 7.36 CuSn-

Kurzzeichen

R m

MPa

Verwendung

Knetlegierungen

CuSn4

290. . . 610

Metallschläuche

CuSn5

350. . . 690

Kontaktfedern, -drähte

CuSn8

370. . . 740

Rohre, Lagerbuchsen

CuSn3Zn9

320. . . 660

Federn, Faltenbälge, Sieb-
bleche, Gewebe

314

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.37 CuSn-

Kurzzeichen

Gießart

R m

R p0;2

A

HBW

Gusslegierungen (Auswahl

MPa

%
aus 5)

CuSn11Pb2-C

-GS

240

130

5

80

-GC

280

150

5

90

CuSn12Ni2-C

-GS

280

160

12

85

-GC

300

180

10

95

Tab. 7.38 CuSnZn-Gusswerkstoffea DIN EN 1982/08

Kurzzeichen

Gießart

R m

R p0;2

A

HBW

MPa

%

CuSn5Zn5Pb5-C

-GS

200

90

13

60

-GM

220

110

6 6

60

CuSn7Zn2Pb3-C

-GS

230

120

15

60

-GC

260

120

12

70

CuSn7Zn4Pb7-C

-GS

230

120

15

60

-GC

230

120

12

60
a Hierfür wird auch noch die ältere Bezeichnung Rotguss verwendet.

Einige Sorten sind mit Pb legiert, das im festen Zustand fast unlöslich ist und bei 327 °C
zu schmelzen beginnt. Es fördert die Zerspanbarkeit und Notlaufeigenschaften auf Kosten
der Festigkeit.

Carobronze r ist CuSn8/CuSn8P von hoher Reinheit mit besseren Gleit- und Warm-
festigkeitseigenschaften als genormte Sorten.

Schleuderguss entsteht je nach Form und Größe des Teiles für Schneckenradkränze mit
senkrechter Achse bis zu 2,5 m ;, für Rohre und Buchsen größerer ; mit waagerechter

Achse. Senkrechtstrangguss für dünnwandige Rohre bis zu 30 t=Stück, Horizontalstrang-
guss für Stangen und Rohre mit kleinem Durchmesser

CuSn-Gusslegierungen (Tab. 7.37) für Schnecken- und Zahnkränze, Gleitlager und -
elemente für höchste Beanspruchungen CuSnZn-Gusslegierungen sind weniger fest,
aber besser gieß- und spanbar und werden für Pumpen-, Ventil- und Zählergehäuse, Fit-
tings und als Lagerwerkstoffe eingesetzt (Tab. 7.38).

7.4.8

Kupfer-Aluminium-Legierungen

Die besonderen Eigenschaften des Al prägen auch die der CuAl-Legierungen (Tab. 7.39).

Cu kann nur wenig vom dreiwertigen Al lösen. Einphasige MK-Legierungen sind des-
halb nur bis 8 % Al möglich.

7.4

Kupfer

315

Tab. 7.39 Eigenschaften der CuAl-Legierungen

C

Korrosionsbeständigkeit wie CuSn, Dichte auf 8,2. . . 7,5 g=cm3 erniedrigt, höhere Festig-
keit als CuSn, kaltzäh

Al-Zusatz erschwert Löten und Schweißen (Oxidbildung), elektrische und Wärmeleitfähig-
keit sinken auf 20. . . 10 % des Cu-Wertes

Tab. 7.40 Wärmebehandlung

Zustand

R m

R p0;2

A
von CuAl10Ni5Fe5

MPa

%

Stranggepresst

727

365

18

900 °C abgeschreckt

784

432

5,5

550 °C=1 h

767

518

11
nachgelagert

Bei höher legierten Sorten entsteht eine zweite ˇ-Phase, die bei Abkühlung auf 565 °C
eine martensitische Umwandlung erleidet. Diese spröde Phase vermindert Festigkeit und

Bruchdehnung.

Deshalb müssen weitere Elemente zulegiert werden, um die ungünstigen Wirkungen
aufzuheben. Es ergeben sich dann heterogene Gefüge, wie auch bei den Gusslegierungen,
und die Möglichkeit einer Wärmebehandlung (Tab. 7.40).

Fe wirkt kornverfeinernd und erhöht die Festigkeit (je Prozent um 30 MPa).

Ni erhöht die Korrosionsbeständigkeit und Dauerschwingfestigkeit in Seewasser.

Mn desoxidiert die Schmelze und erhöht die Warmfestigkeit.

Tabelle 7.41 gibt einen Überblick über CuAl-Legierungen und ihre Eigenschaften.

Tab. 7.41 CuAl-Knetlegierungen (mechanische Eigenschaften gelten für das jeweilige Halbzeug)

Kurzzeichen

Zustanda

R p0;2

A

Eigenschaften, Anwendungen

Nummer

MPa

%

CuAl8Fe3

-R450

200

30

Korrosionsdauerfest, Platten u. Bleche

CW303G

-R480

210

30
für allg. Verwendung und für Kessel,
warmfest bis 300 °C, Schmiedestücke

CuAl10Fe3Mn2

-R590

330

12

Zunderfest, Stangen, Schmiedestücke

CW306G

-R690

510

6
für Maschinen, Schrauben, Spindeln,

Zahn- u. Schneckenräder

CuAl11Fe6Ni6

-R750

450

10

Stangen für allg. Verwendung, höchste

CW308G

Festigkeit, für stoßbelastete Ver-
schleißteile, Umformwerkzeuge
a Für den Zustand Rxxx sind Dehngrenzen- und Bruchdehnungswerte nicht gewährleistet.

316

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.42 Einige CuAl-Gusslegierungen nach DIN EN 1982/08

Kurzzeichen

Gießart

Rm

R p0;2

A

HBW

Nummer

Mpa

%

CuAl9-C

-GM

500

160

20

100

CC330G

-GZ

450

15

100

CuAl10Ni3Fe2-C

-GS

500

180

18

100

CC332G

-GM

600

250

20

130

-GC

550

220

20

120

CuAl10Fe5Ni5-C

-GS

600

250

13

140

CC333G

-GM

650

280

7

150

-GZ

650

280

13

150

CuAl11Ni6Fe6-C

-GS

680

320

5

170

CC334G

-GM

750

380

5

185

-GZ

750

380

5

185

Ein Vergleich der Sorten zeigt, dass durch Kokillenguss (-GM) oder Strangguss (-GC) gegenüber

Sandguss (-GS) höhere Streckgrenzen bei gleichen oder evtl. höheren Dehnungen erreicht werden,
dadurch liegen auch die Dauerfestigkeiten höher.

Kupfer-Aluminium-Gusslegierungen

Kupfer-Aluminium-Gusslegierungen haben ähnliche Zusammensetzung wie die hete-
rogenen Knetlegierungen, erreichen aber nicht deren Festigkeits- und Dehnungswerte

(Tab. 7.42).

Es sind seewasserbeständige, unmagnetische Legierungen mit hoher Zeitfestigkeit in

Meerwasser oder Salzlösungen und bestimmten Laugen. Sie haben mittlere Zerspanbar-
keit und sind unter Schutzgas schweißgeeignet.

Anwendung Schiffspropeller, Stevenrohre, Pumpengehäuse und -laufräder, Teile für

Meerwasserentsalzung und Offshoretechnik, Heißdampfarmaturen, Gleitlager mit hoher

Stoßbelastung, Schnecken- und Schraubenräder für höchste Flächenpressungen, Maschi-
nen der Lebensmittelverarbeitung, Beizkörbe.

7.4.9

Kupfer-Nickel-Legierungen

Die Komponenten bilden eine lückenlose Mischkristallreihe (Abb. 2.63). Jede Sorte be-
steht aus kfz CuNi-Mischkristallen. Die Wirkung der LE ist verschieden:

Cu ergibt hohe Verformbarkeit (Dehnung).

Ni steigert Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit.

Die Mischkristallverfestigung wird bis zu 30 % Ni ausgenutzt, höhere Festigkeiten sind
in Halbzeugen durch Kaltumformung und Kaltverfestigung möglich (Anhängesymbol R).

Dabei sinkt die Bruchdehnung stark ab (Tab. 7.43).

7.4

Kupfer

317

Tab. 7.43 Cu-Ni-Legierungen (Auswahl)

Kurzzeichen

Nummer

Symbola

A %

Halbzeuge

CuNi10Fe1Mn CW352H

R300 / R320

30 / 15

Platten, Bleche, Bänder, Ronden,

CuNi30Mn1Fe CW354H

R350 / R410

35 / 14

Rohre, Stangen, Schmiedestücke
a Symbol R ist Anhängesymbol für die Zugfestigkeit in MPa. Die o. a. Legierungen sind auch als

CuNi-Gusslegierungen in DIN EN 1982/08 enthalten.

Ab 15 % Ni verschwindet die rote Farbe des Kupfers (Münzen aus CuNi25).

Je 1 % Fe C Mn ergeben durch Schichtbildung hohe Beständigkeit gegen fließendes

Meerwasser.

In der Praxis sind Kupfer-Nickel-Legierungen in Meerwasserkühlsystemen und -ent-
salzungsanlagen (Fe-haltig) sowie in Kfz-Bremsleitungen zu finden.

Al und Mn erhöhen die Entfestigungstemperatur, sodass kaltverformte Teile bis 500 °C
beansprucht werden können.

Durch kleine Anteile Cr oder Nb entstehen aushärtbare Sorten (z. B. G-CuNi30Cr

R1000, nicht genormt).

7.4.10

Kupfer-Nickel-Zink-Legierungen

I

Hinweis Ältere Bezeichnungen sind Neusilber, German Silver und Alpaka, die
nicht in den Normen enthalten sind.

Das teure LE Nickel kann teilweise durch das preiswertere Zink ersetzt werden. Die

CuNiZn-Werkstoffe dienten früher als Silberersatz für Tafelgeräte. Die Eigenschaften der

Sorten liegen zwischen denen der CuZn- und der CuNi-Legierungen (Tab. 7.44).

Zn erhöht Warmformbarkeit und Verfestigungsfähigkeit auf Kosten der Korrosions-
beständigkeit. Die Gefügeausbildung ähnelt dem System CuZn, da sich Cu und Ni im

Mischkristall gegenseitig ersetzen können.

Mit dem Ni-Zusatz steigt die Anlaufbeständigkeit. Blei-Zusatz wirkt günstig bei der

Zerspanung, senkt aber die Zähigkeit und macht warmrissempfindlich (Blei schmilzt).

Tabelle 7.45 enthält 3 bleihaltige Automatenlegierungen.

Tab. 7.44 Eigenschaften von CuNiZn-Legierungen

C

Kaltzäh, auch kalt verformt, unmagnetisch, warmfest bis 300 °C, zunderbeständig bis

400 °C, polierbar, hart- und weichlötbar

Geringere Leitfähigkeit für Wärme und Strom als CuZn, weniger beständig gegen Korro-
sion als CuNi, aber besser als CuZn (Messing)

318

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.45 Kupfer-Nickel-Zink-Legierungen (Auswahl aus 9 Sorten)

Kurzzeichen

Nummer

R m

MPa

Eigenschaften, Anwendungsbeispiele

CuNi12Zn24

CW403J

350. . . 620

Sehr gut kaltformbar, emaillierfähig, Tafel-
geräte, Federn

CuNi18Zn27

CW410J

500. . . 600

Nur Bänder und Bleche, stark kaltverfestigend,

Federn

CuNi12Zn30Pb1

CW406J

500. . . 600

Gut kaltformbar und zerspanbar, Sicherheits-
schlüssel, Drehteile für die feinmechanische

Industrie

Festigkeitsangaben für Bleche und Bänder 0,2. . . 5 mm, bei Automatenlegierungen für Stangen

7.5

Magnesium

7.5.1

Vorkommen und Gewinnung

Mg ist mit einem Anteil von ca. 2 % der Erdrinde nach Al das am häufigsten vorkommende

Leichtmetall, der größte Teil davon im Meerwasser gelöst.

Meerwasser enthält Magnesiumchlorid und Mg-Sulfat (ca. 1,3 kg Mg=Liter) gelöst.

Ein Würfel Meerwasser von 1 km Kantenlänge enthält damit 1;3 106 t Mg, mehr als eine

Weltjahreserzeugung.

Die Herstellung von Magnesium verläuft in mehreren Stufen:

Ausfällen aus dem Meerwasser mit gebranntem Dolomit als unlösliches Mg-Hydroxid

MgCl C

!

C

#

2

Ca.OH/2

CaCl2

Mg(OH)2

Brennen des Mg-Hydroxids zu Mg-Oxid

Mg.OH/2.600 ıC/ ! MgO C H2O "

Umsetzen mit Kohlenstoff und Chlor zu MgCl2

2MgO C C C 2Cl !

C

"

2

2 MgCl2

CO2

Das MgCl2 muss schmelzflüssig reduziert werden, da sich bei nasser Elektrolyse Wasser-
stoffgas abscheiden würde:

Elektrolyse des geschmolzenen Chlorids mit hohem Energieverbrauch (17 kWh=kg

Mg). Der Schmelzpunkt wird durch Zugabe von Flussspat CaF2 auf ca. 700 °C er-
niedrigt.

7.5

Magnesium

319

Tab. 7.46 Abnehmer von Mg-

Branche

Anteil

%

Metall

Al-Legierungen (Tab. 7.11)

43

Mg-Druckguss

30,5

Metallurgie (Ti ! Abschn. 7.6.1)

16,5

Pharmaindustrie, Medizin

10

Schmelzflusselektrolyse (ähnlich Abb. 7.2) ist mit ca. 75 % Anteil das wichtigste Verfah-
ren der Magnesiumreduktion.

Die wichtigsten Mg-Mineralien sind die Carbonate Magnesit, MgCO3 und Dolomit,

CaMg.CO

3/2 und das Chlorid: Carnalit, KMgCl3

6H2O.

Eine andere Möglichkeit ist der thermische Weg:

Dolomit-Aufbereitung durch Brennen zu CaO MgO (Austreiben des CO2/

Thermische Reduktion mit FeSi nach

2CaO MgO C FeSi D 2Mg C Ca

C

2 SiO4

Fe

Nach diesem Verfahren werden ca. 25 % Mg erzeugt.

Mg fällt wegen seines niedrigen Siedepunktes von 1107 °C dampfförmig an und muss
ohne Verunreinigungen kondensieren.

Ein großer Teil des Magnesiums wird nicht als Werkstoff eingesetzt (vgl. Tab. 7.46).

Mg ist das häufigste LE für Al-Legierungen.

Wichtiges Reduktionsmittel in der Metallurgie bei der Erschmelzung von Titan und

Zirkon, der Desoxidation von Nickel und der Herstellung von Kugelgraphitguss.

7.5.2

Eigenschaften von Magnesium

Unlegiertes Mg hat eine zu geringe Festigkeit, sodass als Strukturwerkstoff nur die Legie-
rungen eingesetzt werden.

Mg ist das leichteste technische Metall (Tab. 7.47), es ist mit 1;74 g=cm3 Dichte ca.

30 % leichter als Al und war als Elektron im Krieg im Flugzeugbau im Einsatz, später in
der Automobilindustrie.

Tab. 7.47 Werkstoffkennwerte Mechanische
des Magnesiums

Eigenschaften

Rm

80 MPa

Schmelzpunkt

649 °C

Rp0;2

90 MPa

Schwindmaß

4 %

E

45,5 GPa

Umformen

>300 °C

G

17 GPa

A D2. . . 15 %

Dichte D 1;74 kg=dm3

320

7

Nichteisenmetalle

Mg-Druckgusslegierungen waren schon beim ersten VW-Käfer für Kurbel- und Ge-
triebegehäuse in Anwendung (ca. 20 kg). Sie wurden durch korrosionsbeständigere Al-

Legierungen ersetzt. Neuere, hochreine Legierungssorten (Zusatz-Zeichen hP, high puri-
ty) haben wesentlich kleinere Gehalte der edleren Metalle Fe, Ni und Cu. Die Korrosions-
beständigkeit wird vervielfacht.

Trotzdem konnten sich Mg-Legierungen gegenüber denen aus Al nur langsam verbrei-
ten. Die Gründe dafür lagen im höheren Metallpreis (ca. das Doppelte von Al), aber auch
in den technologischen Eigenschaften, die besondere und damit kostentreibende Maßnah-
men erfordern:

Mg ist sehr reaktionsfreudig: Die Schmelze reagiert mit dem Luftsauerstoff, da die
entstehende MgO-Schicht lückenhaft ist und die Entflammungstemperatur etwa der

Gießtemperatur entspricht. Das erfordert besondere Maßnahmen: Schutzmaßnahmen
beim Gießen durch Salzabdeckung oder Vergießen unter Schutzgas mit SF6-Anteilen

(Schwefelhexafluorid). Wegen der Klimagefährdung durch SF6 (es hat den 24.000-
fachen Treibhauseffekt gegenüber CO2) wird als Ersatz ein SO2=N2-Gemisch verwen-
det. Weniger umweltbelastend sind O2-freie, gasdruckdichte Ofen- und Gießanlagen,
die auch keine Verunreinigungen der Schmelze bewirken.

Kleine Mg-Teilchen mit großer Oberfläche (Späne, Stäube) können sich entzünden.

Beim Löschversuch mit Wasser wird der Wasserstoff reduziert, Explosionsgefahr.

Mg ist unedel und liegt in der Spannungsreihe bei 3;4 V. Es ist durch eine Oxidschicht
beständig in trockenen oder basischen Medien, jedoch korrosionsgefährdet in saurer

Umgebung. Anwendung nur im Innenbereich, sonst ist Oberflächenschutz erforder-
lich, z. B. durch anodische Oxidation: Sie erzeugt eine konturentreue 15. . . 20 µm dicke

Schicht aus MgO, verschleißfest und elektrisch isolierend (Magoxid-Coatr, AHC).

Geringe Anteile von Cu, Fe und Ni verstärken die Korrosionsneigung.

Bimetallkorrosion (Kontaktkorrosion) beim Zusammenbau mit edleren Metallen
muss durch Isolation vermieden werden (z. B. Montage von Deckel und Gehäuse durch

Stahlschrauben mit Polyamidauflage, einfacher durch Schrauben aus Al-Legierung).

Der unedle Charakter des Mg wird beim kathodischen Korrosionsschutz ausgenutzt.

Näheres zu Opferanoden aus Mg enthält Abschn. 12.5.3.

Mg hat ein hdP-Kristallgitter und dadurch wenige Gleitmöglichkeiten. Kaltumfor-
mung ist deshalb nur sehr begrenzt möglich. Bei über 300 °C werden weitere Gleitebe-
nen aktiviert. Sie liegen auf Pyramidenflächen, die auf der Basisfläche der Elementar-
zelle errichtet werden können. Knetlegierungen müssen deshalb in diesem Tempera-
turbereich verformt werden.

Magnesium-Gusslegierungen

Durch Legieren werden einige ungünstige Eigenschaften verbessert, sodass zunächst

Druckgusslegierungen eine breite Anwendung fanden.

7.5

Magnesium

321

Beispiel für die Anwendung

Die Kfz-Industrie ersetzt die Legierung GD-Al-Si9Cu3 für ein Getriebegehäuse durch

GD-MgAl9Zn1hP (4,5 kg weniger Gewicht).

Mg-Legierungen enthalten bis zu 10 % LE. Die Zustandsschaubilder zeigen ein schma-
les Mischkristallfeld mit sinkender Löslichkeit und anschließenden Feldern mit heteroge-
nen Gefügen, z. T. mit Intermetallischen Phasen (ähnlich Abb. 2.67).

Die Steigerung der Festigkeit beruht auf Mischkristall- und Teilchenverfestigung durch

Bildung Intermetallischer Phasen, die feindispers verteilt sein müssen. Deshalb wird ein
homogenisierendes Glühen angewandt und schnell abgekühlt. Das Aushärten kann kalt
oder warm erfolgen.

Wirkung der Legierungselemente

Al und Zn verbessern Festigkeit in kleinen Gehalten. Al bildet die spröde Intermetalli-
sche Phase Mg17Al12, dadurch sinkt die Zähigkeit. Beide LE ermöglichen Aushärtung,
führen in höheren Gehalten zu porösem Guss.

Mn verbessert die Korrosionsbeständigkeit, indem es Fe zu einer unlöslichen Phase
bindet, es steigert Festigkeit und Dehnung.

Seltene Erden (SE, Cer, Yttrium) und Zirkon desoxidieren und ergeben porenfreien

Guss, die Reaktionsprodukte bilden Keime und wirken kornverfeinernd. Dadurch wer-
den höhere Festigkeiten bis 300 °C möglich.

Kurzzeichen für Mg-Legierungen

Neben den Kurzzeichen nach DIN EN-Normen sind im Handel Symbole nach ASTM
eingeführt (Tab. 7.48).

Tab. 7.48 Kurzzeichen (KZ) der Mg-Legierungen nach ASTM

KZ

Element

KZ

Element

KZ

Element

A

Al

H

Thorium

Q

Silber

B

Bismut

K

Zirkon

R

Chrom

C

Kupfer

L

Lithium

S

Silicium

D

Cadmium

M

Mangan

T

Zinn

E

Seltene Erden

N

Nickel

W

Yttrium

F

Eisen

P

Blei

Z

Zink

Nachgestellte Ziffern geben den Gehalt der LE in gleicher Reihenfolge in Prozenten an. Nachge-
stellte Buchstaben A. . . D geben den zeitlichen Entwicklungsstand (D neu) an.

322

7

Nichteisenmetalle

Vorteile von Mg-Druckgusslegierungen gegenüber Al-Legierungen

Geringere Schmelzviskosität, dadurch sind dünnwandige, filigrane, auch großflächige

Teile mit niedrigeren Drücken vergießbar, z. B. Gehäuse für handgeführte Arbeitsgerä-
te, wie z. B. Motorsägen, Versteifungen von z. B. Aktenkoffern aus Kunststoffschalen.

Der kleinere Wärmeinhalt (kleinere Masse) der Mg-Legierung lässt kürzere Taktzeiten
zu (z. B. 5 kg Teile, 100 Schuss=h auf Warmkammermaschinen).

Mg löst im Gegensatz zu Al kein Fe: Schmelzen kann in Fe-Tiegeln erfolgen, kein

Kleben in der Form, damit höhere Standmengen.

Mg-Legierungen lassen sich mit geringerem Energieverbrauch zerspanen, die Stand-
zeiten der Werkzeuge liegen 5. . . 10-fach höher.

Dadurch ist die Anwendung von Mg-Druckguss vor allem im Fahrzeugbau stark angestie-
gen.

Kfz-Druckgussteile für Konsolen, Airbag- und Zündschlossgehäuse, Saugrohr, Kon-
sole für Gangschaltung, Innenteile der Karosserie, Getriebegehäuse (Passat).

Ersatz vielteiliger Konstruktionen durch ein Gussteil (z. B. Armaturenträger im Kfz).

Neue Entwicklungen erhöhen Festigkeit, auch bei erhöhten Temperaturen, durch

Werkstoffverbund, hier Eingießen von C-faserverstärkten Formlingen (Preform aus

MMC) zur lokalen Verstärkung hochbeanspruchter Bereiche im Bauteil.

Verbrauch

1996

2006

Mg-Druckguss

5000 t

35.000 t

Die Schwierigkeiten beim Gießen infolge der hohen Reaktionsfähigkeit des Mg werden
verringert beim Thixoguss, der auf der Thixotropie von fest-flüssigen Phasengemischen
basiert.

Wegen der verminderten Reaktionsfähigkeit (niedrigere Temperatur, keine offene

Schmelze) sind die Schutzmaßnahmen bei dieser Gießart einfacher.

Tabelle 7.49 betrachtet eine Auswahl an Mg-Gusslegierungen und deren Eigenschaf-
ten.

Mg-Knetlegierungen hatten im Kfz-Bau wegen des Preises, der geringen Tiefziehfä-
higkeit und der mangelnden Korrosionsbeständigkeit nur geringe Anwendung gefunden.

Neue Entwicklungen versuchen, diese Werkstoffe für Leichtbau-Konstruktionen ver-
wendbar zu machen. Dabei ist der Automobilbau mit seinen hohen Stückzahlen impuls-
gebend.

Hierzu sind zahlreiche Vorhaben der großen Forschungsinstitute unter Mitwirkung der

Hersteller, z. T. mit Unterstützung der EU, auf den Weg gebracht worden, z. B.:

MIA Magnesium im Automobil, ein BMBF-Verbundprojekt

WING Leichte Werkstoffe und Strukturen (Abschn. 1.2).

7.5

Magnesium

323

Tab. 7.49 Mg-Gusslegierungen, Auswahl aus 9 Sorten DIN EN 1753/97 (getrennt gegossene Pro-
ben)

Kurzzeichen

Gieß- Zustand R m

R p0;2

A

Eigenschaften und Beispiele

W-Nummer
art

MPa

MPa

%

EN-MC-

(ASTM)

MgAl9Zn1

-GS

F

160

90

2

Beste Gießeignung und

21120

-GM

T4 (ka)

240

110

6

Spanbarkeit Getriebegehäuse,

(AZ91)

Gehäuse für Laptops, Kameras

T6 (wa)

240

150

2
und Mobiltelefone, Teile für

-GP

F

200–260 140–170 1–6
elektronische Drucker- und

Speicherlaufwerke

MgAl6Mn

-GP

F

190–250 120–150 4–14

Für Kfz-Teile im Innenbereich:

21230

Sitzrahmen, Instrumententräger,

(AM60)

Lüfterräder

MgAl5Mn

-GP

F

180–230 110–130 5–15

Hohe Bruchdehnungen ergeben

21220
hohe Energieaufnahme bei

(AM50)

Stoßbelastung Radfelgen,

MgAl2Mn

-GP

F

150–220

80–100

8–18
crash-relevante Teile

21210

(AM20)

MgRe2Ag2Zr1 -GS

T6 (wa)

240

175

2

Luftfahrtlegierung, höchste stat.

65210

-GM
u. dyn. Festigkeit, warmfest bis

(QE22)

200 °C, WIG-schweißbar,
schlecht gießbar

Beim Vergleich der Druckgusslegierungen AZ91 mit den AM-Legierungen fällt der Anstieg der

Bruchdehnung bei sinkender Streckgrenze auf, eine Folge des sinkenden Al-Gehaltes.

Tab. 7.50 Mechanische Werte für Mg-Knetlegierungen

Strangguss

Walzplatten mm

100

10–20

Zugfestigkeit Rm

MPa

210. . . 220

230. . . 250

245. . . 260

Dehngrenze Rp0;2

MPa

50. . . 70

140. . . 180

150. . . 190

Bruchdehnung A/ %

8. . . 12

10. . . 14

12. . . 18

Höhere Forderungen an Komfort, Sicherheit und evtl. Leistung führen zu höheren Fahr-
zeuggewichten, was durch höheren Mg-Einsatz ausgeglichen werden könnte. Die For-
schungen laufen in mehreren Bereichen:

Herstellverfahren für Flachprodukte verbessern:

Walzen von Strangpress-Vormaterial verfeinert das Gefüge und ergibt Bleche mit hö-
herer Streckgrenze und Bruchdehnung (Tab. 7.50 und 7.51).

Konti-Verfahren (ThyssenKrupp) erzeugt Bleche von 5. . . 6 mm Dicke durch Gießen
des Mg in den Walzspalt.

324

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.51 Mg-Feinblech AZ31, Dicke 1,5 mm, geglüht

EN-MW

R m

MPa

R p0;2

MPa

A

%

(ASTM)

Mg Al3Zn1

240. . . 260

140. . . 180

17. . . 23

(AZ31B-O)

(SMT) Salzgitter-Magnesium-Technologie

Umformtechnik an die Eigenschaften der Mg-Knetlegierungen anpassen. Beheizte Tief-
ziehwerkzeuge mit segmentiertem, elastischem Niederhalter, der sich den örtlichen Fließ-
anforderungen anpasst.

Superplastisches Umformen auch komplizierter Teile ist möglich bei ca. 500 °C und
niedriger Umformgeschwindigkeit.

Fügetechnik (Schweißen, Clinchen, Klebfalzen) ist wichtig für Werkstoffverbunde mit

Al- oder Polymerteilen. Anwendung findet sie in Karosserie-Leichtbaukonzepten aus Ver-
bunden für Heckklappen, Türmodule, Konsolenteile, Sitzschalen, Radkörper und Felgen.

Korrosionsbeständigkeit Für Bauteile im Innenbereich ist i. Allg. kein Schutz erforder-
lich. Bei Verbundkonstruktionen mit Al muss ein elektrischer Kontakt durch Isolierung
vermieden werden, damit keine Bimetall-Korrosion (Kontaktkorrosion) auftreten kann.

Oberflächenschutz durch Passivierung (Magpassr) oder anodische Oxidation (z. B.

Magoxidr). Die Schichten sind verschleißfest und auch ein wirksamer Haftgrund für or-
ganische Beschichtungen und Verklebung.

Neue Legierungen Lithium (Li) als LE senkt die Dichte noch weiter (bis ca. 1;4 g=cm3).

Legierungen bestehen bei >11 % Li aus krz Mischkristallen mit stark erhöhter Duktilität.

I

Hinweis Mg-Schaum in Hohlprofilen wird als leichter Crashabsorber im Kfz-Bau
eingesetzt ! Verbundwerkstoffe MMC.

7.6

Titan

Aluminium kann die gestiegenen Anforderungen aus dem Flugkörperbau (Warmfestigkeit
und Steifigkeit) aufgrund der niedrigen Schmelztemperatur nicht erfüllen. Dadurch ist

Ti wegen seines Schmelzpunktes von 1670 °C mit einer Dichte von 4;5 kg=dm3 und der

Festigkeit von Stahl als Leichtbauwerkstoff interessant geworden.

Titan wurde bereits 1795 von Klapproth im Rutil entdeckt, aber erst seit 1949 technisch
hergestellt. Seine Erzeugung ist aufwendig, sodass sie sich erst nach einer entsprechenden

Nachfrage durch die Flugzeugindustrie lohnte. Titanrohstoffe sind:

Ilmenit (Eisentitanat) FeTiO3 mit 30 % Ti

Rutil Titan(IV)-Oxid, TiO2.

7.6

Titan

325

7.6.1

Metallgewinnung

Das Erz wird mit Chlorgas aufgeschlossen, wobei sich die flüssige chemische Verbindung

Titan (IV)-chlorid bildet. Sie kann durch Destillation von den anderen Bestandteilen ge-
trennt werden.

Weil Ti einen Schmelzpunkt von über 1700 °C hat und bei hohen Temperaturen be-
gierig Gase aufnimmt, ist eine Reduktion schwierig. Sie erfolgt meist nach dem Kroll-

Verfahren.

Kroll-Verfahren Das Titan-Chlorid wird in einer Argon-Atmosphäre mit flüssigem Mg
reduziert. Dabei entsteht zunächst ein poröses Metall in Brocken, der Titan-Schwamm. Er
wird durch Vakuum-Destillation von Mg-Resten befreit.

Das Niederschmelzen zu massiven Barren erfolgt in einem Vakuum-Lichtbogenofen
ohne Verunreinigung durch Gase oder Tiegelmaterial.

7.6.2

Eigenschaften und Anwendung

Neben einer hohen spezifischen Festigkeit (Reißlänge ! Abschn. 10.3) besitzt Titan Kor-
rosionsbeständigkeit gegen
oxidierende Säuren und Mischsäuren

Chloridlösungen

Loch- und Spannungsrisskorrosion
durch Bildung einer Passivschicht. Titan nimmt beim Glühen >500 °C schnell Wasserstoff
auf, der durch Vakuumglühen entfernt werden kann. Über 700 °C wächst die Oxidschicht
schnell weiter durch Aufnahme und weiteres Eindiffundieren von O und N. Die geringe

Zähigkeit des hexagonalen Ti wird dadurch weiter verringert.

Zur Wärmebehandlung wird deshalb Schutzgas oder Vakuum angewandt, oder die

Schicht wird abgetragen. Ti reagiert mit Fe-Oxiden (Desoxidation), deshalb sollen stäh-
lerne Tragvorrichtungen in Öfen zunderfrei sein.

Tabelle 7.52 gibt einen Überblick über die Werkstoffkennwerte von Titan.

Unlegiertes Titan ist in vier Sorten genormt (Tab. 7.53). Sie liegen im Bereich der Zug-
festigkeiten und Streckgrenzen der unlegierten Stähle. Das festigkeitssteigernde Element
ist hier der Sauerstoff durch Bildung von Einlagerungs-MK. Dabei sinkt die Bruchdeh-
nung. Zum Kaltumformen sind mit steigendem O-Gehalt größere Biegeradien erforder-
lich. Nur Ti1 ist tiefziehfähig, die anderen Sorten kalt-warm bei 400. . . 250 °C.

Anwendung Unlegiertes und niedriglegiertes Ti wird vorwiegend im chemischen Appa-
ratebau und in der Galvanotechnik für Behälter, Rohleitungen und Armaturen eingesetzt.

Es ist biokompatibel und für Implantate und Geräte im medizinischen Bereich geeignet.

326

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.52 Werkstoffkennwerte Mechanische

Temperaturen
des Titans

Eigenschaften

Rm

300. . . 750 MPa Schmelzen

1670 °C

Rp0;2

185. . . 580 MPa Schmieden

700. . . 1000 °C

E

110 GPa

G

45 GPa

Rekristallisation

>600 °C

A

15. . . 30 %

Dichte D 4;5 kg=dm3

Z

30. . . 35 %

Ti ist polymorph:

˛-Ti < 882 °C (hdP)

ˇ-Ti > 882 °C (krz)

Tab. 7.53 Titan unlegiert, DIN Sorte

O

R m

R p0;2

A

HV30

17850/90

%

Mpa

%

Ti1

0,1

300. . . 420

200

30

100

Ti2

0,2

400. . . 550

250

22

120

Ti3

0,25

470. . . 600

360

18

160

Ti4

0,3

550. . . 750

420

16

180

Niedriglegiertes Titan in den Sorten Ti1Pd, Ti2Pd und Ti3Pd hat bei ähnlichen Fes-
tigkeitseigenschaften wie unlegiertes Titan höhere Beständigkeit in reduzierenden Säuren
durch geringe Anteile von Palladium Pd, bzw. Ni und Mo (Sorte TiNi0,8Mo0,3).

7.6.3

Titanlegierungen (DIN 17 851/90)

LE verschieben mit steigenden Gehalten die Umwandlungstemperatur so, dass zwei Pha-
sen unterschieden werden (Abb. 7.8):

Abb. 7.8 Einfluss von Al und

Mo auf die Lage des Halte-
punktes bei 882 °C von Titan

7.6

Titan

327

Elemente, wie z. B. Al, Sn, O und N, erweitern den hexagonalen Bereich nach höhe-
ren Temperaturen. Sie ergeben die sog. ˛-Legierungen.

Die LE V, Cr, Cu und Mo erweitern den kubisch-raumzentrierten Bereich nach
tieferen Temperaturen. Dadurch kann die krz-Phase bei RT stabil erhalten werden. Sie
ergeben die sog. ˇ-Legierungen. Ihre weniger dichte Packung begünstigt die Diffusion.

˛-Gefüge (stabil bis ca. 1000 °C) sind mit geringen Al-Anteilen möglich.

ˇ-Gefüge entstehen bei normaler Abkühlung durch hohe V- und Mo-Anteile (hohe

Dichte). Durch schnelle Abkühlung und Warmauslagern wird ein krz-Gefüge mit kleine-
ren Anteilen der schweren Elemente erreicht (near-ˇ-Typen).

.˛ C ˇ/-Gefüge entstehen durch Kombination der unterschiedlich wirkenden LE.

Eine Übersicht über Gefüge von Titan-Legierungen gibt Tab. 7.54.

Umformverhalten Bei den Ti-Legierungen liegt die 0,2%-Dehngrenze Rp0;2 dicht an
der Zugfestigkeit Rm (hohes Streckgrenzenverhältnis von ca. 0,9). Die Folge ist ein
nur kleiner Bereich zur plastischen Verformung bei RT. Das Umformen der Halbzeuge
findet deshalb bei Temperaturen über 500 °C statt. Die Oxidschicht wirkt mit Gra-
phit/Molybdändisulfid als Schmiermittel. Nach dem Umformen wird bei 650. . . 800 °C
weich oder bei 500. . . 675 °C spannungsarm geglüht.

Bei Blechen und dünnwandigen Profilen aus TiAl6V4 ist superplastisches Umformen
möglich.

Randschichthärtung Eine Behandlung in Salzschmelzen bei 800 °C=2 h lässt die Ele-
mente N, O und C eindiffundieren und erzeugt Schichten von 40. . . 60 µm Dicke mit einer

Härte von 750. . . 850 HV 0,025. Neben der Verschleißfestigkeit steigt auch die Dauerfes-
tigkeit (Tiduran-Verfahrenr ).

Hochdruck- oder Plasmanitrieren (TIDUNITr) und Laserlegieren in N-haltiger Atmo-
sphäre liefern Schichten mit 1000. . . 1500 HV.

Tab. 7.54 Gefüge von Ti-Legierungen

Legierungs-

Eigenschaften

Max.

Typ, Gitter

Temp.

°C

˛-Typ

Kaltzäh, schweißbar mit mittleren Festigkeiten. Durch die hex.

ca. 550
hdP
dichteste Packung sind sie unempfindlich für das Eindiffundieren
von Nichtmetallatomen bei hohen Temperaturen

ˇ-Typ

Die schweren LE erhöhen die Dichte bis zu 4,85 kg/dm3 und erge-
ca. 320
krz
ben höhere Festigkeiten. Das krz-Gitter lässt sich kaltumformen,
ergibt aber Kaltsprödigkeit (Steilabfall)

.˛ C ˇ/-Typ

Anteile hängen vom Verhältnis der LE Al und V ab. Ihre Eigen-
ca. 430
hdPCkrz
schaften stellen Kompromisse aus Dichte, Kaltformbarkeit und

Warmfestigkeit der reinen ˛- und ˇ-Sorten dar

328

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.55 Einsatz von Titan-

Anwendungsbereich

Anteil

%

Halbzeug 2003 (Airbus)

Chemieanlagen, Offshoretechnik

40

Zivilflugzeuge

40

Militärflugzeuge

10

Andere Anwendungen

10

Anwendungen Neben dem Flugzeug- und Flugkörperbau sind Chemieanlagen die

Hauptanwendungsbereiche von Titan und -legierungen (Tab. 7.55) in Form von Profi-
len, Rohren, Stangen und Schmiedeteilen.

Eine Auswahl an Titan-Legierungen und deren Verwendung zeigt Tab. 7.56.

Normen zu Titan und -legierungen

DIN 17869/92 Werkstoffeigenschaften von Ti und Ti-Legierungen

DIN 65084/90 Luft- und Raumfahrt; Wärmebehandlung von Titan und Titan-

Knetlegierungen

Titan-Gusslegierungen

Als Gusswerkstoffe werden meist verwendet
unlegiertes Titan G-Ti99,4; G-Ti99,2Pd und die

Hauptlegierung G-TiAl6V4.

Die hohen Schmelztemperaturen fordern besondere Formstoffe aus E-Graphit mit orga-
nischem Binder. Sie werden nach Austreiben des Binders in einem längeren Graphitisie-
rungsprozess zu temperaturfesten Formen gebrannt.

Tab. 7.56 Auswahl von Titanlegierungen (8 hochlegierte Sorten DIN 17851/90)

Sorte

Gefüge

R
b
m

R e

A

R m;450 ıC

Anwendungen/Eigenschaften

MPa

%

MPa

TiAl5Sn2,5

˛

880

840

18

500. . . 550

Strahltriebwerksteile, Brand-
schotte, Implantate für die

Chirurgie

TiV13Cr11Al3 ˇ

1270

1200

15

950. . . 1000

Höchste Festigkeit, gut kalt-
formbar

TiAl6V4a

(˛ C ˇ)

1150

1030

10

600. . . 650

Meist verwendet, z. B. für

Triebwerksteile im Flugzeug-
und Rennfahrzeugbau, Rotor-
köpfe von Hubschraubern
a warmausgehärtet,
b Warmzugfestigkeit

7.7

Nickel (DIN 17743/02)

329

Anwendung von Ti-Gusslegierungen:

Zahnmedizin: Implantate

Luftfahrt: Feingussteile wie Beschläge, Instrumentengehäuse, Teile der Kraftstoffver-
sorgung, Rumpfspant 160 kg, Hubschrauber-Rotorteile 150 kg

Chemische Apparate: Pumpengehäuse 65 kg, Ventilgehäuse 22 kg, Lagerringe 250 kg.

Normung DIN 17865/90 Gussstücke aus Titan

Titan-Aluminide

Titan-Aluminide ist die Bezeichnung für Ti-Legierungen mit >40 % Al. Bedeutung ge-
winnt die intermetallische
-Phase TiAl. Sie hat bei niedriger Dichte von 3; 84 g=cm3
einen Schmelzpunkt von ca. 1460 °C und ist bis ca. 750 °C kriechfest und oxidationsbe-
ständig, sodass sie als Ersatz für die schwereren Ni-Basis-Legierungen infrage kommt,
die z. B. für die Laufschaufeln von Strahltriebwerken eingesetzt werden.

Sie sind auch für temperaturbeanspruchte, beschleunigte Bauteile in hochtourigen Kol-
benmotoren in Erprobung.

TiAl ist tetragonal-flächenzentriert, hat aber als Intermetallische Phase nur geringe

Gleitmöglichkeiten bei RT. Eine wirtschaftliche Bauteilfertigung ist schwierig. Zur Ver-
besserung sind in Entwicklung:

Abgewandelte Legierungen mit Cr, Nb, Mo, die heterogene Gefüge besitzen und etwas
zäher sind

Feinkornausbildung durch Strangpressen, isothermisches Schmieden oder Wärmebe-
handlung

Pulvermetallurgische Fertigungslinie.

Anwendungen für z. B. Auslassventile und Pleuelstangen sind in Erprobung.

7.7

Nickel (DIN 17743/02)

7.7.1

Unlegiertes Nickel

Ni ist ein ferromagnetisches Schwermetall.

Ferromagnetische Metalle (Fe, Co, Ni) verstärken in z. B. Spulen das elektromagneti-
sche Feld und behalten es nach Abschalten bei.

Am Curiepunkt (>360 °C) verliert Ni seine ferromagnetischen Eigenschaften und es
treten Unstetigkeiten in den thermischen Eigenschaften auf.

330

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.57 Werkstoffkennwerte Mechanische

Temperaturen
unlegierter Nickel

Eigenschaften

Rm

400. . . 500 MPa Schmelzen

1453 °C

Rp0;2

120. . . 200 MPa Schmieden

>1050 °C

E

210 GPa

Rekristallisation

>600 °C

A

35. . . 50 %

Dichte D 8;9 kg=dm3

Z

30. . . 35 %

Linearer Ausdehnungskoeffizient ˛ D 13 106=K (0. . . 100 °C)

Wärmeleitfähigkeit D 90 W=mK

Beispiel für Unstetigkeiten der thermischen Eigenschaften

Die Wärmeleitfähigkeit sinkt mit steigender Temperatur bis zum Curiepunkt und
steigt dann wieder an. Der Ausdehnungskoeffizient ęrreicht dort eine maximale Spit-
ze, um dann nach Absinken wieder anzusteigen.

Die Gitterstruktur ist kubisch-flächenzentriert, ohne Umwandlung beim Curiepunkt.

Nickel hat ähnliche mechanische Eigenschaften (Tab. 7.57) wie Kupfer, wird als Blech,

Band und Draht kaltverfestigt geliefert und ist kaltzäh bis zu 200 °C.

Verhalten beim Umformen, Schweißen und Löten ist ähnlich gut wie bei Cu. Die Zer-
spanung ist im weichen Zustand schwierig (Neigung zum Schmieren), im kaltverformten

Zustand besser.

Wichtig ist eine schwefelfreie Ofenatmosphäre beim Warmumformen. Schwefel dif-
fundiert ein und bildet Ni-Sulfid, das mit Ni ein niedrig schmelzendes Eutektikum auf den

Korngrenzen bildet (Tm ca. 665 °C). Als Folgen treten Risse bei der Warmumformung auf
und Versprödung bei RT. Ähnliche Vorgänge sind bei Stahl zu finden (Tab. 4.3).

Hohe Korrosionsbeständigkeit führt zum Hauptanwendungsbereich für Rein-Nickel.

Wegen des hohen Preises wird es dann eingesetzt, wenn andere Legierungen versagen.

In der Praxis wird unlegiertes Nickel in medizinischen Geräten, Anoden für galvani-
sche Bäder (Vernickeln), Temperaturfühlern, Schweißelektroden und für Einbauteile von

Elektronenröhren verwendet.

7.7.2

Niedrig legiertes Nickel

Die Sorten enthalten bis zu 5 % Mn, zusätzlich ca. 2 % Si.

Die Sorte NiBe2 ist aushärtend (ähnlich der Legierung CuBe1,7, Tab. 7.29).

Mn erhöht die Festigkeit, ohne dass die Umformbarkeit sinkt, und vermindert die Emp-
findlichkeit gegen schwefelhaltige und aufkohlende Gase in Verbindung mit Si.

In der Praxis wird niedrig legiertes Nickel für Zündkerzen in Ottomotoren (NiMn3Si)

sowie für Federn und Membranen (NiBe2) verwendet.

7.7

Nickel (DIN 17743/02)

331

Tab. 7.58 Korrosionsbeständige Ni-Legierungen

Sorte

Name

R m

R p0;2

A

Verwendung, Beständigkeit

Werkstoff-Nr.

MPa

%

NiCu30Fe

Monel-400,

500

300

25

Apparate und Armaturen für die chemische

2.4360

Nicorros

Industrie, Wärmetauscher, seewasserfest,

Geräte für Stahlbeizereien

NiCu30Al

Monel K-500 1035

760

30

Aushärtbare Legierung, Turbinenlaufräder,

2.4374

Wellen, nichtrostende Federn

Tab. 7.59 Ni-Legierungen, Werkstoffnummern

Nr.-

Bezeichnung

Klasse

2.44nn

Ni-Fe-Legierungen mit besonderen physikalischen Eigenschaften

2.45nn

2.46nn

Chem. beständige C hochwarmfeste Ni (CCo)-Legierungen

2.48nn

Hitzebeständige Ni-Cr-Legierungen

2.49nn

Hochwarmfeste Legierungen

7.7.3

Ni-Basis-Legierungen

Nickel-Kupfer-Legierungen (Daten Tab. 7.58) besitzen homogene kfz-Gefüge und damit
hohe Warm- und Kaltformbarkeit (Zustandsschaubild Cu-Ni Abb. 2.62, Verlauf der Zug-
festigkeit über den Legierungsbereich Abb. 2.66). Die Festigkeit steigt mit dem Ni-Anteil
bis zum Maximum bei ca. 70 % Ni. Mischkristallverfestigung durch Mn und Fe, Zusatz
von Al und Ti ergibt Aushärtbarkeit.

Ni-Cu-Legierungen wurden ursprünglich aus natürlich vorkommenden Kupfer-Nickel-

Erzen gewonnen, der Name Monel®-Metall stammt von A. Monel und wurde bis 1921
verwendet.

Ni-Cu-Legierungen haben hohen Widerstand gegen Spannungsriss- und Lochkorro-
sion und sind beständig gegen Meerwasser. Salpetersäure, saure Salze und NH3-haltige

Lösungen greifen an.

Anwendungen Apparate und Armaturen in der chemischen Industrie, Rohre für Ver-
dampfer, Vorwärmer und Überhitzer, Anlagen in Kontakt mit Meerwasser.

Eine weitere Unterteilung erfolgt nach besonderen Eigenschaften, die sich auch in den

Werkstoffnummern wiederfindet (Tab. 7.59).

Nickel-Eisen-Legierungen heben sich durch besondere physikalische Eigenschaften
hervor:

Wärmeausdehnung stark veränderbar.

Der lineare Ausdehnungskoeffizient von Fe-Ni-Legierungen hat bei 36 % Ni ein Mi-
nimum von ca. 1;2 106=K (Invar) und steigt bei höheren Ni-Gehalten steil an, z. B.

332

7

Nichteisenmetalle

Werkstoff NiFe46 (2.4475) ist eine von 5 Sorten für Metallglasverbindungen (DIN

17745/02).

Weichmagnetismus, d. h. mit geringem Energieaufwand magnetisierbar (und umma-
gnetisierbar).

Das bedeutet geringe Verluste (Hysterese) bei ständigem Ummagnetisieren in mit Wech-
selstrom betriebenen Anlagen.

Magnetwerkstoffe (weichmagnetisch) für Eisenkerne von Relais, Magnetverstärkern
oder Fernsprechtrafos, z. B. NiFe25 oder NiCo25Fe30 (Perminvar).

Hitzebeständige NiCr-Legierungen

Bauteile in langzeitigem Kontakt mit heißen Gasen reagieren an der Oberfläche mit der

Bildung von Zunderschichten, meist Oxiden.

Hitzebeständigkeit Es bildet sich eine Zunderschicht, die festhaftend ist und bei stän-
digen Temperaturwechseln nicht abblättert.

Cr bildet eine Cr2O3-,

Al bildet die Al2O3-Deckschicht.

Bei ständigen Temperaturwechseln treten zwischen Schicht und Grundwerkstoff durch
unterschiedliche Wärmedehnungen Spannungen auf, die zum stellenweisen Ablösen der

Schicht führen. Dort beginnt das Wachstum der Schicht aufs Neue. Diese zyklische ther-
mische Beanspruchung wird von einer Al-Oxidschicht besser ausgehalten als von Cr-

Oxid.

Die Schichten wachsen mit der Zeit verlangsamt (Charakteristik „liegende Parabel“).

Eine innenliegende Al-Oxidschicht sperrt die Diffusion der Cr-Atome nach außen. Die

Schichthaftung wird verbessert durch sog. Aktivelemente (z. B. Yttrium Y, Cer Ce, Haf-
nium Hf in sehr kleinen Anteilen). Ihre Wirkungsweise ist noch nicht geklärt.

Neben oxidierenden Gasen müssen Werkstoffe in den verschiedensten chemischen
und Wärmekraft-Anlagen auch solche mit reduzierender, aufkohlender oder aufsticken-
der Wirkung möglichst langzeitig ertragen.

Je nach Art der Gase können Elemente wie C, N oder S eindiffundieren und im Gefü-
ge unerwünschte Phasen bilden, welche den Werkstoff schädigen. Als Gegenmaßnahme
werden weitere LE zugesetzt (z. B. Si, Ti).

Ni-Basislegierungen werden wegen des hohen Preises dann eingesetzt, wenn die ent-
sprechenden Stahlsorten nicht mehr ausreichen:

Normung DIN EN 10095/99 Hitzebeständige Stähle und Nickellegierungen. Die Norm
enthält 5 Ni-Cr-Legierungen (Tab. 7.60).

Das Basismetall Ni hat durch sein dichtest gepacktes kfz-Kristallgitter eine niedrige

Diffusionskonstante. Dadurch laufen Vergröberungsprozesse im Kristallgitter relativ lang-
sam ab. Das bedeutet hohe thermische Stabilität des Gefüges.

7.7

Nickel (DIN 17743/02)

333

Tab. 7.60 Hitzebeständige NiCr-Legierungen

Sorte

R m

R p0;2 A 5 Zeitstandfestigkeit R m

Tmax

Verwendung, Beständigkeit

Werkstoff-Nr.

Mpa
in MPa bei 10.000 h

°C

600 °C 700 °C 900 °C

NiCr15Fe(8)

850 240

30

138

63

13

1150 Zündkerzen, Schutzrohre f.

1.4816a

Thermoelemente, beständig
gegen Chlor, Aufkohlung

NiCr22Mo9Nb 1000 380

30

–

190

20

1000 Entschwefelungsanlagen,

2.4856a

Offshoretechnik

NiCr23Fe

620 240

30

205

101

10

1200 Bauteile für Ofenanlagen,

2.4851a

Glühtöpfe

GNiCr28W

440 240

3

–

65

17

1150 Ofenbau, Erdöl- /Erdgasan-

2.4879b
lagen
a DIN EN 10095/99;
b DIN EN 10295/02

Ausgangslegierung ist NiCr20. Je nach Beanspruchung wird der Cr-Gehalt erhöht, teil-
weise durch andere LE ersetzt oder damit kombiniert.

Die Cr-Atome wirken dreifach:

Cr ist Lieferant für die Oxidschichtbildung.

Cr erhöht die Warmfestigkeit durch Mischkristallbildung + (Fe, Al, W, Mo, Nb, Ta).

Cr bildet mit C (bis zu 0,1 % enthalten) Carbide, die als Cr23C durch Wärmebehandlung
feinkörnig auf die Korngrenzen verteilt werden. Sie behindern das Korngrenzengleiten
und damit das Kriechen bei hohen Temperaturen (Abschn. 2.4.6 und Abb. 2.58).

Cr23C3 (wichtigste Karbidart), bis ca. 1050 °C stabil. Das Cr kann darin durch Fe (billig),

Ni, Co, Mo und W ersetzt werden, wenn diese LE in der Legierung enthalten sind.

Fe erniedrigt den Preis und ändert bis ca. 20 % die Eigenschaften unwesentlich. Mo,

Ta, Ti und W sind zusätzlich Karbidbildner.

Tabelle 7.60 zeigt, dass mit sinkendem Cr-Anteil die max. ertragbare Temperatur sinkt.

Hochwarmfeste Legierungen auf Ni-Basis sind die z. Zt. am höchsten in der Kom-
bination thermisch, mechanisch und korrosiv belastbaren Werkstoffe für Wärmekraftma-
schinen und -anlagen.

Antrieb für die Entwicklung war die Steigerung des thermischen Wirkungsgrades von

Wärmekraftmaschinen, insbesondere von Gasturbinen für die Luftfahrt. Er steigt mit der

Temperatur.

Diese Legierungen werden auch als Ni-Superlegierungen bezeichnet, sie enthalten bis
zu 15 LE in z. T. eng begrenzten Anteilen, um ungünstige Gefügeausbildungen zu ver-
meiden. Zum Teil haben sie ungünstige Nebenwirkungen, die dann durch ein weiteres

Element ausgeglichen werden müssen. Der Schmelzpunkt des Ni wird durch die LE er-
niedrigt.

334

7

Nichteisenmetalle

Abb. 7.9 Zustandsschaubild

Al-Ni, rechte Seite. Ni3Al
ist die Ni-reichste Phase im

System Al-Ni mit einem ko-
härenten kfz-Gitter und etwas
größerer Gitterkonstante. Die

Gitteranpassung dieser Teil-
chen an die Matrix ergibt hohe
thermische Stabilität

Langzeitbeanspruchung

Langzeitbeanspruchung bei hohen Temperaturen führt durch Diffusionsvorgänge zu Gefü-
geveränderungen im Innern. Das dichtest gepackte kfz-Kristallgitter der Ni-Legierungen
verlangsamt die Platzwechsel, damit auch die Kriechvorgänge.

Temperaturwechselbeanspruchung

Die hochlegierten Werkstoffe besitzen i. Allg. eine niedrige Wärmeleitfähigkeit. Bei häufi-
gen und schnellen Temperaturwechseln entstehen zwischen Kern und Schicht Spannungen
und ergeben Risse oder Ablösungen der Randschicht (Thermoermüdung).

Warmfestigkeit wird durch das Zusammenwirken verschiedener Mechanismen er-
reicht (Verfestigungsmechanismen ! Abschn. 2.3):

Mischkristallverfestigung durch Ta, Nb, Mo, W, Cr, Fe mit abnehmender Wirkung

Die Anteile dieser LE müssen eng begrenzt werden, es besteht die Möglichkeit, dass
sich unerwünschte, spröde intermetallische Phasen bilden.

Dispersionsverfestigung durch Intermetallische Phasen (Abb. 7.9):

Al und Ni bilden eine Phase (Ni3Al !, als
0-Phase bezeichnet). Al kann darin durch

Mo, W, Ti, Nb und Ta ersetzt werden.

Der Al-Gehalt kann nicht weiter erhöht werden (günstig für die Dichte), da sich sonst
die spröde Phase NiAl bilden würde.

Der Anteil der
0-Phase ist für Knetlegierungen auf ca. 20 % begrenzt, um ausreichende

Warmformbarkeit zu behalten. In Gusslegierungen (Turbinenschaufeln) kann sie bis zu

70 % betragen.

durch Karbide aus den Elementen Cr, Mo und W, die feinkörnig auf den Korngrenzen
liegen und thermisch stabil sind.

7.7

Nickel (DIN 17743/02)

335

Hohe Kriechfestigkeit erfordert möglichst hohen Anteil der
0-Phase in einer be-
sonderen Größe, Form und Anordnung. Das gilt auch für die Carbide. Dazu ist eine

Wärmebehandlung mit engen Temperaturgrenzen (ca. 20. . . 50 °C) erforderlich.

Wärmebehandlung

Lösungsglühen bei etwa 1000. . . 1240 °C je nach Sorte, auch mehrstufig, um alle Karbide
und die
0-Phase zu lösen.

Aushärten wird je nach Sorte ausgeführt durch
langsame Abkühlung nach Lösungsglühen
ein- oder mehrstufig nach vorheriger Abkühlung.

Daten für die Wärmebehandlung sind in Tab. 7.61 für einige Sorten zu finden.

Bei PM-Werkstoffen kann eine HIP-Behandlung als Lösungsglühen dienen.

Bei der regelmäßigen Inspektion von Flugzeugturbinen kann ein evtl. verändertes Ge-
füge durch eine regenerierende Wärmebehandlung in den Ausgangszustand zurückver-
setzt und damit repariert werden.

Speziell für Turbinenschaufeln sind Gießarten entwickelt worden, die zu besonderer

Kristallisation mit noch höherer Festigkeit führen.

Gerichtete Kristallisationsformen sind
stengelkristalline (kolumnar) und
einkristalline Erstarrung, z. B. nach dem Bridgeman-Verfahren (Abschn. 2.1.5).

Höher legierte Ni-Legierungen sind zahlreich und z. T. unter geschützten Namen im Han-
del, z. B. Nimonic®, Hastelloy®, Inconel®, Nicrofer®. Für thermisch höchstbeanspruch-
te Teile werden Wärmedämmschichten aufgespritzt; wegen der zum metallischen Grund-
werkstoff ähnlichen Wärmeausdehnung ist hierfür das Zirkoniumoxid besonders geeignet.

Tabelle 7.61 enthält einige Sorten aus DIN EN 10302/08 mit Daten für die Wärmebe-
handlung. Sie ist Voraussetzung für ein thermisch stabiles Gefüge.

Normung

Normen (alle von 2002):

DIN 17741: Niedriglegierte Ni-Legierungen

DIN 17742: Ni+Cr; DIN 17743: Ni+Cu; DIN 17744: Ni+Mo+Cr und DIN 17745:

Ni+Fe

Halbzeuge aus Ni und Ni-Legierungen:

DIN 17750: Blech+Band; DIN 17751: Rohre; DIN 17752: Stangen; DIN 17753:

Drähte

336

7

Nichteisenmetalle

Tab. 7.61 Hochwarmfeste Ni-Legierungen

Sorte

Zustanda Festigkeit

A

Zeitstandfestigkeit R m

Wärmebehandlung

Werkstoff-Nr.

bei RT

%

MPa für 10.000 h,

Temperatur °Cb,

T in °C

Kühlmittel

R m

R p0;2

600

700

800

900

MPa

NiCr25FeAlY

CAT

680

270

30

120

35

17

1200/Luft oder

2.4633
schneller

NiCr22Fe18Mo9

CAT

690

270

30

254

119

51

19,5 1160/Luft oder

2.4665
schneller

NiCr25Co20TiMo CP1080

1080 650

15

–

–

–

–

1100/Luft C 650

2.4878

CP110

1100 700

12

680

370

130

35
für 24 h/Luft C 700
für 8 h/Luft

1155/Luft C

640. . . 660 für 16 h/

Luft

NiCr20Ti

CP

850

240

30

433

186

70

–

1065/Luft C 850

2.4952c
für 24 h/Luft C 700
für 8 h/Luftkühlung
a Zustand nach Wärmebehandlung: AT lösungsgeglüht, P ausgehärtet;
b Mittelwerte, Realbereich liegt um 15. . . 20 °C nach oben und unten;
c auch Ventilwerkstoff DIN EN 10090/98

7.8

Druckgusswerkstoffe

Beim Druckgießverfahren wird flüssiges Metall unter Druck mit großer Geschwindigkeit
in stählerne Dauerformen „geschossen“. Die Leistung der Druckgießmaschinen beträgt je
nach Größe des Teiles und Art der Maschine 25. . . 700 Schuss=h, bei kleinen Teilen auf

Automaten auch mehr (Tab. 7.62).

Die nachstehende Übersicht (Tab. 7.63) stellt die Merkmale des Verfahrens den Aus-
wirkungen auf das Werkstück und die Wirtschaftlichkeit gegenüber.

Tab. 7.62 Daten zum Druckgießen

Einströmgeschwindigkeiten

20. . . 70 m=s

Arbeitsdrücke

. . . 300 MPa

Entsprechend groß sind die Schließkräfte, welche die Maschine
aufbringen muss, um die Formhälften gegen den Druck dicht zu
halten

Schließkräfte

5000. . . 250.000 kN

Schließkraft F D Arbeitsdruck projizierte Fläche des Bauteils in der Schließebene

7.8

Druckgusswerkstoffe

337

Tab. 7.63 Übersicht: Druckgießen

Merkmale des Druckgießens

Auswirkungen

Abbildungsgenauigkeit, Oberflächengüte hoch

Nacharbeit am Gussteil gering

Gestaltungsfreiheit, kleine Maßtoleranzen

Bearbeitungszugaben klein

Eingussanteil gering

Weniger Kreislaufmaterial, höheres Ausbringen

Dünnwandige Gussstücke möglich

Verkleinerung der Werkstückmasse möglich

Verbundguss durch Eingießteile

Montagearbeit geringer

Metall strömt turbulent eina

Feinste Luft- und Gaseinschlüsse, Oxidhäute

Hoher Druck in der Form

Hohe Schließkräfte

Gratbildung an Trennfugen

Nacharbeit (bei verschlissener Form)

Hohe Herstellkosten für Dauerformen

Mindeststückzahl zur Wirtschaftlichkeit er-
forderlich, Änderungen am Bauteil sind nur
begrenzt möglich

Hohe Wärmebeanspruchung der Formen

Formverschleiß, Bauteiloberfläche wird
schlechter

Produktionsleistung hoch

Lohnkosten/Stück niedrig
a Moderne Gießverfahren vermeiden die Turbulenzen und ergeben porenfreie Teile ohne Oxidhäute
mit Schweißeignung

Tab. 7.64 Gewünschtes Eigenschaftsprofil von Druckgusslegierungen

Werkstoffeigenschaft

Auswirkung, Einfluss

Niedrige Schmelztemperatur

Geringer Formverschleiß, hohe Standmenge

Fließ- und Formfüllungsvermögen hoch

Scharfe, dünnwandige Abgüsse möglich

Kleines Schwindmaß

Geringe Warmrissneigung in der Form

Niedrige Gasaufnahme der Schmelze

Geringe Porosität des Gefüges

Maß- und Gefügebeständigkeit

Funktionsfähigkeit, Lebensdauer

Um die negativen Auswirkungen klein zu halten, sollten Druckgusslegierungen deshalb
das folgende Eigenschaftsprofil besitzen (Tab. 7.64):

Die Anforderungen werden am besten von den Zn-Legierungen erfüllt, weniger von
den Leichtmetallen Al und Mg. Trotzdem sind diese für Teile großen Volumens wirtschaft-
licher, weil sich dann die hohe Dichte des Zn (7;13 kg=dm3) auswirkt und den Vorteil
seiner hohen Standmenge zurückdrängt (Tab. 7.65).

Für die Taktzeiten ist der Wärmeinhalt der Legierung wichtig, weil die Kristallisations-
wärme des Teiles abgeführt und seine Temperatur abgesenkt werden muss, um es rissfrei
auszustoßen. Hier ist Al ungünstiger als Mg.

Cu-Legierungen stehen wegen der hohen Schmelztemperaturen in der Bedeutung hin-
ter Zn, Al und Mg zurück, ebenso die Pb- und Sn-Legierungen.

Die Porosität der Druckgussteile wird vermindert durch Vakuum in der Form oder lang-
sameres Einströmen in geneigte Formen, sodass die Luft besser entweichen kann.

Neue Gießverfahren wie Squeeze-Casting und Thixoguss behandelt Abschn. 7.2.5.

338

7

Nichteisenmetalle
n
rungeie
sleg
kgus
rucD

5.67.b

Ta

Literatur

339

Literatur

1. GDA Gesamtverband der Aluminiumindustrie. Technische Merkblätter zu Al-Werkstoffen, Ver-
arbeitung und Anwendungen

2. W01/04: Werkstoff Aluminium; W2/03: Al-Knetlegierungen;

3. W3/03: Formguss von Al-Werkstoffen;

4. W07/07: Wärmebehandlung von Al-Knetlegierungen; W017 Aluminiumschaum www.aluinfo.

de

5. Deutsches Kupfer-Institut Düsseldorf (DKI). Auskunft- und Beratungsstelle f. d. Verwendung
von Kupfer und Kupferlegierungen. www.kupfer-institut.de

6. Deutsches Kupfer-Institut Düsseldorf (DKI). DKI-Fachbücher über Kupfer und -legierungen

7. Deutsches Kupfer-Institut Düsseldorf (DKI). Datenblätter (download) über Kupfersorten (10),

Kupfer-Zink (13), Kupfer-Zinn/Zink (14), weitere 16 zu Kupfer-Nickel, Kupfer-Aluminium u. a.

8. Beck, A.: Magnesium und seine Legierungen. Springer 2001

9. Magnesium-Taschenbuch. Aluminium-Verlag 2002

10. Zinkberatung e. V., Düsseldorf. Schriftenreihe, Bestellung über www.zinkberatung.de

11. Legierungen und Anwendungsbeispiele aus den Bereichen Luftfahrt, Fahrzeug- und Maschi-
nenbau, Bauwesen www.otto-fuchs.com (NE-Metalle Al, Cu, Mg, Ti)

12. Serienverfahren für hochkomplexe, dünnwandige Leichtmetallbauteile www.kug.bdguss.de/
giessverfahren (Druckgießen)

13. DIN 459/10 Blei, Magnesium, Nickel, Titan, Zink, Zinn und deren Legierungen. Beuth-Verlag,

Berlin

14. DIN 455/05 Gießereiwesen 2, Nichtmetallguss. Beuth-Verlag, Berlin

15. DIN 450-1/09 Aluminium 1. Bänder, Bleche, Platten, Folien Butzen, Ronden, geschweißte Roh-
re, Vormaterial. Beuth-Verlag, Berlin

16. DIN 450-2/09 Aluminium 2. Stangen Rohre, Profile, Drähte, Vormaterial. Beuth-Verlag, Berlin

17. DIN 450-3/12 Aluminium 3. Hüttenaluminium, Aluminiumguss, Schmiedestücke, Vormaterial.

Beuth-Verlag, Berlin

18. DIN 456-2/15 Kupfer 2 Walzprodukte und Rohre. Beuth-Verlag, Berlin

19. DIN 456-3/15 Kupfer 3 Stangen Drähte, Profile, Gussstücke und Schmiedestücke. Beuth-

Verlag, Berlin

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

8

8.1

Einteilung und Abgrenzung

In diesem Abschnitt sind Werkstoffe behandelt, die nicht zu den Metallen oder Polymeren
zählen. Ihre Rohstoffe sind anorganisch (also basierend nicht auf Kohlenwasserstoffen)

und bestehen oft aus Gemischen chemischer Verbindungen von Metallen der ersten drei

Gruppen des PSE und Verbindungen des Siliziums, das in der Erdrinde mit ca. 25 % ent-
halten ist. Ihre Struktur basiert auf kovalenten Bindungen, in der Regel mit ionischen

Bindungsanteilen. Zu den nichtmetallisch-anorganische Werkstoffen zählen eine Reihe
von Werkstoffgruppen (Tab. 8.1):

Die Stoffe werden in vielen Technikbereichen genutzt, Tab. 8.2 gibt einen Überblick.

Dieses Kapitel beschränkt sich auf die Stoffe, die durch ihr Eigenschaftsprofil als

Ingenieur-Keramik für Bauteile im Maschinenbau und in der Feinwerktechnik verwen-
det werden können.

Keramik gehört zu den ältesten Werkstoffen der Menschheit. Sie waren Naturstoffe mit
ortsabhängiger Zusammensetzung.

Durch Verwendung reinerer Ausgangsstoffe wurden diese Produkte für die moderne

Technik verwendbar, wie z. B. Porzellan als Isolator für die Elektrotechnik.

Tab. 8.1 Nichtmetallisch-

Stoffgruppe

Beispiele
anorganische Werkstoffgrup-

Keramik

Aluminiumoxid, Porzellan, Piezokeramik
pen

Mineralglas

Quarzglas, Bleiglas

Bindemittel

Zement, Kalk, Gips

Halbleiter

Silizium, Germanium, GaAs

Kohlenstoff

Graphit, Diamant

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

341

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_8

342

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.2 Anorganisch-nichtmetallische Werkstoffe in der Technik

Technik-Bereich

Produkte/Stoffe

Bautechnik

Betonwerkstein, Stahl- und Spannbeton, Ziegel, Flachglas

Rohrleitungen

Rohre aus Glas, Ton, Steinzeug und Schleuderbeton

Chemieanlagen

Beschichtungen von Bauteilen mit Emaille, Glas- und Steinzeugprodukte

Optik

Gläser verschiedener Brechung, Absorption oder Reflexion

Elektronik

Halbleiter, Sensoren, Piezokristalle

Metallurgie

Feuerfeste Stoffe zur Auskleidung von Schmelzgefäßen, Graphitelektroden

Maschinenbau

Schneidkeramik, technische Keramik für Bauteile

8.2

Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

Neue Stoffe und Verfahren haben technische Keramik für den Maschinenbau interessant
gemacht. Sie besitzen eine Kombination von Härte, Verschleißwiderstand und Korrosions-
beständigkeit auch bei hohen Temperaturen, die selbst Ni-Basis-Superlegierungen nicht
aufweisen.

Schwierigkeiten bereiten die mangelnde Zähigkeit und die Qualitätssicherung, d. h.

Einhaltung der Maßtoleranzen und Werkstoffgüte in der Serienfertigung. Die Konstanz
der Eigenschaften hängt von der hohen Reinheit der Stoffe ab. Tabelle 8.3 gibt einen Über-
blick über die gängige Einteilung der Stoffe.

Ingenieur-Keramiken gehören zu den beiden rechten Gruppen der Tab. 8.3. Ihre Kris-
tallgitter sind weniger dicht gepackt als die der Metalle und haben andere Bindungsarten.

Hauptbindungsart ist die kovalente Bindung. Diese stabile Bindung erklärt die geringe
chemische Reaktivität der Keramiken und die besonders hohe Sprödigkeit. Dadurch, dass
nächste Nachbarn fest aneinander gebunden sind, ist plastische Verformung praktisch un-
möglich. Die Ionenbindungsanteile, bei Silikatkeramik ausgeprägter als bei den anderen
beiden Gruppen, sind für das Verständnis des Piezo-Effektes nötig (s. Abschn. 11.4.2).

Die Bausteine dieser chemischen Verbindungen liegen überwiegend im oberen Bereich
des PSE (Tab. 8.4), es sind damit

Elemente geringer relativer Atommasse mit
kleinen Atomradien, dadurch z. T.

kleinen Abständen im Kristallgitter und
großen Bindungskräften.

Daraus ergeben sich die wesentlichen Eigenschaftsunterschiede zu den Metallen (Tab. 8.5).

Biegefestigkeit ist die wichtigste mechanische Eigenschaft (DIN EN 843-1/06). Da es
sich hier um den Widerstand gegen Bruch handelt, ist die Messgröße praktisch ein Maß
für die Zähigkeit. Die Entwicklung der Ingenieur-Keramik zielt auf eine Erhöhung der

Zähigkeit (Biegefestigkeit) durch folgende Maßnahmen:

8.2

Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

343

Tab. 8.3 Einteilung der Keramik in drei Gruppen

Silikatkeramik

Oxidkeramik

Nichtoxidkeramik

Sorten

Beispiele

Sorten

Beispiele

Sorten

Beispiele

Steinzeug Muffenrohre,

Al-Oxid

Schneidplatten,

Si-Carbid, SiC Schleifscheiben,

Sanitärkeramik

Hüftgelenke

Düsen

Porzellan Hochspannungs-

Zr-Oxid

Zieh- und Um-

Si-Nitrid, SN

Brenner, Wälz-
isolatoren
formwerkzeuge
körper

Steatit

Maßhaltige

Al-Titanat Bauteile in

B-Nitrid, BN

Schleif- und

Isolationsteile

Kontakt mit NE-

Schneidkörper

Metallschmelzen

Tab. 8.4 Bausteine der

Periode

Hauptgruppe

Ingenieur-Keramik und Stel-

I

II

III

IV

V

VI

VII
lung der Elemente im PSE

2

Li

Be

B

C

N

O

F

3

Na

Mg

Al

Si

P

S

Cl

4

Ti

5

Zr

Abb. 8.1 Korngröße und Bie-
gefestigkeit

Kleinste Korngröße der Ausgangsstoffe (Abb. 8.1)

Reinheit der Pulver und enge Korngrößenverteilung

Verstärkung durch infiltrierte Stoffe oder Fasern (Verbundwerkstoffe) (siehe Kap. 10).

Die Maßnahmen zur Erhöhung der Zähigkeit werden als Duktilisierung bezeichnet und
sind mit größerem Aufwand verbunden (z. B. Fertigung unter Reinraumbedingungen).

Hierzu gehören auch neue Verfahren (Abschn. 8.5) zur synthetischen Erzeugung der Pul-
ver mit höherer Reinheit, kleinerer Korngröße und engerer Korngrößenverteilung.

Mit sinkender Korngröße (bis in den Nano-Bereich) steigen Aufwand für Reinheit,

Pulverherstellung, Sintern mit Wärmebehandlung und damit der Preis.

8.2.1

Thermoschockbeständigkeit

Zu den größten Schwächen nichtmetallisch-anorganischer Werkstoffe zählt ihr Verhalten
bei schnellen Temperaturwechseln, beim sog. Thermoschock: Es kommt zur Rissbildung,
die i. d. R. das Bauteil unbrauchbar macht.

344

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.5 Struktur- und Eigenschaftsvergleich Metall – Ingenieur-Keramik

Kriterien

Metalle (technische)

Ingenieur-Keramik

Bindungsart

Metallbindung und einfache Metallgitter,

Kovalente Bindung mit Ionen-
freie Elektronen
bindungsanteil, z. T. komplizierte

Kristallgitter
und daraus

Hohe Wärmeleitfähigkeit

Niedrige Wärmeleitfähigkeit
resultierende

(außer Halbleiter)

Eigenschaften

Lineare Längenausdehnung

Tendenziell kleinere Längenaus-

4,5 (W) bis 29 (Pb) 106=K
dehnung von 1 (Quarz) bis 13

(ZrO2) 106=K

Weiche Stoffe (z. T. härtbar)

Naturharte Stoffe, über

2000. . . 6000 HV1

Plastische Verformbarkeit gering bis hoch

Keine plastische Verformbarkeit

(je nach Kristallgitter)

Verformungsbruch oder Sprödbruch

Immer Sprödbruch

Schmelztemperaturen niedrig bis hoch

Schmelztemperaturen hoch

Tm: 327 (Pb) bis 3422 °C (W)

Tm > 2000 °C

Wenige sind warmfest bis max. 1000 °C

Allgemein warmfest zwischen

900. . . 1700 °C

Qualitäts-

Relative Konstanz der Eigenschaften bei

Eigenschaften defektkontrolliert,
sicherung

Massenfertigung
deshalb starke Streuung der Ei-
genschaften, abhängig von der

Reinheit der Ausgangsstoffe und
den Herstellverfahren

Einfachere Prüfverfahren

Prüfung aufwendig (Klang-,

Röntgen-, evtl. auch Tomogra-
fieprüfungen)

Typische Schadensfälle des täglichen Lebens, die auf Thermoschock zurückzuführen
sind:

Springen von Trinkgläsern beim Einfüllen von kochend heißem Wasser

Reißen von Porzellan, wenn man es aus Versehen auf eine heiße Herdplatte stellt

Zerspringen von Töpferwaren im Brennofen, wenn er zu früh nach dem Brennen ge-
öffnet wird.

Ursache Ungleichmäßige Temperaturverteilung im Bauteil führt zu unterschiedlicher
thermischer Ausdehnung, die bei komplexen Bauteilen behindert ist. Behinderte Aus-
dehnung führt zu mechanischen Spannungen. Ist die Spannung örtlich größer als die

Trennfestigkeit der Atome, kommt es zur Rissbildung. Thermoschock in der Ingenieur-
spraxis:

Ventile im Verbrennungsmotor

Turbinenschaufeln in der Gasturbine.

8.2

Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

345

Abb. 8.2 Starr eingespannter Stab, erhitzt auf T0, danach abgekühlt auf T1. Linkes Bild: Der einge-
spannte Stab von der Länge l0 ist auf die Temperatur T0 erhitzt. Rechtes Bild: Der Stab ist abgekühlt
und müsste um l auf die Länge l1 schrumpfen. Der punktierte Bereich entspricht der thermischen

Dehnung (Schrumpfung) "th. Es bildet sich ein Riss oder der Balken muss durch eine gleich große
elastische Dehnung " D
el
l= l1 auf der ursprünglichen Länge l0 gehalten werden. Die dabei auf-
tretende resultierende Spannung errechnet sich nach dem Hooke’schen Gesetz

Herleitung einer einfachen Formel für den Thermoschock (Abb. 8.2):

Berechnungen

Thermische Dehnung: " D
th

˛ T .

Resultierende elastische Spannung :

D "el=E

" D

D
el

"th

˛ T eingesetzt:

D ˛ T =E
nach T aufgelöst:

T D =˛ E

Kritischer Thermoschock: T

D
krit

Rm=˛ E

( durch Rm ersetzt).

Versagen tritt ein, wenn die resultierende Spannung die Zugfestigkeit Rm überschrei-
tet, bei nichtmetallisch-anorganischen Werkstoffen die Biegebruchfestigkeit bB.

I

Thermoschockbeständigkeit kann man als den Temperaturwechsel Tkrit ver-
stehen, der gerade eben zum Versagen führt.

Bei hoher Wärmeleitfähigkeit eines Werkstoffes tritt ein Temperaturausgleich schneller
ein, dadurch sinkt die Beanspruchung durch Thermoschock. Das gilt i. Allg. für Metalle.

Durch hohen Anteil an LE sinkt die Wärmeleitfähigkeit und evtl. auch die plastische Ver-
formbarkeit. Dann sind sie auch gefährdet (Tab. 8.6).

Duktile Metalle sind nicht thermoschockempfindlich, da bei ihnen die Spannungen zu
örtlichen plastischen Verformungen führen.

Spröde Metalle, wie z. B. lamellarer Grauguss oder gehärteter Stahl, sind dagegen
aufgrund ihrer geringen plastischen Verformbarkeit thermoschockempfindlich.

I

Hinweis Genauere Formeln, z. B. für hochlegierte Stähle, enthalten noch die

Wärmeleitfähigkeit .

346

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.6 Kritischer Ther-

Werkstoff

Tkrit [°C]

Werkstoff

Tkrit [°C]

moschock einiger Werkstoffe

Al-Oxid

80

Kalk-Alkali-

170

(Daten aus Tab. 8.14)

HPSiC

370

Glas

HPSN

830

Quarzglas

3000

ATi

1660

GJL-250

210

Folgerung Steigerung der Thermoschockbeständigkeit eines Werkstoffes durch
höhere Festigkeit Rm
höhere Wärmeleitfähigkeit
kleineren Elastizitätsmodul E
kleineren thermischen Ausdehnungskoeffizienten ˛.

8.3

Bearbeitung der Werkstoffe

Aufgrund des Eigenschaftsprofils (hart und spröde) sind nicht alle Fertigungsverfahren
anwendbar. Nach der Formgebung der Rohmasse erfolgt die Bearbeitung der geformten

Rohteile in Stufen.

Bearbeitungsstufen sind:

Grünbearbeitung erfolgt am ungesinterten Rohteil.

Weißbearbeitung am vorgebrannten (hilfsverfestigten) Rohteil, dabei werden die or-
ganischen Bindemittel ausgetrieben.

Hartbearbeitung am fertiggesinterten Bauteil. Eine Übersicht der möglichen Ferti-
gungsarten gibt Tab. 8.7.

Mit den Verfahrensstufen steigen Härte der Rohteile und damit Kosten der Bearbeitung.

Tab. 8.7 Fertigungsverfahren für keramische Stoffe

Fertigungs-

Fertigungsverfahren
hauptgruppe

Urformen

Meist durch Pressen der pulverförmigen Ausgangsstoffe, Schlickerguss für
technische Keramik anwendbar, PM-Spritzguss für Kleinteile bis 300 g,

Plasmaspritzen für Hohlkörper

Umformen

Nur im Grünzustand möglich

Trennen

Schleifen mit Diamant- oder Borkarbidscheiben, laserunterstütztes Drehen,
elektroerosive Bearbeitung möglich bei Leitwerten > 0;01 S=cm

(z. B. Si-Karbid)

Verbinden

Reib- und Diffusionsschweißen, Löten nach Metallisierung, Reaktionslöten
auch von Metall mit Keramik möglich (DVS 3102/05)

Beschichten

Thermisches Spritzen (bis 20 mm), CVD- und PVD-Verfahren (< 20 µm)

8.4

Werkstoffsorten

347

Die Fertigung durch Formung aus Pulvern mit anschließendem Sintern (Brand) hinter-
lässt mit großer Wahrscheinlichkeit Defekte im Gefüge, z. B. Risse, Poren und Verunrei-
nigungen. Sie wirken als innere Kerben, d. h. als Risskeime.

Folgen Breite Streuung der mechanischen Eigenschaften. Die Festigkeitswerte vieler

Proben liegen nicht innerhalb der sog. Glockenkurve (Normalverteilung), sondern inner-
halb einer breiteren, unsymmetrischen Kurve (sog. Weibull-Verteilung).

Volumeneinfluss Mit zunehmenden Bauteilvolumen steigt die Anzahl der inneren Feh-
ler, damit sinkt die Biegefestigkeit stark ab.

8.4

Werkstoffsorten

8.4.1

Oxidische Werkstoffe

Gebräuchliche Oxidische Werkstoffe sind Al-Oxid, Mg-Oxid, Zr-Oxid und Al-Titanat.

Ihre Anwendungen sind vielfältig:

Schutzrohre für Thermoelemente bei Hochtemperaturmessungen, Brennerdüsen

Dichtscheiben für Armaturen, Fadenführer an Textilmaschinen, Futtersteine und Mahl-
kugeln für Mühlen aller Art, Feinschleifwerkzeuge, metallisierbare Isolierteile (hartlöt-
bar) für Elektronik und Vakuumtechnik

Schneidplatten besonders für die Zerspanung von Gusseisen (Sandeinschlüsse) mit hö-
herer Härte als normale Hartmetallsorten (auch bei 1000 °C).

Aluminiumoxid (Al2O3/ wird am häufigsten verwendet. Es hat eine sehr große Bindungs-
energie. Daraus ergibt sich
hohe Stabilität bei hohen Temperaturen

Korrosions- und Verschleißbeständigkeit
hohe Biegefestigkeit und Härte.

Es wird in Sorten mit steigendem Al-Oxid-Gehalt von 86 bis über 99 % angeboten. Dabei
steigen Dichte, Wärmeleitfähigkeit, Biegefestigkeit und Einsatztemperaturen (Tab. 8.9).

Mischkeramik enthält Anteile von ZrO2 oder Ti(C,N) mit höherer Härte und Biegefes-
tigkeit, bei ZTA (Zirkonia Toughened Alumina, mit ca. 10 % ZrO2 verstärktes Al-Oxid)

durch Umwandlungsverfestigung.

Zirkoniumoxid ZrO2 ist polymorph, d. h. tritt in mehreren Gitterstrukturen auf

(Tab. 8.8):

348

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.8 Kristallarten des

Temperaturbereich

Gitter

Zirkoniumoxids

[°C]

T

D
m

2370

Kubisch, kfz

Tm

2680 °C

2370. . . 1170 Tetragonal

# Volumensprung

1170

Monoklin

Abb. 8.3 Elementarzelle des
kubischen ZrO2

Die Elementarzelle des kfz-Gitters besteht aus kleineren Zr-Atomen, auf Zwischengit-
terplätzen sind größere 4 O-Atome so angeordnet, dass sie tetraedrisch von Zr-Atomen
umgeben sind (Abb. 8.3).

Bei der Abkühlung aus der Sintertemperatur ist die Gitterumwandlung von der tetra-
gonalen in die monokline Struktur mit einer Volumenerweiterung von 3. . . 5 % verbunden,
auch als martensitische Umwandlung bezeichnet.

Bei der Gitterumwandlung ändert sich die Anordnung der Atome im Prinzip nicht.

Der Würfel wird zum etwas höheren Quader (tetragonal). Später ändert sich die quadrati-
sche Grundfläche zum Rhombus (monoklin).

Martensitumwandlung bei Stahl ist die Umwandlung des metastabilen kfz-Auste-
nitgitters (mit gelösten C-Atomen) in das tetragonal aufgeweitete Martensitgitter mit
einer Volumenzunahme von ca. 4 % und den bekannten Eigenschaftsänderungen (Ab-
schn. 5.3.3).

Während bei Stahl diese Umwandlung vom Metallgitter ertragen wird, führt sie beim
kovalent gebundenen Gitter des Zr-Oxids mangels Gleitmöglichkeiten zu inneren Rissen
und zur Unbrauchbarkeit.

Für einen praktischen Einsatz müssen deshalb die Gitterumwandlungen – wie bei den

Metallen – durch Legieren mit anderen Oxiden unterdrückt werden, hier Stabilisie-
rung genannt. Sie erfolgt durch Mischkristallbildung mit MgO, CaO, CeO2 oder Y2O3.

(Abb. 8.4). Die anderen Metalle setzen sich dabei an die Stelle des Zr.

Stabilisierung ergibt je nach Anteil an Oxiden die ZrO2-Sorten:

FSZ (Fully Stabilized Zirkonia)

PSZ (Partially Stabilized Zirkonia)

TZP (Tetragonal Zirkonia Polycrystal).

FSZ (Fully Stabilized Zirkonia) ist vollstabilisiert, das kubische Kristallgitter ist bis auf

RT stabil. Dazu sind z. B. > 17 % des Oxids Y2O3 erforderlich (Zustandsschaubild 8.4).

8.4

Werkstoffsorten

349

Abb. 8.4 Zustandsschau-
bild ZrO2–Y2O3, K: kubisch,

T: tetragonal, M: monoklin

Ionenleitfähigkeit Die Mischung von ZrO2 mit CaO, MgO oder Y2O3 führt zu unbe-
setzten O-Plätzen im Kristallgitter. Sie fördern die Diffusion von Sauerstoff durch das

Gitter. Da Sauerstoff sehr elektronegativ ist, spricht man hier von der Diffusion von Sau-
erstoffionen. Das FSZ wird dadurch zu einem ionenleitenden Stoff. Hierbei wird der

Ionenbindungsanteil an der Bindung im Kristallgitter deutlich.

Anwendung FSZ ist hochwarmfest (2200 °C), für -Sonden zur Abgaskontrolle, Fest-
stoffelektrolyt in Brennstoffzellen.

Bei geringeren Oxidgehalten entstehen nach Abb. 8.4 heterogene Gefüge, die teilweise
umwandlungsfähig sind und durch die Umwandlungsverfestigung zu Werkstoffen mit
höherer Biegebruchfestigkeit werden.

Vergleich Der Stahl vom Typ X8CrNi18-8 hat bei RT ein metastabiles, austenitisches

Gefüge. Durch Kaltumformung, z. B. Tiefziehen, wird teilweise Martensit gebildet und
damit die Verformungsverfestigung verstärkt (Abb. 2.43).

PSZ (Partially Stabilized Zirkonia) ist teilstabilisiert, hat Oxidgehalte von 3. . . 5 % und
ist nach einer Wärmebehandlung bei RT kubisch mit feinkörnigen, tetragonalen Ausschei-
dungen ( 0;1 µm), die bei Abkühlung teilweise in die monokline Phase umgewandelt
sind. Ihre Volumenzunahme setzt das Gefüge unter Druckeigenspannungen, sodass die
tetragonale Phase an weiterer Umwandlung gehemmt wird und damit metastabil ist.

Wirkungsweise der Umwandlungsverfestigung: Beim Entstehen eines Risses werden
an der Rissspitze die Druckspannungen abgebaut und die metastabile tetragonale Phase
wird örtlich in die (voluminösere) monokline umgewandelt. Die entstehenden Druckei-
genspannungen hemmen die weitere Rissausbreitung bzw. führen zu einer Mikrorissver-
zweigung.

Die Umwandlungsverfestigung (auch Transformationsverfestigung) wirkt sich in hö-
heren Werten für Biegebruchfestigkeit und Bruchzähigkeit gegenüber anderen Oxidkera-
miken aus (Tab. 8.9).

350

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.9 Eigenschaftswerte von Oxidkeramiken (Keramverband)

Sorte

Dichte

E [GPa]

Biegefestig-

Wärme-

Wärme-

Maximale

K c

Ic
p

Kurz-

[g=cm3]

keit bB
leitfähig- ausdeh-

Temperatur

[MPa] m
zeichen

[MPa]

keit a
nung ˛b

[°C]

[W=mK [106=K]

Al-Oxid

> 3;2

> 200

> 200

14. . . 24

6. . . 8

1400. . . 1500

3,5. . . 4,5

86 %

Al-Oxid

3,7. . . 3,9 300. . . 380

300. . . 580

19. . . 30

7. . . 8

1400. . . 1700

4. . . 5,5

> 99 %

Al-Oxid

4,0

380

400. . . 480

15

9. . . 11

1000

4,4. . . 5

(ZTA)

PSZ,

5. . . 6

140. . . 210

500. . . 1000 1,2. . . 3

9. . . 13

1500

8

ZrO2

TPZ

6,05

210

1050

2,5

10.5

1000

15

(Y-TPZ)

ATi,

3. . . 3,7

10. . . 30

15. . . 50

1,5. . . 3

1

900. . . 1600

3. . . 5

Al2TiO5
a Wärmeleitfähigkeit bei 20 °C;
b Längenausdehnung ˛ für Keramik 30. . . 600 °C;
c KIC: krit. Spannungs-Intensitätsfaktor (Bruchzähigkeit, aus der Bruchmechanik hergeleitet), von

Mischung und Herstellverfahren abhängig

Anwendungen PSZ plasmagespritzte Wärmedämmschichten an Ventilkegeln (Pkw),

Ventilführungen, Brennkammern, Turbinenschaufeln, Zylinderlaufbüchsensegmente von
thermisch hochbelasteten Dieselmotoren, Zieh- und Biegewerkzeuge, Schneidkeramiken.

Die Paarung ZrO2=Stahl hat geringe Verschweißneigung zu Stahl, deshalb auch kleine

Reibzahlen.

TZP (Tetragonal Zirkonia Polycrystal) hat ein tetragonales, metastabiles Gefüge. Es
wird durch Verwendung sehr feinkörniger Pulver (< 1 µm) unter Zugabe von Yttriumoxid

Y2O3 (Y-TZP) erreicht.

Durch das Zusammenwirken von Feinkorn- und Umwandlungsverfestigung sowie

Nachverdichtung durch heißisostatisches Pressen (HIP) lassen sich Biegefestigkeiten bis
zu 1800 MPa bei hoher Bruchzähigkeit erreichen. Das ist mit hohen Kosten verbunden.

Maßnahmen für höchste Ansprüche:

hohe Reinheit der Ausgangsstoffe
längere, optimierte Mahldauer
exaktes Einhalten der Temperatur-Zeitabläufe beim Sintern und Abkühlen.

Anwendung Y-TZP: in der Dentaltechnik und für Hüftgelenkprothesen.

Aluminiumtitanat ATi, Al2TiO5, ist eine Mischphase aus Al-Oxid und Ti-Oxid im
stöchiometrischen Verhältnis und offener Porosität von 10. . . 16 %. Mit seinen Eigenschaf-
ten hebt es sich von den anderen ab:

8.4

Werkstoffsorten

351
niedriger Elastizitätsmodul
niedrige Wärmeleitung und -ausdehnung.

Dieses führt zu einer sehr hohen Beständigkeit gegen Thermoschockbeanspruchung.

Anwendungen Al-Titanat für Umgießteile im Motorenbau: Einsätze für Kolbenböden
und Auskleidung von Auspuffkrümmern (Portliner), Ofenschieber.

Es wird auch eine geringe Benetzbarkeit durch Al- und Buntmetallschmelzen beobach-
tet. Anwendung für z. B. Steig- und Dosierrohre, Düsen, Tiegel.

8.4.2

Nichtoxidische Werkstoffe

Nichtoxidisch sind alle Carbide und Nitride von Silicium, Bor und Al.

Sinterverhalten Die fast reine kovalente Bindung der Nichtoxidkeramik führt zu sehr
niedrigen Diffusionskoeffizienten. Nichtoxidkeramiken brauchen Sinterhilfsmittel, die bei

Sintertemperatur eine flüssige Phase bilden und damit binden, aber die Wärmebeständig-
keit erniedrigen. Es entstehen poröse Werkstoffe mit geringer Festigkeit.

Höchste Dichte und Biegefestigkeit bei erhöhten Kosten erreichen die heißisostatischen
und heißgepressten Sorten.

Die Herstellung der Ausgangspulver geschieht synthetisch nach verschiedenen Verfah-
ren, evtl. unter Schutzgas. Dabei entstehen Werkstoffe verschiedener Porosität (Dichte)

und innerer Bindung mit entsprechenden Eigenschaftsunterschieden (Tab. 8.11 und 8.13).

Siliciumcarbid SiC Siliciumcarbid (SiC) ist elektrisch- und wärmeleitend, da es ein

Halbleiter ist.

Nitride sind elektrisch isolierend, auch bei hohen Temperaturen.

Silicium (Si) steht im PSE unter dem Kohlenstoff in der gleichen Hauptgruppe und hat
damit die gleiche Besetzung der Elektronen-Außenhülle. Die Si-Atome ersetzen das C im

Diamantgitter (Diamantgitter ! Abb. 1.16).

SiC besitzt hohe Härte und höhere Wärmeleitfähigkeit als andere keramische Stoffe.

Die hohe Härte ist auf das Diamantgitter zurückzuführen, die Wärmeleitfähigkeit auf
seine halbleitenden Eigenschaften.

Die verschiedenen Herstellverfahren führen zu unterschiedlicher Porosität und Dichte.

Für größere Bauteile ist eine geringe Schwindung beim Sintern wichtig.

Offene Porosität mit Hohlräumen von 50. . . 200 µm
verringert die Oxidationsbeständigkeit des Bauteils bei höheren Temperaturen
wird genutzt zur Aufnahme von Schmierstoffen (SSiC) oder flüssigem Silicium

(SiSiC).

352

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.10 Siliciumcarbid-

Sorte

Herstellungsart

Dichte [g=cm3]

sorten

Artfremdgebunden

NSiC

Nitridgebunden, porös 5. . . 10 %

2,7. . . 2,82

SiSiC

Reaktionsgebunden, Si-infiltriert

3,1

LPSiC

Flüssigphasengesintert (Al-Oxid)

3,20. . . 3,24

Arteigengebunden

RSiC

Rekristallisiert, porös 11. . . 15 %

2,6. . . 2,8

SSiC

Drucklos gesintert

3,1. . . 3,15

HPSiC

Heißgepresst (HP)

3,2

HIPSiC Heißisostatisch gepresst (HIP)

3,2

SiC ist als Carborundum als hartes, abrasiv wirkendes Korn in Schleifscheiben u. a. ent-
halten. Die Herstellung erfolgt unter hoher Energiezufuhr im elektrischen Lichtbogen bei
ca. 2500 °C:

Reaktionsgleichung

SiO C

2

3C ! SiC C 2CO 618;5 kJ

Für die technische Keramik müssen die Ausgangsstoffe eine hohe Reinheit besitzen.

Eine Übersicht über verschiedene Siliciumcarbidsorten gibt Tab. 8.10.

Die Sorten NSiC, SiSiC und LPSiC erhalten ihre Bindung durch artfremde Zusätze,
dadurch ist ihre max. Einsatztemperatur geringer.

Die anderen Sorten bestehen aus reinem SiC und binden durch den Sintervorgang
drucklos die Sorten RSiC und SSiC bzw.

mit steigendem Druck bei 2000 bis 2500 °C die Sorten HPSiC und HIPSiC.

RSiC und SiSiC sintern schwindungsfrei und sind für größere Bauteile geeignet. Beim Si-
infiltrierten SiSiC werden die Poren mit flüssigem Si gefüllt (höchste Wärmeleitfähigkeit).

Dichte und Festigkeit steigen auch mit sinkender Korngröße (< 2 µm mit R

D
m

500 MPa).

Anwendungen von Siliciumcarbid

Gleitringdichtungen und Lager für Pumpenwellen in aggressiven Medien (SiSiC)

Läufer für Abgasturbinen (kleineres Massenträgheitsmoment als Stahlrotoren)

Vorrichtungen zum Stapeln von Glühgut in Glühöfen (RSiC)

Heizleiter bis 1600 °C (RSiC).

SiSiC wird wegen der hohen Wärmeleitfähigkeit (>Stahl) auch für Wärmeaustauscher
in heißen korrodierenden Medien eingesetzt (! Durchdringungsverbundwerkstoffe Ab-
schn. 10.5). Tabelle 8.11 zeigt die Werkstoffkennwerte der Siliciumcarbidsorten.

8.4

Werkstoffsorten

353

Tab. 8.11 Werkstoffkennwerte der SiC-Sorten (Keramverband)

Sorte

E [GPa]

Biege-

Wärme-

Wärmeaus-

Maximale

K c

Ic

[MPa]

p

Kurz-
festigkeit
leitfähigkeita dehnung ˛b

Temperatur
m
zeichen

[MPa]

[W=mK]

[106=K]

[°C]

RSiC

230. . . 280

80. . . 120

18. . . 20

4,8

1600

3. . . 4

SSiC

370. . . 450

300. . . 600

40. . . 120

4,0. . . 4,8

1400. . . 1750 3. . . 4,8

SiSiC

270. . . 350

180. . . 450

110. . . 160

4,3. . . 4,8

1380

3. . . 5

HPSiC

440. . . 450

500. . . 800

80. . . 145

3,9. . . 4,8

1700

3

HiPSiC 440. . . 450

640

80. . . 145

3,5

1700

6,0

LPSiC

420

600

100

4,1

1200. . . 1400 –

NSiC

150. . . 240

180. . . 200

14. . . 15

4,5

1450
a Wärmeleitfähigkeit bei 20 °C;
b Längenausdehnung ˛ für Keramik 30. . . 600 °C;
c KIC: krit. Spannungs-Intensitätsfaktor (Bruchzähigkeit, aus der Bruchmechanik hergeleitet), von

Mischung und Herstellverfahren abhängig

Tab. 8.12 Siliciumnitridsorten

Sorte

Herstellungsart

Dichte [g=cm3]

RBSN

Reaktionsgebunden, porös

1,9. . . 2,5

SSN

Drucklos gesintert, porös

3. . . 3,3

HPSN

Heißgepresst (100 bar)

3,2. . . 3,4

HIPSN Heißisostatisch gepresst (bis 2000 bar) 3,2. . . 3,4

GPSN

Gasdruckgesintert (100 bar)

3,2

Borcarbid B4C

Borcarbid ist ein Stoff mit höchster Härte (nach Diamant und Bornitrid) und höchstem

Widerstand gegen abrasiven Verschleiß. Der Schmelzpunkt liegt bei 2450 °C. Borcarbid
ist ein guter Neutronenabsorber, der keine langlebigen Sekundärstrahler bildet.

Anwendungen von Borcarbid

Düsen für die Strahltechnik, Schleifscheibenabrichter, Läppkorn für Hartmetall,

Panzerplatten für ballistische Zwecke, Dichte 2,5 g=cm3, E D 450 GPa,

Absorberplatten gegen Neutronenstrahlung, B4C/Graphit-Thermoelemente bis 2200 °C.

Siliciumnitrid Si3N4 (SN)

Siliciumnitride sind Stoffe mit höchster Zähigkeit und Biegefestigkeit (bis 1000 °C).

Si3N4 ist ein synthetischer Stoff, der sich bei ca. 1700 °C unter Normaldruck in die

Elemente zersetzt. Er kommt als Pulver mit Sinterhilfsmitteln aus Al-, Mg- und Y-Oxid
mit Korngrößen unter 1 µm in den Handel (hoher Preis). Es wird meistens wegen der

Zersetzung bei 1750. . . 1959 °C unter Druck (Tab. 8.12) gesintert.

Reaktionsgebundenes RBSN wird erst während des Pressens von Si-Pulver durch Ein-
leiten von N2-Gas erzeugt (nidridiert). Es sintert schwindungsfrei mit feiner Porosität, die
zu niedrigeren mechanischen Werten führt und bei hohen Temperaturen zu innerer Oxida-
tion führen kann.

354

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.13 Werkstoffkennwerte der SN-Sorten

Sorte

E [GPa]

Biege-

Wärme-

Wärmeaus-

Maximale

K c

Ic

Kurz-
festigkeit
leitfähigkeita
dehnung ˛b

Temperatur

[MPa]

p
zeichen

[MPa]

[W=mK]

[106=K]

[°C]

m

SSN

290. . . 330

700. . . 1000

15. . . 40

2,5. . . 3,5

1300

5. . . 8,5

RBSN

80. . . 180

80. . . 330

4. . . 15

2,1. . . 3

1400

1,8. . . 4

HPSN

290. . . 320

300. . . 600

15. . . 40

3,0. . . 3,4

1400

6. . . 8,5

HIPSN

290. . . 330

800. . . 1100

15. . . 50

3,1. . . 3,3

1400

8,5

GPSSN

300. . . 320

900. . . 1200

20. . . 25

2,7. . . 2,9

1200

8. . . 9
a Wärmeleitfähigkeit bei 20 °C;
b Längenausdehnung ˛ für Keramik 30. . . 600 °C;
c KIC: krit. Spannungs-Intensitätsfaktor (Bruchzähigkeit, aus der Bruchmechanik hergeleitet), von

Mischung und Herstellverfahren abhängig

Anwendungen von Siliciumnitrid

Rotor für Abgasturbolader (SSN), Ventile für Pkw-Motoren (GPSN),

Schneidkeramik für unterbrochenen Schnitt und Schruppfräsen mit Kühlung,

Schutzrohre für Thermoelemente und Steigrohre in Schmelzöfen für Niederdruckguss,

Wälzlager als Vollkeramiklager bis 500 °C einsetzbar. Im Trockenlauf 40 % weniger

Reibmoment, aber 5. . . 10-fach teurer als Stahl, für extrem hohe Drehzahlen geeignet

(kleinere Dichte), unmagnetisch, korrosionsfest. Höchste Genauigkeit erforderlich, da

Innenring durch Wärmedehnung der Welle auf Zug beansprucht wird. Deshalb werden
meist Hybridlager mit HPSN-Kugeln in Stahlringen verwendet.

Die Werkstoffkennwerte der Siliciumnitridsorten zeigt Tab. 8.13.

Aluminiumnitrid (AlN)

Aluminiumnitrid hat unter den keramischen Stoffen ein besonderes Eigenschaftsprofil:

höchste Wärmeleitfähigkeit (bis zu 220 W=m K)

hoher elektrischer Isolationswiderstand bis 600 °C

Wärmeausdehnung dem Silizium ähnlich
metallisierbar.

Anwendungen Durch sein Eigenschaftsprofil ist AlN der ideale Isolierwerkstoff für die

Elektronik als Unterlage (Substrat) für gedruckte Schaltungen, mit angelöteten elektroni-
schen Bauelementen und Si-Halbleitern.

Es dient als Ersatz für das verwendete toxische Berylliumoxid BeO.

Bornitrid

Bornitrid kann ähnlich wie Kohlenstoff als Graphit und Diamant in zwei Kristallgittern

(Graphit- und Diamantgitter ! Abschn. 1.4.3) auftreten und in das dichtere überführt
werden.

Hexagonales Bornitrid HBN

Kubisches Bornitrid CBN.

8.4

Werkstoffsorten

355

Die Synthese von Bornitrid erfolgt bei 900 °C aus Bortrioxid und Ammoniak.

Die Herstellung geschieht nach folgender Reaktionsgleichung:

B

C

!

2O3

2NH3

2BN C 3H2O

Nach einer Behandlung mit Stickstoff bei 1500 °C entsteht BN in Plättchenform von

0,1. . . 0,5 µm Dicke und ca. 5 µm ;.

Hexagonales Bornitrid HBN (weißer Graphit genannt) ist weich und wird massiv in

Form von Pulver, Suspension oder PVC-Schicht als Trockengleitwerkstoff und Trennmit-
tel verwendet. Bedeutung hat seine geringe Benetzungsfähigkeit mit Metallschmelzen.

Vergleich mit Graphit:

oxidationsbeständiger (stabile chemische Verbindung, d. h. Zustand niedriger Energie)

elektrisch isolierend und wärmeleitend
ab 400 °C bessere Gleiteigenschaften als Graphit und Molybdändisulfid.

Kubisches Bornitrid CBN entsteht aus der hexagonalen Form wie Diamant durch

Hochdruck- und Hochtemperaturbehandlung. Es hat ein Diamantgitter und steht in der

Härte unter dem Diamanten, aber vor dem Titancarbid TiC.

Anwendungen von Bornitrid

HBN (www.henze-bnp.de) Matrizen beim Stranggießen von NE-Metallen, Pulver und

Spritzmittel für Gieß- und Warmumformwerkzeuge, Schutz gegen Schweißspritzer

(HeboCoat®).

Polymerenzusatz: Erhöhte Wärmeleitung bei hohem elektrischem Widerstand. Der

Gleiteffekt schont die Werkzeuge.

Nanopulver (ca. 70 nm Teilchengröße).

CBN-Werkzeuge als Wendeschneidplatten oder als polykristalline Beschichtung von

Hartmetall zum Spanen gehärteter Stähle eingesetzt (mit hoher Oberflächengüte).

Graphit

Kohlenstoff wird als Werkstoff in Form von Kohlenstoffprodukten, Graphit und Diamant
eingesetzt.

Graphit ist ein mineralischer Stoff, der auch aus Koks durch Hochtemperaturbehand-
lung entsteht (Graphitisierung bei 2800 °C).

Seine seltene Eigenschaftskombination erlaubt zahlreiche Anwendungen:

Hochtemperatur-Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit

Gleiteigenschaften durch das hex. Schichtengitter (Abb. 1.15)

Leitfähigkeit für Wärme und Elektrizität

Niedrige Zugfestigkeit, die mit der Temperatur (bis 2500 °C) auf das Doppelte zu-
nimmt.

356

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Anwendungen von Graphit

Graphitprodukte sind Elektroden für die Elektro-Stahlgewinnung und die Schmelzfluss-
elektrolyse des Aluminiums, Magnesiums und anderer Metalle. Sie werden aus Petrolkoks
und Pechkoks mit Zugabe von Graphit geformt und bei > 1000 °C gebrannt.

Anwendung finden auch Kohlenstoffsteine und -stampfmassen für hochfeuerfeste Aus-
kleidungen in metallurgischen Anlagen, Rohre und Bauelemente für den chemischen Ap-
paratebau (DIABON® von SIGRI).

Durch Kunstharztränkung entstehen gas- und flüssigkeitsdichte Werkstoffe mit besse-
ren mechanischen Eigenschaften. Die Wärmebeständigkeit ist, abhängig vom Polymer,
auf etwa 200 °C begrenzt.

C-Fasern behandelt Abschn. 10.3.1.

CFC ist kohlenstofffaserverstärkter Kohlenstoff mit der Kombination aus gerin-
ger Dichte (Masse) und hoher Warmbiegefestigkeit bis 1200 °C. Anwendung z. B. für

Chargiersysteme in Ofenanlagen als Ersatz für NiCr-Legierungen (Sigrabond®; www.

sglgroup.com; www.schunk-group.com).

8.5

Neue Verfahren zur Herstellung der Pulver-Ausgangsstoffe

Die Anwendung auf Bauteile in der Serienfertigung von z. B. Verbrennungsmotoren ist
schwierig wegen der gegenüber Metallen größeren Abhängigkeiten:

Streuung der Eigenschaftswerte, da die natürlichen Ausgangsstoffe in Reinheit und

Korngröße schwanken.

Abhängigkeit der Bauteileigenschaften vom Herstellverfahren.

Dadurch Schwierigkeiten in der Qualitätssicherung durch eine höhere Ausfallwahr-
scheinlichkeit der nichtmetallisch-anorganischen Stoffe.

Es ist sehr aufwendig, aus Naturstoffen mit wechselnden Verunreinigungen die Ausgangs-
stoffe für Keramik ständig in reinster, gleichmäßig feinkörniger Pulverform herzustellen.

Das hat zur Entwicklung anderer Herstellungsverfahren für Pulver kleiner Korngröße
geführt. Wegen der Kosten sind diese Pulver zunächst auf kleine Teile und solche mit
höchster Beanspruchung begrenzt. Vorteile sind wesentlich niedrigere Temperaturen beim

Sintern, Reinheit und Mikrogefüge im Nanometer-Bereich und Möglichkeiten für neue

Stoffkombinationen, die auf die konventionelle Weise nicht herstellbar sind.

Polymer-Pyrolyse: Synthese von nichtoxidischen, anorganischen Festkörpern aus

AlN, BN, SiC und SN in zwei Schritten:

Polymerisation von solchen organischen Verbindungen, die Silizium u. a. anorgani-
sche Elemente im Molekül enthalten (z. B. Silane)

8.6

Mineralglas

357

Beispiel für Polymerisation

Silane entsprechen den Kohlenwasserstoffen und sind polymerisierbar. Sie zerfallen
bei ca. 1000 °C unter Abspaltung von Methan und Wasserstoff:

Œ.CH

!

C

3/2Si

SiC C CH

H
n

4

2

Polycarbosilan

Keramisierung: thermische Zerlegung der hochmolekularen Verbindungen zu nicht-
metallischen, anorganischen Feststoffen (Anwendung dieser Technik seit längerem zur

Herstellung von C-Fasern aus PAN-Fasern (Polyacrylnitril)).

Versuche zur Herstellung kleiner dichter Formkörper aus SiC und SiN und Infiltration von
porösen Körpern zur Herstellung von Verbundwerkstoffen werden unternommen.

Sol-Gel-Verfahren Ausfällen von schwer löslichen Hydroxiden aus Lösungen. Die Teil-
chen haben Größen im Bereich von einigen Nanometern (1 nm D 0;001 µm) und sind
besser vermischt, als es durch mechanisches Mahlen und Vermischen erzeugt werden
kann. Hinzu kommt eine hohe Reinheit der Stoffe.

Durch Wasserentzug entsteht aus dem Sol ein Gel, das durch Trocknung zu einem
feinkörnigen Pulver verarbeitet wird.

Sol und Gel sind jeweils Zweistoffsysteme von kleinsten Teilchen in einer flüssigen

Phase. Sie unterscheiden sich in der Teilchengröße und in der Viskosität: Gel D gallertige

Masse. Einteilung von Stoffmischungen nach steigender Teilchengröße:

Echte Lösung

! kolloidale Lösung (Sol)

! Gel

Stoffgemenge

8.6

Mineralglas

Unter Glas versteht man in der Technik einen Festkörper, der keine Kristallstruktur hat,
d. h. seine Atome sind wie im schmelzflüssigen Zustand angeordnet (Abb. 8.5). Im Unter-
schied zur Schmelze sind aber die Nachbarschaften der Atome zeitlich konstant.

Sowohl nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe als auch organische und metallische

Werkstoffe können im Glaszustand vorkommen. Der korrekte Ausdruck für die umgangs-
sprachlich Glas genannte nichtmetallisch-anorganische Werkstoffgruppe lautet Mineral-
glas.

358

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe
a
b

Abb. 8.5 Strukturen von a Quarzkristall, b Quarzglas ( Si, ı O)

Andere Gläser
metallische Gläser (z. B. auf Basis Fe-Ni-B), verwendet als extrem empfindliche Ma-
gnetfeldsensoren,
amorphe Kunststoffe (Plastomere).

Herstellung Glas wird durch Schmelzen von Rohmaterial hergestellt, welches man an-
schließend so schnell erstarren lässt, dass die Atome keine Zeit haben, eine Kristallstruktur
zu bilden. Dadurch wird der Übergang flüssig-fest kontinuierlich. Gläser haben keine

Schmelztemperatur mehr, sondern eine Erweichungstemperatur, wo die Viskosität sich
um Größenordnungen ändert.

Mineralglas basiert meist auf der chemischen Verbindung SiO2, die entweder in un-
legierter Form (Quarzglas) oder mit Metalloxiden legiert (z. B. Kalk-Alkali-Glas oder

Bleiglas) verarbeitet wird. Bei Mineralgläsern ist selbst eine Ofenabkühlung zu schnell
für eine Kristallisation, da die Atome im geschmolzenen Zustand nur wenig beweglich
sind.

Eigenschaften Wesentliche Eigenschaft aller Gläser ist die Isotropie, d. h. Eigenschaften
sind in alle Richtungen gleich.

Beispiele für Anwendungen der Isotropie

Glasschneiden: Wenn man Glas in beliebiger Richtung ritzt und dann bricht, ergibt
es immer eine glatte, gerade Bruchkante.

Optik: Linsen sammeln das Licht aus beliebigen Richtungen im Brennpunkt,
da der Brechungsindex isotrop ist. Bei Quarzkristall wird Licht sogar je nach

Schwingungsebene des Lichtes (Polarisation) unterschiedlich gebrochen (Doppel-
brechung).

8.6

Mineralglas

359

Die auffälligste Eigenschaft von Mineralglas, die Transparenz im Bereich des sichtba-
ren Lichtes, ist keine Glaseigenschaft, sondern eine Eigenschaft des SiO2. Auch Quarz-
kristall ist transparent. Allerdings würde polykristalliner Quarz nicht durchsichtig, son-
dern weiß erscheinen, weil das Licht an den Korngrenzen mehrfach gebrochen und re-
flektiert wird. Da Glas keine Korngrenzen hat, wird das Licht nur an den Oberflächen
gebrochen. Deswegen ist eine Glasscheibe beliebiger Dicke durchsichtig.

Die Viskosität von Mineralglasschmelzen macht ihre handwerkliche und industrielle

Verarbeitung besonders. Aus Glas können mit wenig Aufwand fast beliebige Formen di-
rekt aus der Schmelze hergestellt werden. Die Sprödigkeit führt dazu, dass man Glas leicht
schleifen und polieren kann.

Beispiele für die Formgebung von Glas

Formgebung von Glas aus der Schmelze:

Flachglas (Fensterscheiben)

Glasfaser

Glasgefäße (Glasblasen).

Formgebung von Glas durch Schleifen:

Linsen (Brillengläser)

Passungen, Flansche.

Mineralglas ist aufgrund seiner nichtmetallisch-anorganischen Natur chemisch sehr be-
ständig. Dabei ragt Quarzglas heraus, das nur noch durch Flusssäure angegriffen wird.

Sobald andere Bestandteile im Glas vorliegen, insbesondere die Oxide der Alkali- und

Erdalkalimetalle, sinkt die chemische Beständigkeit etwas ab, da Ionen sich leichter als
kovalent gebundene Atome lösen lassen.

Quarzglas ist thermisch und chemisch besonders beständig, aufgrund seiner hohen

Erweichungstemperatur (1500 °C), aber auch besonders schwer zu verarbeiten.

Glas ist nicht besonders fest (Tab. 8.14), was seine Verwendbarkeit in der Technik
einschränkt. Grund dafür ist die Sprödigkeit des Glases, bei der das Versagen durch Kerb-
wirkung an kleinsten Defektstellen (Kratzer, Poren) ausgelöst wird. Bei Glasfaser steigt
die Festigkeit gegenüber massivem Glas um Größenordnungen an (Abb. 8.6). Ursache
hierfür ist die Verkleinerung der maximal möglichen Defektgröße in der Faser bei immer
kleiner werdendem Faserdurchmesser. Nach den Regeln der Bruchmechanik hat das einen

Anstieg der ertragbaren Last zur Folge. So kann Glasfaser in Verbundwerkstoffen (GFK)

zur Steifigkeits- und Festigkeitserhöhung von Kunststoffen verwendet werden.

Verbundglas, Panzerglas Um der Bruchneigung von Glasscheiben (ein Riss, der sich
unter Last bildet, pflanzt sich durch die gesamte Scheibe fort) Herr zu werden, klebt der

360

8

Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

Tab. 8.14 Werkstoffkennwerte anorganisch-nichtmetallischer Stoffe im Vergleich mit Stahl

Sorte

Dichte

E-Modul

Zug-/Biege- Wärme-

Wärme-

Maximale

K c

Ic

Kurz-

[g=cm3]

[GPa]

festigkeit
leitfähig-
ausdeh-

Temperatur

[MPa]

p
zeichen

[MPa]

keita
nungb ˛
in Luft [°C]

m

[W=mK]

[106=K]

Stahl,

7,85

210

500. . . 700

62

12

200

100
unleg.

Al-Oxide

3,2. . . 3,9 200. . . 380 200. . . 300

10. . . 16

5. . . 7

1400. . . 1700 4. . . 5

PSZ

5. . . 6

140. . . 210 500. . . 1000 1,2. . . 3

9. . . 13

900. . . 1500 8

(ZrO2)

ATi

3. . . 3,7

10. . . 30

25. . . 50

1,5. . . 3

1

900. . . 1600 1

(Al2TiO5)

AlN

3,2

320

250. . . 300

180. . . 220 4,5. . . 5,6

1000

3,0. . . 3,5

HPSN

2. . . 3,4

290. . . 320 600. . . 850

15. . . 50

3,2

1400

6,8. . . 8

HPSiC

3,2

440. . . 450 500. . . 800

80. . . 145

3,9. . . 4,8

1700

5,3

HBN

2,1

70

75

20. . . 100d 2,2. . . 4,4

900

–

BC

2,51

450

300. . . 400

30. . . 400

5

700. . . 1000

3,4

(B4C)

Quarzglas 2,21

76

115

1,15

0,5

1500

–

Kalk-

2,3. . . 2,8

60

40. . . 80

0,75. . .

8

500. . . 700

–

Alkali-

1,25

Glas

GJL250

7,2

103. . . 118 340

48

10. . . 13

200

–
a Wärmeleitfähigkeit bei 20 °C;
b Längenausdehnung ˛ für Keramik 30. . . 600 °C;
c KIC: krit. Spannungs-Intensitätsfaktor (Bruchzähigkeit, aus der Bruchmechanik hergeleitet), von

Mischung und Herstellverfahren abhängig

Abb. 8.6 Zugfestigkeit von

Glasfasern in Abhängigkeit
vom Faserdurchmesser

Hersteller mehrere Glasscheiben mit zäher Kunststofffolie zusammen. Die Folie bremst
sowohl das Risswachstum in der Scheibenebene als auch in Dickenrichtung.

Einsatz von Glas in der Verkehrstechnik (Fenster-)Scheiben werden eingeklebt und
tragen dadurch zur Gesamtsteifigkeit eines Körpers (z. B. einer Karosserie) bei.

Literatur

361

Abb. 8.7 Wärmeausdehnung, Wärmeleitfähigkeit und Biegefestigkeit anorganisch-nichtmetalli-
scher Werkstoffe bei höheren Temperaturen im Vergleich mit Stahl

8.7

Vergleich einiger anorganisch-nichtmetallischer Werkstoffe

Tabelle 8.14 und Diagramme (Abb. 8.7) zeigen, dass die anorganisch-nichtmetallischen Stoffe nicht nur gegenüber Metallen (Stahl), sondern auch unter sich starke Unterschiede
aufweisen können. Die Produkte der einzelnen Hersteller weichen aufgrund der unter-
schiedlichen Ausgangsstoffe und Verfahrensbedingungen voneinander ab.

Literatur

1. Salmang, H., Scholze, H.: Keramik, Teil 1: Allgemeine Grundlagen und wichtige Eigenschaften;

Teil 2: Werkstoffe. Springer (1982/1983) Neue Auflage in einem Band: Keramik. Springer (2007)

2. Degussa Oxidkeramik, DEGUSSIT®; FRIALIT® www.friatec.de

3. Informationszentrum Informationsschriften, Daten und Eigenschaften keramischer Werkstoffe:

Brevier

4. Technische Keramik Technische Keramik, Pdf-Datei. www.keramverband.de

5. CeramTec AG Informationsschriften über einzelne Keramik-Werkstoffe. www.ceramtec.de

6. H.C. Starck Ceramics Informationen über Eigenschaften + Anwendungen. www.hcstarck.com

Kunststoffe (Polymere)

9

Kunststoffe sind gegenüber Metallen und Keramiken junge Werkstoffe, die in kaum 100

Jahren seit ihrer Entdeckung viele Anwendungsbereiche erobert haben. Die Zahl der Sor-
ten und Mischungen untereinander oder mit Zusätzen entstand aus den Anforderungen der

Anwender.

Aufgrund ihres Eigenschaftsprofils haben sie viele klassische Werkstoffe ersetzt. Bei-
spiele hierfür sind z. B. Fensterprofile, als Ersatz für Holzfensterrahmen, Anwendungen
im Sanitärbereich als Ersatz für Keramik und emaillierte Metalle und auch Anwendun-
gen im Automobilbau sowohl für Außenteile (Außenspiegelgehäuse, Stoßfänger) als auch
im Innenbereich (Armaturentafeln, Griffe aller Art, Ansaugkrümmer im Motorenbereich)

(s. Abb. 9.1). Ihre Vorzüge sind die Kombinationen aus Korrosionsbeständigkeit und ge-
ringer Dichte verbunden mit kostengünstiger Herstellung von Bauteilen mit großer Ge-
staltungsfreiheit.

Die Eigenschaften der Kunststoffe unterscheiden sich wesentlich von denen der Me-
talle. Dieses Kapitel geht zunächst auf die Eigenschaften ein, hier besteht anders als bei
den Metallen sehr häufig eine Abhängigkeit von der Temperatur. Im Weiteren wird der

Aufbau erklärt, um das Verhalten der Kunststoffe unter Temperatur- und Zeit abhängigen

Lasten zu verstehen. Der Abschnitt über die chemischen Grundlagen der Kunststoffe gibt
dem Anwender ein Verständnis, das auch die Grenzen und die Lebensdauer der Kunst-

Abb. 9.1 Anwendungsberei-

Haushaltswaren

Elektro/Elektronik

Möbel
che für Kunststoffe

2,9 %

7,4 %

3,8 %

Landwirtschaft

Fahrzeugindustrie

2,5 %

9,2 %

Medizin

1,7 %

Sonstige

Bau

14,9 %

25,2 %

Verpackung

32,4 %

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

363

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_9

364

9

Kunststoffe (Polymere)

stoffe betrifft. Das Kapitel schießt ab mit einer Übersicht über sehr häufig eingesetzte

Standardkunststoffe.

9.1

Allgemeines

Die ersten Kunststoffe ersetzten zunächst wenig verfügbare Naturstoffe, wie z. B. El-
fenbein für Billardkugeln. Der Name Kunststoff ist also ein Hinweis auf die künstliche

Erzeugung eines Materials. Heute werden sie aufgrund ihres Eigenschaftsprofils genutzt.

Einige „Hochleistungs“-Polymere und Faserverbunde haben höhere Festigkeit und

Steifigkeit, sodass sie als Leichtbauwerkstoffe mit Al- und Mg-Legierungen konkurrieren

(s. Tab. 9.1).

Kunststoffe werden auch Polymere genannt. Dieser Begriff setzt sich aus den beiden
griechischen Silben poly = viel und mer (von meros) = Teil zusammen. Sie bestehen aus
sehr vielen chemisch miteinander verbunden Einzelbausteinen (Monomere).

Polymere sind nichtmetallische, organische Werkstoffe aus Kohlenstoffverbindungen.

Man spricht hier von Makromolekülen, die aus sehr vielen gleichen Grundbausteinen

(Abb. 9.2). Sie haben ein Gerüst aus überwiegend C-Atomen mit angehängten H-Atomen

(Kohlenwasserstoffe KW und Abkömmlinge).

Monomere sind die einmoleküligen Ausgangsstoffe. Durch chemische Reaktionen
werden die Einzelmoleküle durch starke Elektronenpaarbindungen zu Makromolekülen.

Die Makromoleküle sind ketten- oder netzartig gebaut. Die Bedingungen für das Ent-
stehen dieser beiden Arten liegen in der Anzahl der frei werdenden Bindungsarme der
monomeren Moleküle.

Tab. 9.1 Beispiel PKW-

Werkstoff

Stahl

Al-Leg.

Kunststoff

Kotflügel

Gewicht in kg

8,3

4,6

4,0

Dicke in mm

0,8

1,25

2,8

Abb. 9.2 Die Moleküle der

...+ Monomer + Monomer + Monomer + ...

Kunststoffe können unterein-
ander vernetzt sein

Polymer

Molekül-
knäuel

Vernetzt

Unvernetzt

- Duromere

- Thermoplaste
hart/spröde
abhängig
von

- Elastomere
der

Temperatur
weich/elastisch
spröde
oder
visko-elastisch

9.1

Allgemeines

365

Abb. 9.3 Der Strukturen der Kunststoffe und Eigenschaftsunterschiede

Die Kunststoffe werden unterteilt in die Thermoplaste und die Duromere/Elastomere

(Abb. 9.3). Bei den Thermoplasten sind die Makromoleküle untereinander nicht verbun-
den, man kann sich das wie eine Ansammlung sehr langer Spaghetti vorstellen. Dieser
ungeordnete Molekülknäuel wird mit dem Begriff amorph bezeichnet.

Die Festigkeit des Materials, also das Zusammenhalten der Moleküle untereinander,
hat als Ursache schwache Anziehungskräfte zwischen den Molekülen. Schon bei gerin-
gen Temperaturen können diese Kräfte gelöst werden, sodass die Moleküle bei Belastung
gegeneinander abgleiten können. Der Werkstoff wird plastisch, das beginnt je nach Kunst-
stoff schon bei Temperaturen ab 150 °C. Diese Temperatur wird auch Glastemperatur
genannt, denn unterhalb ist das Verhalten glasartig bzw. eher spröde.

Bei einigen dieser Thermoplaste können sich die Moleküle beim Abkühlen unter-
einander regelmäßig anordnen. Man spricht dann von Kristallisation. Diese erfolgt bei

Tempertaturen oberhalb der Glastemperatur. Kristalle können bei Erwärmung schmelzen.

Streng genommen können nur dies zum Teil kristallisierenden Thermoplaste schmelzen.

Die amorphen Thermoplaste kann man nur bis zur Glastemperatur einsetzen, weil sie
bei höherer Temperatur und Belastung sich bleibend verformen würden. Die teilkristal-
linen Thermoplaste lassen sich bis in den Bereich der Schmelztemperatur einsetzen. In
diesem Bereich oberhalb der Glastemperatur liegt quasi ein Zweiphasengemisch aus er-
weichten amorphen Bereichen und den noch nicht geschmolzenen Kristalliten vor. Hier
sind dies Kunststoffe zäh elastisch.

Bei den Duromeren und den Elastomeren sind die einzelnen Moleküle untereinander
chemisch verbunden. Im Prinzip handelt es sich hier um ein einziges großes Molekül, das
sich nicht mehr schmelzen lässt. Die Elastomere haben eine Glastemperatur weit unter

0 °C. Vergleichbar mit den teilkristallinen Thermoplasten sind sie über die untereinander
beweglichen Molekülketten sehr flexibel. Die chemischen Bindungen zwischen den Ket-

366

9

Kunststoffe (Polymere)

ten haben eine sehr hohe Festigkeit, sodass diese Werkstoffe sich auch unter Last kaum
plastisch verformen. Diese Werkstoffe sind sehr interessant für den Dichtungsbereich auch
bei höheren Temperaturen.

Die Duromere sind ebenfalls vernetzte Kunststoffe. Hier ist die Glastemperatur meis-
tens sehr hoch, sodass sie unterhalb der Glastemperatur eingesetzt werden. Daher sind dies

Kunststoffe insgesamt sehr hart und spröde. Sie eigenen sich sehr gut für Einsatzbereiche,
bei denen höhere Betriebstemperaturen gefordert sind.

9.2

Eigenschaften

Metalle bestehen aus einzelnen Atomen, die bei der Erstarrung Kristallgitter bilden. Im

Unterschied dazu bilden lange Molekülketten die Kunststoffe. Die Dicke dieser Moleküle
ist in der Größenordnung eines Atomdurchmessers (1010 m) und hat je nach Kunststoff
eine Länge zwischen 108 und 105 m. Diese Moleküle bilden ein unregelmäßiges Knäu-
el.

Die mechanischen Eigenschaften unterscheiden sich wesentlich von denen der Metalle.

Die Kunststoffe haben keine Gleitebenen, über die sich die plastische Verformung erklären
lässt. Bei Belastung verformt sich das gesamte Knäuel, einzelne Molekülsegmente können
gegeneinander „verrutschen“. Die Temperatur spielt hier eine große Rolle, denn die Bin-
dungskräfte längs der Molekülkette sind sehr hoch im Vergleich zu den Kräften zwischen
den benachbarten Ketten. Wenn keine chemische Vernetzung der Ketten untereinander
vorliegt, genügen schon geringe Temperaturen, um eine Verformung zu ermöglichen.

9.2.1

Vergleich mit Metallen

Abbildung 9.4 vergleicht die Eigenschaften der Kunststoffe mit denen der Stähle. Hier
wird jeweils das Verhältnis zur Eigenschaft von Stahl angegeben, weshalb Stahl jeweils
den Wert 1 hat.

Metalle werden vielfach bei Temperaturen weit unterhalb Ihres Schmelzpunkts einge-
setzt. Hier sind die Eigenschaften weitgehend Temperatur unabhängig und konstant. Die

Schmelztemperatur der meisten nicht vernetzten Kunststoffe liegt im Bereich von 200 °C.

Bei üblichen Einsatztemperaturen bis 100 °C sind fast alle Materialkennwerte stark ab-
hängig von der Temperatur und nicht konstant. Im Vergleich zu den Metallen sind die

Wertebereiche sehr breit. Das liegt einerseits an der Temperaturabhängigkeit, aber auch
am molekularen Aufbau.

Die Auswahl eines Konstruktionswerkstoffs aus Kunststoff muss auf jeden Fall die

Einsatztemperatur berücksichtigen. Es genügt nicht, Materialkennwerte aus Tabellen zu
verwenden, die bei konstanten niedrigen Temperaturen ermittelt wurden.

Die Wärmeleitfähigkeit der Kunststoffe ist ca. 100-mal geringer als die der Metalle.

Auch das ist vorteilhaft für Gießvorgänge, denn auch dünne Geometriebereiche lassen
sich so gut kontrolliert und geregelt mittels Gießverfahren herstellen.

9.2

Eigenschaften

367

Dichte

Schmelztemperatur

Schmelzwärme

Wärmekapazität

Wärmeleitfähigkeit

Wärmeausdehnung

Steifigkeit (E-Modul)

Festigkeit

Grauguss

Aluminium

Preis/kg

Technische Keramik

Preis/dm³

Thermoplaste

0,001

0,010

0,100

1,000

10,000

Die Eigenschaften sind auf Stahl bezogen (Stahl=1)

Abb. 9.4 Vergleich mechanischer Eigenschaften von Kunststoffen und Metallen (Bildquelle WAK)

Die Wärmedehnung liegt ca. 10-mal höher als bei Metallen. Bei Konstruktionen aus

Metallen und Kunststoffen muss das beachtet werden, sofern die Baugruppe sowohl bei
niedrigen als auch bei hohen Temperaturen eingesetzt wird.

Für den Konstrukteur sind die mechanischen Eigenschaften E-Modul und Festigkeit
wichtig. Speziell der E-Modul ist um den Faktor 100 geringer als der von Metallen. Es ge-
lingt teilweise mit Zusatzstoffen wie z. B. Glasfasern, den E-Modul etwas zu vergrößern.

Die Ursachen für die sehr große Bandbreite der E-Modulwerte von Kunststoffen im Ver-
gleich zu Stahl sind einerseits die Unterschiede verschiedener Kunststoffe untereinander
und andererseits die Änderung der Eigenschaften in Abhängigkeit von der Temperatur.

9.2.2

Mechanisches Verhalten

Bei einer Belastung verhalten sich Metalle zunächst elastisch, d. h. mit einer Entlastung
geht die Verformung vollständig zurück. Oberhalb einer Grenzspannung kann es zu einer
plastischen Verformung kommen, sodass nach Entlastung die elastische Verformung zu-
rückfedert und eine bleibende plastische Verformung gemessen werden kann. Dieses Ver-
halten ist weitgehend unabhängig von der Temperatur und der Belastungszeit (Abb. 9.5).

368

9

Kunststoffe (Polymere)

Metall
thermoplastischer Kunststoff
σ
σ

Spannung

Spannung

Rückentlastung
nach längerer Zeit
oder bei höherer

Temperatur

E

E

Verformung ε

Verformung ε

Abb. 9.5 Das Verformungsverhalten von Kunststoffen ist vielfach Zeit und Temperatur abhängig

Bei den nicht vernetzten Kunststoffen ist das anders. Der Hooke’sche Bereich, in dem
die Spannung in einem konstanten Verhältnis zur Verformung steht, ist oft nicht gegeben.

Eine klare Grenze für den Beginn einer plastischen Verformung ist meistens nicht nach-
weisbar. Eine Rückverformung nach Entlastung verläuft nicht linear. Der Grund liegt im

Molekülgewirr, die Moleküle hängen über weite Bereiche zusammen und können anders
als bei den Metallen eine gewisse Rückstellkraft erzeugen.

Erfolgt die Entlastung zeitverzögert, können sich die noch unter Spannung stehenden

Moleküle etwas umorientieren, sodass das Rückfedern geringer ausfällt. Eine vergleich-
bare Wirkung hat eine Belastung bei höheren Temperaturen.

I

Eine gute Konstruktion eines Kunststoffteils fordert nur geringe Belastungsgren-
zen, z. B. indem die Querschnitte oder Trägheitsmomente groß gewählt werden.

Sehr viele Kunststoffanwendungen sind im Vergleich zu Metallen weitgehend
lastfrei, das betrifft z. B. Gehäuse.

Im Zugversuch zeigen Kunststoffe vier mögliche Verhalten (Abb. 9.6):

1. Spröde: nach einer elastischen Verformung kommt es zum Bruch. Dieses Verhalten ist
vergleichbar mit dem Verhalten von z. B. gehärteten metallischen Werkstoffen.

2. Spröde, hornartig: nach Überschreiten einer Maximalspannung kommt es ohne we-
sentliche Einschnürung zum Bruch.

3. Zäh-elastisch: nach Überschreiten der Steckspannung (erstes Maximum) schnürt sich
der Zugstab spontan um ein gewisses Maß ein. Im weiteren Verlauf verlängert sich
dieser Einschnürungsbereich ohne eine weitere Querschnittsabnahme. Diese Verlänge-

9.2

Eigenschaften

369

Abb. 9.6 Verhalten von

Kunststoffen im Zugversuch
σ

1

(1 und 2 spröde, 3 zäh elas-
tisch, 4 gummielastisch)

2

Spannung

3

4

Dehnung ε
rung wird auch Schulter-Hals-Verformung bezeichnet und kann eine sehr große Länge
annehmen. Die Gesamtdehnung kann 500 % überschreiten.

4. Gummielastisch: die Verformung verläuft weitgehend ohne Hooke’schen Bereich. So-
fern der Werkstoff nicht bis zum Bruch belastet wurde, geht die Verformung nach einer

Entlastung weitgehend wieder zurück.

Bei einer Schulter-Hals-Verformung gleiten Molekülketten gegeneinander ab, der Hals
wird dabei immer länger. Die Moleküle richten sich in Zugrichtung aus, wodurch es zu
einer merklichen Festigkeitssteigerung in diesem Bereich kommt. In den meisten An-
wendungsfällen ist nach Überschreiten der Streckspannung das Bauteil bereits unzulässig
verformt, die Festigkeitssteigerung ist daher meistens technologisch uninteressant.

I

Technologisch ist das Überschreiten der Steckspannung bei der Faserherstel-
lung bedeutend. Hier wird die Faser beim Aufwickeln über mehrere hinterein-
andergeschaltete Spulen mit jeweils höherer Drehzahl langgezogen und gleich-
zeitig dünner. Bei gegossenen Bauteilen hat diese Verformung ausschließlich

Bedeutung bei Filmscharnieren. Mit einer ersten Verformung werden die Mo-
leküle im Scharnierbereich quer zur Klapprichtung ausgerichtet, wodurch ein
wiederholtes Öffnen und Schließen des Scharniers ohne Schaden möglich wird.

Die Verhaltensweisen können je nach Belastungstemperatur auftreten, d. h. ein Werk-
stoff kann das Verhalten 1 bis 3 zeigen. Eine Erklärung hierfür liefert das Feder-Dämpfer-

Modell (s. Kap. 1, Abb. 1.19). Die Dämpfer stehen für das plastische Verhalten, die Federn für die Elastizität. Bei tiefen Temperaturen ist der Werkstoff weitgehend eingefroren, eine

Verschiebung von Molekülketten gegeneinander ist nicht möglich. In dem Fall liegt das

Verhalten 1 vor.

Im Bereich der Einfriertemperatur ändert sich das Verhalten von glasartig bzw. spröde,
der Werkstoff wird zäh (Verhalten 2). Diesen Temperaturbereich bezeichnet man als Glas-
temperatur. Oberhalb dieser Temperatur ist der Werkstoff zunehmend viskos verformbar.

Sofern der Werkstoff etwas kristallisieren konnte, bilden diese Kristalle ein Netzwerk. Ei-
nige Segmente der Moleküle sind im Kristall verbunden und können sich nicht bewegen,

370

9

Kunststoffe (Polymere)

Abb. 9.7 Verhalten von Po-
lyamid in Abhängigkeit von
trocken

0°C

Temperatur und Feuchtigkeit
luftfeucht

100

23°C

80

Spannung in N/mm²

40°C

60

40

20

0

1

2

3

4

Dehnung in %
andere Segmente gehören dem nicht kristallinen Rest an und können sich gegeneinan-
der bewegen. Das Verhalten der Kunststoffe in diesem Bereich ist visko-elastisch. Hier
reagieren die Kunststoffe bei schlagartiger Belastung sehr zäh.

I

Hinweis Visko-elastisch ist ein Kunstwort aus elastisch und viskos. Die Verfor-
mung von Kunststoffen ist streng genommen viskos und nicht plastisch. Der

Begriff „viskos“ bezeichnet im Unterschied zu plastisch eine Zeitabhängigkeit
bei einer Verformung.

I

Kunststoffe, die nicht kristallisieren können, bezeichnet man als amorph. Ihr Ein-
satzbereich ist ausschließlich unterhalb der Glastemperatur. Einige Kunststoffe
können teilweise kristallisieren, sie sind unterhalb der Glastemperatur eher sprö-
de und oberhalb sehr zäh und somit bruchunempfindlicher. Das betrifft z. B.

Kabelschellen aus PA, die im Bereich von PKW-Motoren höheren Temperaturen
ausgesetzt sind.

Das Verhalten unter Last wird neben der Temperatur auch von der Feuchtigkeit beein-
flusst. Einige Kunststoffe können in geringen Mengen Luftfeuchtigkeit aufnehmen. Die

Wassermoleküle quellen den Kunststoff auf, womit er mehr Volumen beansprucht. Da-
durch wird der Abstand zwischen den Kunststoffmolekülen aufgeweitet, ein Abgleiten
der Ketten wird erleichtert.

Im Spannungsdehnungsdiagramm zeigt sich deutlich ein flacherer Anstieg der Span-
nungskurve bei höheren Temperaturen und bei höherer Feuchtigkeit (Abb. 9.7). Damit ist
der E-Modul für diesen Kunststoff nicht konstant.

Die meisten unvernetzten Kunststoffe kriechen unter Last. Auch hier hilft das Feder-

Dämpfer-Modell für das Verständnis. Bei höherer Belastung und Einsatztemperatur stellt

9.2

Eigenschaften

371
ε
σ

Ergebnis des

1

Kriechversuchs
ehnung ε
σ

D

1

2
σ < σ

3

1
ε 2
ε 3
t
log t
x
t0
σ

Iso-chrones Spannungs-
t
σ
x

1

Dehnungs-Diagramm
σ

Spannung

2
t > t

2

0
σ 3
ε 3
ε 2
ε 1

Dehnung ε

Abb. 9.8 Entwicklung eines iso-chronen Spannungs-Dehnungsdiagramms aus dem Kriechversuch
sich eine zunehmend größere Verformung ein. Dieses Kriechverhalten zeigen Metalle
meist erst bei Temperaturen ab ca. 30 % der Schmelztemperatur. Bei Kunststoffen, de-
ren Schmelzpunkt mit ca. 200 °C ohnehin niedrig ist, tritt diese Formänderung schon bei

Raumtemperatur auf, besonders bei Kunststoffen mit einer sehr niedrigen Glastemperatur.

Bei vernetzten Kunststoffen ist das Kriechverhalten sehr gering.

Aus diesem Grund sind für die Konstruktionen iso-chrone Spannungs-Dehnungsdia-
gramme wichtig. Sie zeigen an, welche bleibende Verformung sich bei einer Belastung
nach einer bestimmten Zeit einstellt. Diese Diagramme lassen sich aus dem Ergebnis ei-
nes Kriechversuchs erstellen. Hierfür werden Probekörper über eine sehr lange Zeit bei
konstanten Temperaturen mit einer Zuglast belastet. Die kontinuierliche Verlängerung der

Probekörper wird regelmäßig notiert. Die Wertepaare (Spannung, Dehnung und Zeit) wer-
den in das Spannungs-Dehnungsdiagramm übertragen (Abb. 9.8).

Der Konstrukteur muss bei der Dimensionierung eines Kunststoffbauteils, das unter ei-
ner dauernden Belastung steht, die dann auftretende Verformung stärker berücksichtigen
als die ertragbare Spannung. Für diese Verformungsberechnung wird der Kriechmodul

(Et / verwendet. Dieser Modul wird aus dem Kriechversuch ermittelt und ist das Ver-
hältnis der angelegten Spannung und der sich nach bestimmten Zeitschritten ergebenden
bleibenden Verformung. Im iso-chronen Spannungs-Dehnungsdiagramm ist das also nicht
die Anfangssteigung sondern der Winkel Etx (Abb. 9.9).

372

9

Kunststoffe (Polymere)

t0
σ

Iso-chrones Spannungs-
tx

Dehnungs-Diagramm
σ

Spannung
tx
t > t

2

0

Etx
ε tx

Dehnung ε
t

Kriechmodul
als Funktion von

Spannung und Zeit
riechmodul E

E

K
tx
σ 1
σ 2
σ > σ

3

1
t
log t
x

Abb. 9.9 Entwicklung des Kriechmoduldiagramms aus dem iso-chronen Spannungs-Dehnungs-
diagramm

Trägt man die Daten des iso-chronen Spannungs-Dehnungsdiagramms über der Zeit
auf, erhält man den Kriechmodul in Abhängigkeit von der Belastungszeit. Dieser Modul
ist keine Konstante und hängt von der Belastung und der Zeit ab. Folgt man der horizonta-
len gestrichelten Linie im iso-chronen Spannungs-Dehnungsdiagramm auf der Höhe von
tx ergibt sich bei t0 ein größerer Kriechmodul Et -Modul als bei tx bzw. t2.

I

Bauteile aus Kunststoff, die über längere Zeit belastet werden, verformen
sich stetig. Für die Berechnung in der Konstruktion wird daher die zuläs-
sige Verformung berechnet (" D =Et ). Hier wird nicht der E-Modul des

Kurzzeit-Zugversuchs verwendet, der immer größer ist als der von Zeit und

Last abhängige Kriechmodul. Auf diese Weise kann eine Unterdimensionierung
vermieden werden.

9.2.3

Temperaturverhalten

Die Eigenschaften der Kunststoffe sind stark Temperatur abhängig. Bei tiefen Tempera-
turen sind sie weitgehend spröde. Im Feder-Dämpfer-Modell kann man sich den Dämpfer
eingefroren und somit nicht funktionsfähig vorstellen. Verschiebungen der Molekülketten

9.2

Eigenschaften

373
amorphe Thermoplaste
teilkristalline Thermoplaste
elastisch
viskos
elast.

viskoelastisch
viskos
spröde, hart
weich

Schmelze
hart
zäh, hart

Schmelze
σ
σ

B

B

Umformen

Gießen
ε

Umformen

Gießen
ε

B

B

T

Temperatur

T

T

Temperatur

T

T
g
z
g
m
z

Einsatzbereich

Einsatzbereich

Abb. 9.10 Verhalten von Bruchdehnung "B und Bruchspannung B bei steigender Temperatur
gegeneinander sind bei Belastung dann fast unmöglich, damit ist das Verhalten unter Last
elastisch. Nach einer Belastung federt der Kunststoff in seine Ausgangslage zurück. Bei
sehr lange anhaltender Last kommt es aber dennoch zum Kriechen (Abb. 9.10).

9.2.3.1

Glastemperatur, Schmelztemperatur und Zersetzungstemperatur

Mit Überschreiten der Gastemperatur Tg werden Molekülverschiebungen möglich. Die-
se Temperatur ist für jeden Kunststoff spezifisch und erstreckt sich über einen gewissen

Temperaturbereich von einigen °C.

Die Bruchspannung, bei der der Werkstoff im Zugversuch bricht, sinkt im Bereich
der Glastemperatur merklich, auch die Bruchdehnung steigt. Amorphe und teilkristalli-
ne Kunststoffe verhalten sich nun sehr unterschiedlich. Die amorphen Materialien sind
oberhalb Tg weich und werden zunehmend viskos. Die Bruchspannung nimmt nach Über-
schreiten eines Maximums wieder ab. Das lässt sich mit der immer besseren Molekülbe-
weglichkeit erklären.

Die teilkristallinen Kunststoffe haben eine Schmelztemperatur Tm (m steht für den
englischen Begriff melt). In einem Temperaturbereich von wenigen °C schmelzen die

Kristallite. Die Kristalle selbst bestehen aus geordneten Molekülsegmenten vieler benach-
barter Moleküle. Im Prinzip verhindern die Kristalle eine starke plastische Verformung,
man könnte diese kristallisierten Bereiche auch physikalische Vernetzung bezeichnen,
denn anders als bei den chemisch vernetzten Materialien (Duromere, Elastomere) kön-
nen die Kristalle schmelzen, sodass der Kunststoff völlig flüssig wird.

Zwischen Tg und Tm sind die teilkristallinen Kunststoffe zäh-hart. Weil diese Kunst-
stoffe üblicherweise nur zu ca. 40 bis 50 % kristallisieren können, sind die nicht kristalli-
sierten Bereiche oberhalb der Glastemperatur Tg bereits weich und viskos. Die Kristalle
sind ziemlich stabil, sodass eine plastische Verformbarkeit bei kurzzeitiger Belastung
weitgehend unterbunden wird. Diese Materialien lassen sich bis zu Temperaturen nahe
der Schmelztemperatur einsetzen. Es gibt nur einen kleinen Bereich, in dem ein Umfor-
men möglich ist. Oberhalb der Schmelztemperatur lassen sich diese Kunststoffe gießen.

374

9

Kunststoffe (Polymere)

300

Dauergebrauchstemperatur

250

Wärmeformbeständigkeit

200

150

100

50

0

PP

PVC

ABS

PPE

PC

PET PSU

PEI

PE-HD

PS-Hi

POM

PPSU PEEK

E-CTFEPMMA

PVC-C

PVDF

PP-30GF

PE-UHMW

PPE-30GF

PA6 (kond)

PA6.6 (kond)

Abb. 9.11 Dauergebrauchs- und Wärmeformbeständigkeitstemperatur unterschiedlicher Kunst-
stoffe

Ein Einsatz der amorphen Kunststoffe ist nur unterhalb der Glastemperatur sinnvoll,
sie liegt bei dieser Gruppe der Kunststoffe bei ca. 100 °C. Bei ca. 200 °C ist die Molekül-
beweglichkeit so gut, dass die Bruchspannung nicht mehr erfasst werden kann, hier sind
die Kunststoffe flüssig. Im Bereich zwischen Tg und der „Flüssig-Temperatur“ lassen sich
die Kunststoffe umformen, danach sind sie fließfähig und können gegossen werden. Man
beachte, dass die amorphen Kunststoffe keinen Schmelzpunkt haben, sie erweichen über
einen Bereich von ca. 100 °C zunehmend und werden immer plastischer bzw. fließfähiger.

Eine eindeutige Fließtemperatur wird nicht angegeben.

Bei der Zersetzungstemperatur Tz wird der Werkstoff thermisch geschädigt und verliert
seine Eigenschaften. Diese Temperatur kann ebenfalls nicht exakt angegeben werden, sie
erstreckt sich über einen Temperaturbereich von einigen °C. Der Materialabbau ist eine
chemische Reaktion und kann über die Temperatur und Sauerstoffgehalt der Umgebung
beschleunigt werden.

Zur Materialauswahl sind eindeutige Temperaturgrenzen notwendig. Für die An-
wendung unter Belastung wird die Temperatur für Wärmeformbeständigkeit gewählt

(Kap. 14). Sie gibt an, bei welcher Temperatur ein Prüfkörper bei einer Biegebelastung
sich um ein bestimmtes Maß verformt, Hierbei ist es unerheblich, ob die gemessene

Verformung elastisch oder bereits unumkehrbar plastisch ist (Abb. 9.11).

Die obere Einsatztemperatur speziell für längere Zeiten wird über die Dauergebrauch-
stemperatur angegeben (Kap. 14). Hierbei wird in einem Langzeitversuch eine Eigen-
schaftsveränderung gemessen. Konkret besagt die Dauergebrauchstemperatur, dass ein

Werkstoff nach 10.000 bzw. 20.000 Stunden bei dieser Temperatur 50 % seiner Eigen-
schaft verliert.

9.2

Eigenschaften

375

I

Für die Auswahl eines Materials muss die Einsatztemperatur bekannt sein. Für
geringe Temperaturen ist hier die Glastemperatur wichtig, weil sie den Über-
gang zwischen sprödem und zähem Verhalten darstellt. Bei kurzzeitig hohen

Temperaturen ist die Wärmeformbeständigkeit zu wählen; sie zeigt an, ab wel-
cher Temperatur der E-Modul eines Materials zu niedrig ist, einer Belastung
standzuhalten. Wenn langfristig hohe Temperaturen erwartet werden, stellt
die Dauergebrauchstemperatur die Grenze dar. Sie zeigt, ab wann thermische

Zersetzung ein Problem sein wird.

9.2.4

Verarbeitungseigenschaften

Kunststoffbauteile werden überwiegend direkt aus der Schmelze geformt. Auf diese Weise
lassen sich mit präzisen Stahlwerkzeugen komplizierte Geometrien in einem Arbeitsgang
herstellen. Für die Verarbeitung ist hier die Kenntnis über die Wärmedehnung wesentlich.

Im Schmelzebereich verändert sich die Dichte sehr stark mit der Temperatur und dem

Druck. Dieses Verhalten ist bei den teilkristallinen Kunststoffen besonders, hier erkennt
man einen klaren Knickpunkt im Dichteverlauf. Der Grund liegt im geringeren Raumbe-
darf der Kristalle, hier herrscht eine gewisse Ordnung der Molekülketten.

Für die Verarbeitung ist das spezifische Volumen, das ist der Kehrwert der Dichte, von
großer Bedeutung. Die pvT-Diagramme zeigen das Verhalten des spezifischen Volumens

(v) als Funktion von Temperatur (T) und Druck (p). Man erkennt, dass die Schmelze
mehr Raum einnimmt als der erstarrte Kunststoff. Unter Druckeinfluss ist besonders die

Schmelze stark kompressibel. Speziell teilkristalline Kunststoffe können bei Verarbei-
tungsdrücken von ca. 1000 bar um ca. 20 % komprimiert werden (Abb. 9.12).

I

Damit ein Bauteil mit einer definierten Größe gegossen werden kann, muss man
einerseits die Gießform etwas größer ausführen und andererseits muss der Ver-
arbeitungsprozess mit hohen Drücken erfolgen.

Die Kristallisation der Kunststoffe ist anders als die der Metalle nur teilweise mög-
lich, der Kunststoff besteht dann aus einer amorphen und einer kristallinen Phase. Hier
spielt der molekulare Aufbau eine Rolle, einige Kunststoffe können gar nicht kristallisie-
ren (s. Abb. 9.17). Eine weitere wichtige Einflussgröße ist die Abkühlgeschwindigkeit.

Bei sehr kalten Werkzeugen ist die Abkühlung schneller, wodurch die Kristallisation be-
hindert wird. Die Kristallisation beginnt dann bei erst bei einer niedrigeren Temperatur.

In dem Fall ist der Kristallisationsgrad, also der Anteil des Kunststoffs der kristallisieren
kann, geringer (Abb. 9.13). Der Anteil der amorphen Bereiche ist entsprechend größer.

Insgesamt ist das spezifische Volumen größer, das erzeugte Bauteil hat ein größeres Maß.

I

Man kann die Maße von Kunststoffbauteilen über die Abkühlgeschwindigkeit
beeinflussen. Man sollte aber Kunststoffe, die teilweise kristallisieren können,

376

9

Kunststoffe (Polymere)

nicht in zu kalte Werkzeuge gießen, weil die Kristallisation auch nach der Herstel-
lung noch möglich ist. Insbesondere bei höheren Einsatztemperaturen können
sich dadurch die Maße noch nachträglich über die Toleranzgrenze hinaus ver-
ändern.

Abb. 9.12 Dichte und spezi-
amorph
teilkristallin
fisches Volumen als Funktion
von Druck und Temperatur

/g3

1 bar
p
p

Dichte in cm

1 bar

3
g/cm
in
p
p
lumen o 1 bar

V

1 bar
spez.

T

T
g
m

Temperatur

Temperatur

Anwendung

Verarbeitung

Abb. 9.13 Einfluss der Ab-
kühlgeschwindigkeit auf das

/g3

Δ T
spez. Volumen bei teilkristalli-
krist
onst
nen Kunststoffen
p= k
olumen in cm V
schnelle
spez.

Abkühung
langsame

Abkühung

Temperatur

9.2

Eigenschaften

377

Abb. 9.14 E-Modul unter-

17500
schiedlicher Kunststoffe in

PBT
längs

Abhängigkeit zum Fasergehalt

15000
quer

12500

PA66

10000

E-Modul in N/mm²

7500

PA6

5000

2500

0

0

10

20

30

40

50

Kurzglasfaserghalt in %

9.2.5

Bauteileigenschaften

Die Materialeigenschaften von Bauteilen weichen vielfach von denen definierter Probe-
körper ab. Der Grund liegt in der Herstellbedingung. Das betrifft besonders den E-Modul,
wenn der Kunststoff mit Fasern verstärkt wird. Überschlägig kann hier die Mischungsre-
gel genutzt werden:

E

D

C
längs
xEFaser

.x 1/EKunststoff

Hierin ist x der prozentuale Faservolumengehalt. Für Kunststoffe, die im Spritzgießver-
fahren verarbeitet werden sind die Fasern ca. 1 mm lang und ca. 0,02 mm dick. Längere

Fasern verschlechtern das Fließverhalten erheblich, verbessern die mechanischen Eigen-
schaften aber kaum. Der Grund hierfür ist, dass längere Fasern während des Gießvorgangs
brechen und ein großer Anteil der Fasern im Bauteil insgesamt eher kurz ist.

Die Eigenschaftsverbesserung ist nur längs zur Faser möglich. Bei Belastungen quer
zur Faserausrichtung wirken die Fasern wie Fremdkörper und verursachen Spannungs-
spitzen. In Abb. 9.14 wird deutlich, dass die Eigenschaften längs und quer zur Faser mit
zunehmendem Fasergehalt immer unterschiedlicher werden.

Bei Kunststoffbauteilen ist die Ausrichtung der Fasern vom Herstellprozess abhän-
gig. In Abb. 9.15 wird deutlich, dass bei einer Umströmung eines Durchbruchs die Fa-
sern zwangsläufig umgelenkt werden. Somit sind die Materialkennwerte nur mit größter

Vorsicht zu verwenden. Die Ausrichtung der Fasern und die sich somit ergebenden me-
chanischen Eigenschaften lassen sich mit Computer-Programmen berechnen, die für die

Prozesssimulation entwickelt wurden und den Konstrukteur bei der Entwicklung von Bau-
teilen unterstützen.

378

9

Kunststoffe (Polymere)

Abb. 9.15 Ausrichtung von

Fasern im Bauteilinnern ei-
ner Testplatte mit Bohrungen

[Kastner et al., DGZfP-

3 mm

Jahrestagung 2007]

Länge = 259 mm

Breite = 59 mm

Dicke = 6 bis 1 mm

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

Eine eindeutige Sortierung aller Kunststoffe in Familien, Arten und Sorten ist bislang
nicht erfolgt. Vielfach wird als Ordnungskriterium die Art der Herstellung verwendet, hier
lassen sich die Thermoplaste in die Gruppen der Kettenpolymerisate und der Polykonden-
sate einteilen (Abb. 9.16). Für den Anwender ist diese Information unwesentlich – bis auf

Polyamid (PA) und PET. Bei der Herstellung von PA wird oft Wasser abgeschieden (Kon-
densat). Bei der Herstellung von Bauteilen unter Anwesenheit von Feuchtigkeit und bei
höheren Temperaturen kann es zu einer Rückreaktion kommen, wobei die Eigenschaften
des Materials sich verschlechtern.

Eine weitere Einteilung ist über die chemischen Hauptgruppen möglich. Auch hier
ist der Nutzen für den Anwender gering. Polyolefine (PE; PP, . . . ) zeichnen sich durch
unpolares Verhalten aus. Sie sind damit wasserabweisend und lassen sich ohne spezielle

Vorbehandlung schlecht bedrucken. Die Zugehörigkeit zu einer Art bedeutet nicht, dass
sich diese Kunststoffe miteinander mischen oder verschweißen lassen, auch wenn Sie eine
chemisch ähnliche Basis haben.

Hilfreich ist eine Kategorisierung über die Wärmeformbeständigkeit oder die Dauer-
gebrauchstemperatur. In Abb. 9.17 wird die Wärmeformbeständigkeit verwendet, das ist
die Grenztemperatur, ab der bei Belastung eine definierte spontane elastische Verformung
auftritt. Weil mit höheren Temperaturen der E-Modul sinkt, hat der Konstrukteur damit
ein Hilfsmittel, die Brauchbarkeit eines Kunststoffs für die geforderten Temperaturbelas-
tungen abzuschätzen.

Diese Darstellung zeigt auch die Bedeutung der genannten Kunststoffe an. Der Be-
reich der Spitze der Hochtemperaturkunststoffe betrifft ca. 1 % aller weltweit verbrauchten

Kunststoffe. Die überwiegende Zahl der Kunststoffe wird für Temperaturbereiche unter

100 °C eingesetzt. Mit zunehmender Temperatur werden die Kunststoffe immer teurer.

Viele Kunststoffbauteile werden nicht sehr hohen Temperaturen ausgesetzt. Vielfach
werden Anforderungen an die Schlagzähigkeit gefordert. Hierfür zeigt Tab. 9.2 zusätz-

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

379

Ordnung

Nichtmetalle

Gattung
organisch
anorganisch

Klasse

Kunststoffe

Naturstoffe

Gruppe
unvernetzt
vernetzt

(Thermoplaste)

(Duromer/Elastomer)

Familie

Ketten-

Poly-

Poly-

Poly-
polymerisate
kondensate
kondensate
addukte

Art

P-Olefine

Stryrol-K.

Polyester

Sorte

PE

PP

PS SAN ABS PET PBT

PMMA

PC PA

UP MF

EP

PUR

Abb. 9.16 Sortierung der Kunststoffe in Familien und Arten

Hochtemperatur

10

(ca. 1 %)

eit

PEI

PEEK

PSU

140 °C

(ca. 10 %)

4

PA11

PC

PA12
technische
o Kg in €

POM

Anwendung
ärmeformbeständigk
reis prP

W

PA66(kond.)

PMMA

ABS

PA6(kond.)

90 °C

SAN

PET

(ca. 90 %)

2

PP-GF

PS

PBT

Standard

PVC

PP

PE-HD

PE-LD
amorph
teilkristallin

Abb. 9.17 Übersicht wichtiger Kunststoffe entsprechend des Temperatureinsatzes

380

9

Kunststoffe (Polymere)

Tab. 9.2 Wichtige Temperaturen in °C von Standardkunststoffen

Tg

Tm

HDT/A

PE-LD

30

110

35

PE-HD

100

135

50

PP

10

160

60

PBT

60

255

65

PVC

80

70

PA6 (kond.)

30

230

70

PS

90

80

PA66 (kond.)

40

260

80

PET

95

255

80

PMMA

110

95

ABS

85/100

97

SAN

110

100

POM

85

170

110

PA12

50

180

115

PC

145

125

PA11

50

185

145

(Materialien ohne Angabe einer Schmelztemperatur Tm sind amorph)

lich zur Wärmeformbeständigkeitstemperatur (HDTA) die Glastemperatur Tg und für die
teilkristallinen Kunststoffe die Schmelztemperatur Tm. Für eine erste Abschätzung hilft
die Kenntnis der Glastemperatur, denn unterhalb dieser Temperatur sind die Kunststof-
fe überwiegend spröde. Oberhalb sind die teilkristallinen Materialien zäh-elastisch, die

Kriechneigung nimmt aber zu.

Abbildung 9.18 gibt einen Überblick über den tatsächlichen Verbrauch von Kunststof-
fen. Ca. 65 % der Kunststoffe gehören in die Gruppe der Polyolefine, hier dominieren

Verpackungsanwendungen. Rechnet man den Bedarf für Automobilanwendungen und die

Gruppe „andere“ (das sind spezielle kleine Sparten, z. B. Spielzeugindustrie, Hausgeräte,

Medizintechnik, . . . ) hinzu, macht PP allein 22,5 % des Weltverbrauchs der Kunststoffe
aus.

In dieser Statistik wird unter „andere“ alles aufgenommen, was weniger als 3 % aus-
macht. Knapp ein Viertel des Verbrauchs kommt aus speziellen Branchen, die jeweils sehr
spezielle Anforderungen haben. Deswegen gibt es auch eine hohe Vielfalt an speziellen

Lösungen, sowohl für Werkstoffmodifikationen als auch für die Prozessseite. Da die Bau-
teile für Verpackungen und Gebäudetechnik nicht so hohe „Ansprüche“ stellen, werden
die Kunststoffe für die Automobil- und Elektronikbranche, etwas überbewertet, wobei der

Sektor „andere“ oft vernachlässigt wird.

Neben den Polyolefinen ist PVC mit 15,5 % einer der wichtigsten Kunststoffe, hier
dominieren Anwendungen aus dem Bereich der Gebäudetechnik, insbesondere für witte-
rungsbeständige, langlebige Produkte (Rohre, . . . ).

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

381

39,4 %

20,3 %
rpackungen

Ve
echnik

8,2 %
obil

Gebäudet m
to

Au

5,5 %
onik

Elektr

26,6 %
re“
nde

„a

C

PA

PC

-LLD

-HD

PP

PS

PS-E

PV

PET

PUR

, PE

PE

A, SAN

PMMA

AS

„andere“

-LD

PE

ABS,

Gesamtverbrauch Europa im Jahr 2012: 47.0 Mio t

Abb. 9.18 Bedeutung von Kunststoffen entsprechend ihrem Gesamtverbrauch

9.3.1

Wichtige Thermoplaste

Die folgende Übersicht stellt jeweils nur die Basis-Kunststoffe vor. Diese Grundstoffe
werden in einem separaten Verarbeitungsschritt mit verschiedenen Zusatzstoffen für die
unterschiedlichen Anforderungen verändert. Hierzu zählen unter anderem:

Farbstoffe und Pigmente

Additive zum Schutz vor UV-Strahlung, die den Kunststoff schädigen kann.

Verarbeitungshilfsmittel, die z. B. die Fließfähigkeit verändern.

Nukleierungsmittel, die bei teilkristallinen Kunststoffen kleinere Kristallite und somit
höhere Transparenz erzeugen.

Füllstoffe, die den Werkstoff im Volumen vergrößern (z. B. Talcum). Diese Zusatzstoffe
werden auch Extender genannt, weil sie das Material lediglich strecken. Das ist immer
dann möglich, wenn die geforderten Eigenschaften gering sind.

Fasern zur Steigerung der Steifigkeit (E-Modul)

Glaskugeln, die das Schwindungsverhalten verringern.

Die Eigenschaften der Kunststoffe werden neben den Füllstoffen durch ihre Kettenlängen
beeinflusst. Hier spricht man von mittlerem Molekulargewicht und Molekulargewichts-
verteilung. Das Molekulargewicht spiegelt die Länge eines Kunststoffmoleküls wieder.

Sind alle Moleküle weitgehend gleich lang, handelt es sich um ein Material mit einer en-

382

9

Kunststoffe (Polymere)

Abb. 9.19 Eigenschaften von

Glastemperatur in °C

PE in Abhängigkeit des Kris-
tallisationgrades

-90

-50

Dehnung, Schlagzähigke

0,97
it
e in g/cm³

Rohdicht

0,915

Festigkeit, Härte

35

55

70

80

Kristallisationsgrad in %

PE-LD

PE-HD
gen Molekulargewichtsverteilung. Liegen sowohl lange als auch kurze Ketten vor, spricht
man von einer breiten Verteilung.

Das Molekulargewicht beeinflusst stark die Verarbeitungseigenschaften, also das Ver-
halten im Schmelzezustand. Grundsätzlich gilt, dass die Schmelze von kurzkettigen

Kunststoffen leichter fließt als die langkettiger Kunststoffe. Daher sind Kunststoffe für

Spritzgießanwendungen niedermolekularer als solche für Extrusionsprozesse.

Ein thermoplastischer Kunststoff hat nicht immer ein einheitliches Molekulargewicht,
es sind nicht alle Makromoleküle gleich lang. Kunststoffe mit einer breiten Molekularge-
wichtsverteilung, also sowohl langen als auch kurzen Ketten, haben bessere Fließeigen-
schaften als Kunststoffe mit weitgehend gleich langen Ketten.

Die Schmelzefestigkeit steigt mit der Kettenlänge bis auf einen maximalen Wert und
ändert sich dann kaum noch. Diese Festigkeit ist besonders für Extrusions- und Umform-
vorgänge wichtig. Hierbei ist die Schmelze zeitweise ohne zusätzliche Stabilisierung im

Kontakt mit der Umgebung und soll dabei möglichst die im Prozess gebildete Form nicht
verlieren. Daher sind Extrusionsmaterialien eher hochmolekular.

9.3.1.1

PE, Polyethylen

Polyethylen ist im chemischen Aufbau sehr einfach, es besteht aus mit Wasserstoff abge-
sättigten Kohlenstoffketten. Je nach Art der Polymerisationsreaktion können diese Ketten
langgestreckt oder verzweigt sein. Diese Verzweigungen beeinflussen sehr wesentlich
das Kristallisationsverhalten und somit die Dichte und die mechanischen Eigenschaften

(Abb. 9.19). Die Dichte ist quasi einstellbar zwischen 0,915 und 0,97 g=cm3.

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

383

Im Falle sehr geringer Verzweigung können die Moleküle sich während des Abkühlens
teilweise ordnen, indem sie sich dicht aneinanderlagern. Je verzweigter die Einzelmole-
küle sind, desto schwieriger kann dieser Kristallisationsvorgang werden. Der Kristalli-
sationsgrad steht in einem direkten Verhältnis zur Dichte. Das macht den Werkstoff für

Verpackungsanwendungen sehr interessant, weil die Materialkosten nach Gewicht und
nicht nach Volumen berechnet werden.

Mit einem höheren Kristallisationsgrad steigen Härte und Festigkeit. Wegen der ge-
ringeren Härte wird ein Großteil des PE-LD (LD: low density, geringe Dichte) zu Folien
extrudiert. PE-HD (HD: high density, hohe Dichte) wird überwiegend für extrudierte Roh-
re und Hohlkörper und für Spritzgussanwendungen verwendet.

Die Verzweigungen beeinflussen die Glastemperatur. Die Anzahl der Kettenenden ist
größer und damit zwangsläufig auch die Zahl von „Hohlräumen“ bzw. Lücken. Mit Über-
schreiten der Glastemperatur steigt die Beweglichkeit der Kettensegmente merklich, bis
der Kunststoff schließlich plastisch wird. Wegen der höheren Anzahl der Kettenenden
können sich die Kettensegmente des PE-LD auch schon bei sehr geringen Temperaturen
bewegen. Daher ist die Dehnfähigkeit und die Schlagzähigkeit bei Raumtemperatur im

Vergleich zu PE-HD besser.

Polyethylen ist durch seine hohe Beständigkeit gegen Säuren, Laugen und Chemikalien
sehr langlebig und nicht natürlich abbaubar. Durch Sonneneinstrahlung kann PE versprö-
den, dabei brechen die Ketten und die entstehenden Kettenenden können sich erneut mit
anderen benachbarten Ketten verbinden. Auf diese Weise entsteht eine gewisse Vernet-
zung, die die Dehnfähigkeit reduziert und die ursprünglichen Eigenschaften erheblich
verschlechtert.

9.3.1.2

PP, Polypropylen

Der „Volkswagen“ unter den Kunststoffen ist PP und eignet sich sehr gut für Spritzguss-
anwendungen ohne hohe Anforderungen. Im Aufbau ist es ähnlich dem PE-HD, es gibt
jedoch in regelmäßigen Abständen -CH3-Moleküle entlang der Kette. Dadurch bedingt
liegt die Dichte mit 0,9 bis 0,915 g=cm3 etwas unterhalb von PE, auch hier gibt es einen
direkten Zusammenhang zum Kristallisationsgrad, der je nach Anordnung der Seitenmo-
leküle zwischen 40 und 80 % liegen kann.

Die Glastemperatur von PP liegt bei ca. 10 °C, sodass es im Vergleich zu PE insge-
samt steifer ist. PP ist bis zu 100 °C auch dauerhaft einsetzbar, sofern die mechanischen

Belastungen nicht hoch sind.

Die Zahl der Modifikationen mit Füllstoffen ist sehr hoch. Wichtig sind hier Talkum

(PP-TV) als Extender sowie Glasfasern (PP-GF) zur Steigerung des E-Moduls und Glas-
kugeln (PP-GK) zur Verringerung des Schwindungsverhaltens. Wegen des hohen Bedarfs
sind Mischungen mit definierten Gewichtsprozenten der genannten Füllstoffe verfügbar.

Bei der Bezeichnung wird entsprechend der Zugabeanteil hinter dem Füllstoff vermerkt.

PP ist im uneingefärbten und unverstärkten Zustand milchig und nicht transparent. Wie
auch PE ist PP gut chemikalienbeständig.

384

9

Kunststoffe (Polymere)

9.3.1.3

PVC, Polyvinylchlorid

PVC ist ohne Modifikationen zunächst amorph und glaskar. Es hat eine Dichte von ca.

1,4 g=cm3. Mit einer Glastemperatur von 80 °C ist es bei Raumtemperatur relativ spröde.

Sehr wesentlich ist der hohe Chloranteil. Bei erhöhten Temperaturen kann es zur Ab-
spaltung von Chloratomen kommen, die in Verbindung mit Luftfeuchtigkeit Salzsäure
bilden. Üblicherweise werden dem Rohmaterial Stabilisatoren zugemischt, die diese Ab-
spaltung verzögern. Bei der Herstellung von PVC-Bauteilen aus der Schmelze heraus ist
besondere Sorgfalt notwendig.

PVC brennt schlecht, nach Entfernen einer Zündflamme verlischt der PVC-Brand ei-
genständig. Es ist sehr witterungsbeständig und ist weitgehend chemikalienbeständig.

PVC ist polar und damit gut bedruckbar und klebbar.

PVC wird durch Modifikationen in drei Gruppen unterteilt.

PVC-U wird auch als Hart-PVC bezeichnet. Hierbei handelt es sich weitgehend um das

Basispolymer mit Stabilisatoren. Die Einsatztemperaturen liegen unterhalb von 65 °C.

PVC-C ist nachchloriert, d. h. in einem nachgeschalteten Chlorierungsvorgang wird
der Chlorgehalt von ca. 56 % auf bis zu 73 % angehoben, dabei steigt die Dichte auf
ca. 1,55 g=cm3. Für die Verarbeitung erhöht sich die thermische Zersetzungsgefahr.

In der Anwendung erhöht sich die max. Einsatztemperatur auf 85 °C, bei kurzzeitiger

Belastung sogar auf 100 °C.

PVC-P wird auch Weich-PVC genannt. Durch eingelagerte niedermolekulare Sub-
stanzen werden die Abstände zwischen den Ketten des Basiskunststoffs auf Abstand
gehalten, wodurch sie sich leichter unter Last verschieben lassen. Dadurch wird die

Glastemperatur auf Werte unter 0 °C abgesenkt, sodass es bei Raumtemperatur gummi-
ähnliche, sehr weiche Eigenschaften hat. Die Weichmacher selbst sind nur eingelagert
und können mit der Zeit ausdiffundieren, dadurch versprödet das Material.

9.3.1.4

PS, Polystyrol

Das handelsübliche PS ist als Basispolymer amorph und glasklar und hat eine Dich-
te von ca. 1,05 g=cm3. Die Glastemperatur liegt bei 90 °C, damit ist das Material bei

Raumtemperatur sehr spröde. PS eignet sich gut für maßhaltige Bauteile, denn es hat bei

Raumtemperatur eine gute Steifigkeit und beim Abkühlen schwindet es nur gering. Die

Chemikalienbeständigkeit ist begrenzt.

Zur Erhöhung der Schlagzähigkeit werden Kautschukpartikel zugegeben. Dadurch er-
gibt sich „schlagzähmodizierts“ PS (PS-HI, high impact). Durch die Kautschukpartikel
verliert der Werkstoff seine Transparenz und wird milchig trüb.

Im Prinzip ist diese Form des Kunststoffs mehrphasig. Bei Überlastung bricht der

Werkstoff nicht spröde sondern erhält viele sehr kleine Risse, die auch Crazes genannt
werden. Äußerlich verfärben sich diese überlasteten Bereiche weiß.

Eine weitere Modifikation ist das PS-E (expandierbar), das umgangssprachlich auch
mit dem ursprünglichen Markennamen Styropor genannt wird. Hierbei handelt es sich um

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

385

Abb. 9.20 Glasübergangs-

280

210
und Wärmeformbeständig-
keitstemperaturen von PA,

150
die schraffierten Bereiche
kennzeichnen den trockenen
atur in °C 100

Zustand. Diese PA-Typen
nehmen aber Anteile Wasser

Temper
auf, sodass diese angegebe-

50
nen Werte im gewöhnlichen

Betriebszustand nicht erreicht

0
werden

PA4.6

PA6.6

PA6

PA6.10

PA11

PA12

Wärmeformbeständigkeit HDT-A (Last: 0,45 MPa)

Glastemperatur
mit Treibmittel versehene PS-Kügelchen, die unter Temperatureinwirkung aufschäumen
und zusammensintern können.

9.3.1.5

ABS, Acrylnitril-Butadien-Styrol

ABS ist ein Mehrphasenkunststoff und vergleichbar mit PS-HI und hat eine Dichte von
ca. 1,12 g=cm3. Die Butadienphase hat eine Glastemperatur von 85 °C und sorgt für ei-
ne gute Schlagzähigkeit der harten Acrylinitril-Styrol-Phase mit einer Glastemperatur von

100 °C. Kurzzeitig hält der Werkstoff Temperaturen von 95 °C aus, bei längerer Tempera-
turbelastung liegt die Grenze bei 85 °C.

Ein besonderer Vorzug von ABS ist die Galvanisierbarkeit. Über einen Beizvorgang
können die Butadienpartikel der Oberfläche gezielt entfernt werden. Die entstehenden

Poren dienen als mechanische Verankerung für elektrochemisch aufgetragene Kupfer- und

Nickelschichten.

9.3.1.6

PA, Polyamid

PA zählt zu den wichtigsten technischen Thermoplasten. Es ist teilkristallin und stark
polar.

PA kann sehr eine unterschiedliche chemische Struktur haben. Die Ketten haben je-
weils zwischen der Amidgruppe (-NH-CO-) unterschiedlich lange abgesättigte Kohlen-
stoffketten. Entsprechend der Anzahl der Kohlenstoffatome dieser Zwischenglieder be-
zeichnet man die Polyamide als PA6, PA11, oder PA12.

Die Amidgruppe ist wesentlich für den Zusammenhalt zwischen den Ketten. Je kürzer
die Zwischenglieder sind, desto mehr Amidgruppen sind vorhanden, wodurch die Glas-
temperatur und die Wärmeformbeständigkeit steigen (Abb. 9.20).

PA sind stark polar und können Feuchtigkeit aufnehmen. Auch hier ist die Zahl der

Amidgruppen wesentlich. PA11 und PA12 können wenig Wasser aufnehmen, während

PA6 bis zu 9 % aufnimmt. Die Feuchtigkeitsaufnahme wirkt ähnlich wie ein Weichmacher

386

9

Kunststoffe (Polymere)

bei PVC und verändert die mechanischen Eigenschaften. Daher ist die Wärmeformbestän-
digkeit bei PA4.6 und PA6.10 nur scheinbar höher als bei PA 11 und PA 12.

Der Feuchtegehalt von PA ist abhängig von der Umgebung. So kann es sein, dass der E-

Modul eines Bauteils bei tiefen Temperaturen und geringer Luftfeuchtigkeit 3000 N=mm2
beträgt und bei höheren Temperaturen und hoher Luftfeuchtigkeit auf unter 1000 N=mm2
sinkt.

9.3.1.7

POM, Polyoximethylen

POM ist ein teilkristalliner Werkstoff mit einer Glasübergangstemperatur von ca. 60 °C
und einer Wärmeformbeständigkeit von ca. 100 °C. POM ist beständig gegen Öle, Treib-
stoffe und Lösungsmittel, es wird aber von starken Säuren angegriffen.

POM zeichnet sich durch seine hervorragenden Gleiteigenschaften aus, und wird be-
sonders für Anwendungen mit trockener Reibung eingesetzt.

Problematisch ist POM, wenn es bedruckt oder geklebt werden soll. Wegen des ho-
hen möglichen Kristallisationsgrads hat POM die höchsten Schwindungswerte unter den

Thermoplasten. Die Dichte von 1,41 g=cm3 wird nur erreicht, wenn der Werkstoff lang-
sam abkühlt und somit gut kristallisieren kann.

Bei POM liegt die Zersetzungstemperatur unterhalb der Schmelztemperatur, was die

Verarbeitung im Spritzgießprozess ohne Stabilisatoren etwas schwierig macht.

9.3.1.8

PET, Polyethylentherephtalat

PET ist ein teilkristalliner, polarer, zähharter Kunststoff mit geringer Kriechneigung und
hoher Abriebfestigkeit. Unlöslich in organischen Lösungsmitteln, in einigen wird ein Auf-
quellen beobachtet. Geringe Durchlässigkeit für CO2.

Formteile aus PET haben hohe Maßhaltigkeit und Zeitstandfestigkeit mit guten Gleit-
und Verschleißeigenschaften. Beide Sorten sind geeignet zum Schweißen und Kleben.

Neben der Anwendung Getränkeflasche wird PET für wärmebeanspruchte, elektrische

Haushaltsgeräte, Rollen aller Art, Ketten, Federn, Schrauben, Nockenscheiben und Gleit-
lager eingesetzt.

9.3.1.9

PC, Polycarbonat

Glasklarer, gut einfärbbarer Kunststoff mit hoher Witterungsbeständigkeit, bis 120 °C
einsetzbar, zäh-hart mit geringer Kriechneigung. Die Durchlässigkeit für CO2 ist hoch,
geringe Wasseraufnahme, dadurch sehr gute elektrische Isoliereigenschaften. PC ist nicht
beständig gegen Benzol, organische Lösungsmittel und starke Säuren.

Sehr besonders ist die sehr gute Schlagzähigkeit bei Temperaturen von 100 °C, also
weit unterhalb der Glastemperatur von ca. 145 °C.

PC ist gefährdet durch Spannungsrisse, Abhilfe durch Faserverstärkung. Es existieren
zahlreiche Copolymere und Blends. Partner sind z. B. ABS, PMMACPS, PET, PBT.

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

387

9.3.2

Duromere und Elastomere

Anders als die Thermoplaste bilden die Duromere und Elastomere während der Verarbei-
tung ein chemisches Raumnetzwerk. Die chemische Reaktion hierfür wird überwiegend

Temperatur gesteuert. Solange die Temperatur niedrig ist, ist das Material plastisch und
kann in Form gebracht werden. Mit einer Aktivierungsenergie, meistens ist das ein hö-
heres Temperaturniveau, startet eine Vernetzungsreaktion, wodurch der Werkstoff seine

Plastizität fast vollständig verliert.

I

Hinweis Der üblicherweise verwendete Begriff Duroplast ist falsch, weil nur der

Ausgangsstoff plastisch ist. Im englischsprachigen Raum heißen die Duromere

„Thermoset“, womit der Temperatur gesteuerte „Setzvorgang“ bzw. die Vernet-
zung gemeint ist.

Die beiden Materialgruppen unterscheiden sich hinsichtlich der Anwendung in der

Glastemperatur und in der Anzahl der Vernetzungspunkte. Duromere sind allgemein stär-
ker vernetzt.

Eine einfache Unterscheidung zwischen Duromeren und Elastomeren kann mithilfe
der Glasübergangstemperatur getroffen werden. Ist diese unterhalb der Raumtemperatur,
so handelt es sich um ein Elastomer. Ist der Glasübergang oberhalb Raumtemperatur, so
handelt es sich um ein Duromer. Diese Unterscheidung hilft vor allem bei der Stoffgruppe
der Polyurethane (PUR), da diese sowohl als Elastomere sowie auch als Duromere durch
ein geschicktes Zusammenstellen der Ausgangskomponenten vorliegen können.

9.3.2.1

Allgemeines

Bei diesen Kunststoffen findet die Reaktion, die zu Makromolekülen führt, erst bei der

Formgebung statt. Zur leichteren Verarbeitung werden die Stoffe (Kunstharz und Härter)

mit Füllstoffen (Tab. 9.3) vermischt als Formmassen geliefert. Durch Erwärmung werden
sie plastifiziert und unter Druck in die beheizte Form gedrückt, wo sie vernetzen und
nach einer Haltezeit das Formteil oder Halbzeug ergeben. Ausgehärtete Duroplaste haben

(abhängig vom Gehalt an Zusätzen):

vielseitige Eigenschaftskombinationen durch die Art der Füllstoffe bis zu 40. . . 60 %
bis zu höheren Temperaturen kaum abfallen-de Festigkeit und Steifigkeit bei Dauerge-
brauchstemperaturen bis zu > 200 °C

Maßhaltigkeit der Teile, glänzende, härtere Oberfläche und geringe Schwindung

Eignung für elektrotechnische Teile

Anforderungen für elektrotechnische Teile sind z. B. hoher elektrischer Durchgangs-
widerstand (abhängig von der Art der Füllstoffe, die evtl. Wasser aufnehmen können),

Durchschlagfestigkeit in kV=mm für dünnwandige Bauteile (Folien) oder geringe Ent-
flammbarkeit durch Lichtbögen.

388

9

Kunststoffe (Polymere)

Tab. 9.3 Füllstoffe für durome Kunststoffe und deren Wirkung

Zusatzstoff

Wirkung

Schiefer-Quarzmehl, Glimmer, Kreide, steigert Wärmebeständigkeit und Wasseraufnahme,

Talkum
senkt Isoliereigenschaften

Holzmehl
steigert Festigkeit u. Zähigkeit

Papier, Baumwolle

Fasern, Schnitzel, Bahnen senken Wärmebeständigkeit,
steigern Zähigkeit

Glas als Kurz-und Langfaser, Kugel,
steigert Festigkeit u. E-Modul, geringe Wasseraufnahme

Schuppen
und Längenausdehnung,

Al-Hydroxid

Flammschutzmittel

9.3.2.2

Formmassetypen

Formmassen sind vorgefertigte, rieselfähige Pulver oder Granulate aus warmhärtbaren

Harzen und Zusätzen in einem noch schmelzbaren Zustand. Sie dienen als Ausgangs-
stoffe für Formteile und Halbzeuge und besitzen nach Normen konstante Verarbeitungs-
eigenschaften. Von jedem chemischen Typ gibt es verschiedene Anwendungsgruppen und

Einstellungen mit Fließfähigkeiten (weich, mittel, hart), je nach dem Fließweg der Masse
in der Form (Komplexität der Formteile; Tab. 9.4).

Phenol-und Harnstoffharze werden als Bindemittel in Bremsbelägen, Schleifkörpern
und Gießereiform-sanden verwendet, ebenso in Holzfaser- und Spanplatten.

PF, UF- und MF-Duroplaste entstehen in der Form unter Abgabe des Kondensats und
benötigen höhere Arbeitsdrücke und Entlüftung in der Form. Typische Verarbeitungspa-
rameter sind:

Spritztemperatur: 85. . . 120 °C (in der Düse)

Spritzdruck: 600. . . 2500bar

Werkzeugtemperaturen: 150. . . 190 °C

Die folgenden Reaktionsharzmassen können ohne Abgabe von Nebenprodukten und bei
niedrigeren Drücken vernetzen (Tab. 9.5). Diese Massen eignen sich besonders in Verbin-
dung mit Langfasern für großflächige Bauteile, die nach zahlreichen z. T. automatisierten

Verfahren schichtweise aufgebaut (laminiert) werden. Zum Einsatz kommen Wickelver-
fahren für Behälter und Hohlkörper und Faser-Ablegeverfahren für flächige Teile mit
gerichteten Eigenschaften.

Härtbare Vorprodukte aus Duromeren zur rationellen Herstellung größerer Stückzahlen
mit Presswerkzeugen sind SMC und BMC. Sie enthalten den Härter und sind nur begrenzt
lagerfähig (z. B. bei 18 °C ca. 12 Monate, bei RT ca. 7 Tage je nach Sorte).

SMC (Sheet Moulding Compound) sind flächige, harzgetränkte Vorprodukte zum

Warmpressen. Die Vorprodukte sind noch unvernetzt und somit verformbar, durch die

Temperatur kommt es zur Vernetzungsreaktion. Sie enthalten bis 50 mm lange ungeord-
nete Glasfaserstränge (Rovings). In der Fläche unorientiert ist das Produkt allseitig fließ-

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

389

Tab. 9.4 Formmassen, auch PMC (Pelletized Moulding Compounds), Übersicht

Harzgrundlage, Norm

Beschreibung

Füllstoff

Phenolharz

PF

23 Typen in 5 Gruppen geordnet, nur in dunklen Farben möglich,

Kresolharz

PF
überwiegend für technische Teile verwendet

I allgemeine Verwendung

Holzmehl

DIN EN ISO 14526/00

II erhöhte Kerbschlagzähigkeit

Gewebe und Gewebeschnit-
zel, Stränge, Glasfasern

III erhöhte Wärmeformbeständigkeit
anorganisch, Gesteinsmehl

IV erhöhte elektrische Eigenschaften

Zellstoff, Glimmer

(geringe Wasseraufnahme)

V sonstige zusätzliche Eigenschaften

Kautschuk

Anwendungen Wärmebeständige Griffe, Lager, Pumpenteile; Kollek-
toren, Stecker, Schicht-pressstoffe als Platten und Profile, Stuhlsitze,

Tischplatten, Brems- und Kupplungsbeläge.

Mit Füllstoff: (mineralisch C Kurzglasfaser) kurzzeitig bis 600 °C
belastbar

Harnstoffharz

UF

16 Typen in 5 Gruppen geordnet wie PF-FM, hellfarbig, licht- und
alterungsbeständig, geruchs- und geschmacksfrei

DIN EN ISO 14527/00

UF: Elektroinstallationsmaterial, Sanitärgegenstände

Melaminharz

MF

MF: Für Kontakt mit Lebensmitteln geeignet, kratz- und spülmittelfest
für Haus- und Küchengeräte, Deko-Schichtpressstoffe. Bis zu 60 %

Zellulose haltig

DIN EN ISO 14528/00

Melamin-Phenol

MPF MPF: Geringere mechanische und elektrische Eigenschaften, hat beim

Pressen geringere Nachschwindung

DIN EN ISO 14529/00
fähig. Verfügbar sind auch Gewebeprepregs oder Prepregbänder (Tapes). Sorten mit ori-
entierten Fasern sind in Längsrichtung nicht fließfähig

BMC (Bulk Moulding Compound) sind teigige, glasfaserhaltige Massen, chemisch
verdickt, sie können durch Spritzgießen zu Formteilen oder durch Pultration zu Profilen
verarbeitet werden.

9.3.3

Elastomere

Bei den Elastomeren liegt die Glastemperatur unterhalb der Raumtemperatur, wodurch
der Werkstoff bei höheren Temperaturen weichelastisch ist. Bei Belastung können Deh-
nungen von mehr als 300 % auftreten, die nach einer Entlastung wieder fast vollständig
zurückgehen (Abb. 9.21).

In der Bezeichnung wird das Elastomer häufig mit einem R für den englischen Begriff

„rubber“ gekennzeichnet. Eine besondere Stellung hat PUR.

390

9

Kunststoffe (Polymere)

Tab. 9.5 Reaktionsharzmassen

Harzgrundlage Norm

Beschreibung, Anwendungsbeispiele

Polyesterharze

UP

Polyesterharze (ungesättigt) sind Kondensationsprodukte aus einer Re-

DIN EN ISO 14530/00 aktion von Säuren mit Alkoholen:

Alkohol C Säure ! Ester C Wasser

Ungesättigte Ester bedeutet, sie enthalten reaktionsfähige Doppelbin-
dungen

Die Ester werden in Styrol gelöst, das ebenfalls eine Doppelbindung
besitzt, dadurch ist eine Polymerisation möglich

4 Typen mit Gesteinsmehl und Glasfasern gefüllt, Schwindung 6. . . 8 %
rein, gefüllt ca. 2,5 %

Anwendungsbeispiele Als Gießharz zum Einbetten von Teilen wie

Spulen, mikroskopischen Präparaten, (Metallschliffe) Tränken von

Wicklungen, für Modelle. Laminate für Autokarossen, Bootskörper,

Container, Tanks, Well- und Profilplatten, Schalungen, Lehren, Kopier-
werkzeuge

Epoxidharze

EP

Epoxidharze entstehen durch Polyaddition, sind teurer als UP-Harze

DIN EN ISO 15252/00 und härten schwindungsfrei aus. Es sind mechanisch und elektrisch
hochwertige Stoffe (geringere Wasseraufnahme als UP). Die Haftung
auf Glas und Metall ist sehr hoch, dadurch hat EP-GF höhere Dauerfes-
tigkeit als UP-GF. Die Beständigkeit gegen Säuren ist geringer als bei

UP-Harzen

Anwendungsbeispiele Gieß- und Laminierharze, Prepregs. Bauteile
wie bei UP mit höherer mechanischer und elektrischer Beanspruchung

Abb. 9.21 Charakteris-

NBR
tische Temperaturen für

Elastomere (R steht jeweils

SBR
für den englischen Begriff

PUR

„rubber“); NBR: Nitril-

Butadien-Kautschuk,

EPDM

SBR: Styrol-Butadien-

IR/NR

Kautschuk, PUR: Polyurethan,

EPDM: Ethylen-Propylen-

BR

Dien-Elastomer, IR: Isopren-

SIR

Kautschuk (auch Natur-

–100

–50

0

50

–100

–200
kautschuk (NR) genannt),

BR: Butadien-Kautschuk,

Temperatur in °C

SIR: Silikonkautschuk

Glastemperatur

Anwendungsbereich

PUR kann über die Ausgangsstoffe in seiner Weichheit sehr unterschiedlich eingestellt
werden. Dabei kann die Härte soweit ansteigen, dass sie in den mechanischen Eigenschaf-
ten den Thermoplasten ähneln. Wegen der sehr guten Fließfähigkeit von PUR vor der

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

391

CH3

S

CH3

CH2

C

CH

CH2

CH2

C

CH

CH2

S

CH2

C

CH

CH2

CH2

C

CH

CH2

CH3

CH3

S

Abb. 9.22 Wiederholeinheit von zwei Isopren-Grundmolekülen vor und nach der Vernetzung

Vernetzung, besteht die Möglichkeit des Aufschäumens. Der überwiegende Anteil aller
flexiblen Schaumstoffe für Polster und Verpackungen ist PUR.

Elastomere sind gummi-elastische Kunststoffe, sie haben aufgrund ihrer Struktur eine
hohe elastische Dehnung mit Rückstellkräften.

In den Elastomeren sind die verknäuelten Moleküle weitmaschig vernetzt, sodass sie
bei Dehnung gestreckt werden (Zustand höherer Ordnung), aber nicht abgleiten können.

Nach Entlastung versuchen sie den ursprünglichen Zustand mit geringerer Ordnung her-
zustellen.

Am Anfang dieser Stoffe steht der Naturkautschuk (Latex), dessen Grundmoleküle
bestehen aus ca. 5000 Isoprenwiederholeinheiten mit einer Doppelbindung (Abb. 9.22).

In diesem Zustand ist er weich und plastisch verformbar.

Nach Mischung mit Schwefel werden bei Temperaturen ab 143. . . 180 °C die Doppel-
bindungen durch S-Atome weitmaschig miteinander vernetzt, dies nennt man Vulkani-
sation. Der Stoff wird zu unschmelzbarem und elastischem Gummi. Mit der Anzahl der

Vernetzungen kann die Elastizität beeinflusst werden. Bei Gummi war das durch den S-

Gehalt der Mischung möglich.

Sorte

S-Gehalt

Eigenschaft

Weichgummi

3. . . 5 %
weich-elastisch

Hartgummi

35. . . 50 %
hart-spröde

Die ersten Anwendungen waren Schläuche und Reifen für die wachsende Auto-

Industrie (Goodyear 1839). Mit der Technikentwicklung entstanden neben den Automo-
bilreifen viele neue Anwendungsbereiche für elastische Stoffe mit neuen Anforderungen

(s. Tab. 9.6). Beispiele Förderbänder, Gummifedern, Bauelemente zur Schwingungsdämp-
fung oder zum Schutz oder Abdichtung bewegter Maschinenteile, wie Kolbenstangen und

Wellen.

Naturkautschuk kann diese Anforderungen nicht erfüllen, deshalb sind für die unter-
schiedlichen Anforderungen zahlreiche Kautschuksorten entwickelt worden. Sie entstan-
den durch Veränderung der chemischen Struktur mithilfe anderer Polymere, CH-Gruppen
oder Einbau von Elementen wie Chlor oder Fluor.

392

9

Kunststoffe (Polymere)

Tab. 9.6 Auswahl von Elastomeren

Kautschuk (K.)

Durch chemische Reaktion (Vulkanisation) vernetzte Ketten mit Knäuel-
struktur, danach nicht mehr plastisch verformbar

Symbol Anwendungen

Beständigkeit

Temperaturbereich
gegen
in °C (kurz)

Styrol-Butadien-K. SBR

Reifenmischungen, Ka-
nicht gegen Öle

40. . . 100 (120)

belmäntel, Schläuche

Chloropren-K.

CR

Faltenbälge, Kühlwasser-
bedingt geg. Öle

45. . . 100 (130)

schläuche

Nitril-Butadien-K.

NBR

Dichtungswerkstoff im

Öle, Treibstoffe

30. . . 100 (130)

Kfz- und Maschinen-Bau

Butyl-K.

HR,

Geringe Gasdurchlässig-

Chemikalien,

40. . . 130

CHR
keit, für Reifenschläuche,

Wasser, Alterung
gasdichte Membranen

Methyl-Silikon-K.

MQ

Weitere Sorten m.

Ozon, Wasser,

60. . . 175 (300)

Fluor-Silikon-K.

MVQ

Phenyl-, Vinyl-Gruppen

Wärme, Öl

60. . . 200

Dichtungen in Kfz, Luft-
und Raumfahrt

Ethylen-Propylen-

EPM

Massive und

Witterung,

40. . . 130 (150)

Dien-K.

EPDM

Moosgummi-

Ozon, Alterung

Dichtprofile, Kfz-

Stoßfänger, O-Ringe,

Kabelmäntel

Weitere Zusätze sind Alterungsschutzmittel, die gegen Einwirkung von Sauerstoff,

Ozon (Oxidation) und Licht stabilisieren oder Ermüdung bei dynamischer Beanspruchung
verhindern sollen.

Anforderungen sind z. B.:

Beständigkeit gegen die unterschiedlichsten organischen und anorganischen Stoffe, die
mit bewegten Metallteilen in Berührung kommen, z. B. bei Wellendichtungen und Fal-
tenbälgen.

Konstanz der mechanischen Eigenschaften in der Kälte (Kältemaschinen, flüssige Ga-
se) oder bei höheren Temperaturen.

Gasundurchlässigkeit z. B. für Schläuche.

Abriebfestigkeit, Wärme- und Alterungsbeständigkeit bei Reifen und Förderbändern.

Abrieb- und Zugfestigkeit werden durch feinstkörnige mineralische Zusätze erreicht,
z. B. bis zu 50 % Ruß in der Gummimischung für die Laufflächen der Reifen.

Alterung: Die ungenutzten Doppelbindungen in den Molekülen können durch Sau-
erstoff oder UV-Strahlen aktiviert werden, was zu weiterer Vernetzung und damit zu

Versprödung führt.

9.3

Gebräuchliche Kunststoffe

393

Tab. 9.7 Thermoplastische Elastomere, Auswahl

Thermoplastische

Bei der Propf- oder Blockpolymerisation entstehen verknäuelte Moleküle

Elastomere
mit mechanisch harten und weichen Abschnitten, wobei die harten wie

TPE

Vernetzungen wirken. Sie sind thermoplastisch formbar

Anwendungen

Beständigkeit gegen

Temperaturbereich
in °C (kurz)

PUR-Elastomer

Kabelmäntel, Faltenbälge,

Benzin, Ozon,

40. . . 80

TPE-U

Zahnriemen, Schleifteller,
nicht Heißwasser

(110)

Skistiefel

Styrol/Butadien

Schläuche, Profile,

Säuren, Basen,

40. . . 80

TPE-(SB)

Kabelisolier- und Mantel-

Alterung gut,

(90)

werkstoff, verträglich im

Öle gering

Verbund mit PE, PP, ABS
und PA

Ethylen/Propylen

Ersatz für PVC-P, Kfz-Teile

Basen hoch, Säuren,

40. . . 115

TPE-O
wie Stoßfänger, Spoiler,

Alterung, nicht gegen

Armaturenbretter. Sport-,

Öl und Abrieb

Schuh- und Spielzeug-
industrie

TPE (3 weitere Grundsorten) sind Austauschstoffe für vulkanisierten Kautschuk und weichgestellte

Polymere

9.3.4

Thermoplastische Elastomere (TPE)

Thermoplastische Elastomere TPE (s. Tab. 9.7) haben gummiähnliche Eigenschaften, sind
aber thermoplastisch zu verarbeiten, weil sie keine unauflösbaren chemischen Vernetzun-
gen bilden, sondern mechanisch durch Verschlaufungen von härteren (unbeweglichen)

Molekülteilen, z. B. Styrol, die sich erst bei höheren Temperaturen auflösen. Dadurch sind

TPE wieder einschmelzbar mit Vorteilen:

Schnellere Taktfolgen bei der Produktion, weil sie keine Verweilzeit für die Vernet-
zungsreaktion im Werkzeug benötigen.

Produktionsrückstände sind wieder verwertbar, das stoffliche Recycling der Bauteile
am Ende ihrer Lebensdauer wird möglich.

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

10

10.1

Begriffsklärung

Verbundlösungen gibt es bei technischen Anwendungen schon seit geraumer Zeit. Dabei
werden stets verschiedene Medien bzw. Werkstoffe zu einem Ganzen verknüpft. Grund-
gedanke dabei ist, durch Arbeitsteilung im Verbund:

höhere Leistungen, bessere Funktion,

Material- und Energieeinsparung und evtl.

Kosteneinsparung zu erreichen.

Dazu werden die Komponenten so ausgesucht und konstruktiv verbunden, dass jeder Stoff
in seinen speziellen und für den vorliegenden Fall benötigten Eigenschaften beansprucht
wird. Man unterscheidet je nach Fertigungsaufwand:

Verbundwerkstoffe: Diese liegen als Werkstoff vor und unterscheiden sich von den
gewöhnlichen Werkstoffen lediglich in der Größe der vorhandenen Phasen. Mit Phasen
sind hier mindestens mit einer Lupe optisch erkennbare unterschiedliche Bestandteile
gemeint.

Werkstoffverbunde: Mehrere Werkstoffe werden über geeignete Fügeverfahren mit-
einander verbunden, hier entsteht ein neuer Werkstoff, der seine Eigenschaften erst
während der Herstellung erhält.

Verbundkonstruktionen: Mehrere Bauteile werden zu einem Gesamtbauteil mitein-
ander verbunden, z. B. durch Verkleben.

10.1.1

Verbundwerkstoffe

Verbundwerkstoffe bestehen aus mindestens zwei Phasen. Kennzeichen ist eine gewisse

Homogenität bei makroskopischer Betrachtung. Ausnahmen sind Schichtverbunde und
gradierte Werkstoffe. Gradiert heißt, das Verhältnis der beteiligten Phasen ist über den

Querschnitt gesehen nicht gleichmäßig.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

395

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_10

396

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Abb. 10.1 Rohrverbindung
aus Temperguss (weiß), die
dünneren Wanddickenbereiche
sind durch einen entkohlenden

Tempervorgang entkohlt und
somit weitgehend ferritisch

Beispiele für Verbundwerkstoffe

Einer der ältesten Verbundwerkstoffe ist im Lehmhausbau eingesetzt worden: Lehm,
mit Häcksel oder auch Langstroh vermengt, mindert sowohl die Schrumpfung als
auch die Rissneigung. Die modernen Faserverbundwerkstoffe sind die Weiterent-
wicklung dieses Prinzips.

Bei Bauteilen aus weißem Temperguss wird der Kohlestoff über einen Temper-
vorgang in entkohlender Atmosphäre an die Umgebung abgegeben. Dieser Ent-
kohlungsvorgang basiert auf dem Prinzip der Diffusion. Bei Bauteilen mit großen

Wanddicken erreicht der Kohlenstoff nicht die Bauteilränder, sodass nur die Rand-
zonen weitgehend ferritisch sind, im Inneren ist der Werkstoff eher schwarzer Tem-
perguss, also reich an Kohlenstoff (Abb. 10.1).

Bei Verbundwerkstoffen werden in der Regel Stoffe kombiniert, die der Bindungsart
nach zu verschiedenen Gruppen gehören:

Metalle Metallbindung vorherrschend

Polymere Zwischenmolekulare Bindung der Makromoleküle

Keramik Ionen- und Elektronenpaarbindung und Mischformen

Es gibt auch Verbunde aus artgleichen Komponenten, die dann aber unterschiedliche Form
besitzen. Beispiele artgleicher Verbunde sind keramische Stoffe, die mit Fasern gleicher

10.1

Begriffsklärung

397

Art zur Verbesserung der Zähigkeit verstärkt werden (SiC-Faser in SiC-Matrix, C-Faser in
einer Graphitmatrix). Ein keramischer Werkstoff ist üblicherweise hart und spröde. Durch
spezielle Herstellungsverfahren lassen sich sehr dünne Fasern aus Keramik herstellen, die
im Vergleich zum Nichtfasermaterial höhere Zugfestigkeiten und Dehnbarkeiten haben.

Eine Mischung aus Keramikfasern und einem diese Fasern umhüllenden Keramikmaterial
als Matrix ergibt verbesserte Gesamteigenschaften.

Verträglichkeit Für den Verbund der z. T. chemisch gegensätzlichen Stoffe sind Benet-
zung, Haftung und Verträglichkeit sehr wichtig. Das begrenzt die Kombinationsmöglich-
keiten. Vielfach wird die Verstärkungsphase (Fasern) vorher beschichtet, um Reaktionen
mit der Matrix zu verhindern.

Unverträglichkeit Die Fasern gehen bei höheren Temperaturen in der Matrix in Lösung
oder bilden oberflächlich neue Phasen. Wenn diese ein größeres Volumen besitzen, wird
die Matrix unter Druckspannungen gesetzt, die zu Rissen führen können.

Verbundwerkstoffe entstehen in den meisten Fällen erst während der formgebenden

Arbeitsgänge aus den Komponenten. Die Folgen sind:

Werkstoffeigenschaften sind sehr stark von den Verfahrensbedingungen abhängig.

Reinheit und Zustand der Ausgangsstoffe (z. B. Korngröße und ihre Verteilung) und
die Bindung zwischen den Phasen wirken sich stark auf die Eigenschaften aus.

Qualitätssicherung ist aufwendig und oft nur durch ständige Überwachung der Verfah-
rensbedingungen möglich.

Verfahrensbedingungen (Prozessparameter) sind z. B. Temperatur, Druck, Einströmge-
schwindigkeit und Zähigkeit der Matrix, Gehalt an Verarbeitungshilfsmitteln. Die zer-
störungsfreie Prüfung muss evtl. 100 %ig durchgeführt werden.

10.1.2

Werkstoffverbunde

Kennzeichen ist das Fügen der Werkstoffe durch unlösbare Verbindungen. Einen großen

Anteil haben die Schichtverbunde, sie werden als Halbzeug oder durch Beschichtung von

Bauteilen hergestellt. Hier sind fast beliebige Kombinationen von Grund- und Schicht-
werkstoffen möglich, wenn es die Verträglichkeit der Werkstoffe gestattet.

Beispiele für Werkstoffschichtverbunde

Schichtpressstoffe: Hartpapier, Hartgewebe, Kunstharzpressholz

Sandwichstrukturen Metall-Kunststoff-Metall

Beschichtungen von Halbzeugen und Fertigteilen nach vielen Verfahren mit metal-
lischen, keramischen oder polymeren Stoffen in Schichtdicken von 1 Atomlage bis
in den mm-Bereich

398

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Verbundschweißen (konstruktiv) ist die wirtschaftliche Fertigung durch Fügen von
z. B. Rohren und anderen Walzprofilen mit Gussstücken. Für Letztere wird häufig weißer,
schweißbarer Temperguss verwandt.

Beispiel für das Verbundschweißen

Auslassventile von Hochleistungsmotoren, stumpfgeschweißter Verbund:

Schaft aus Ventilstahl X45CrSi9-3, hartverchromt, Kopf induktionsgehärtet

Teller aus NiCr20TiAl (Nimonic 80A, hochwarmfeste, ausgehärtete Legierung)

Diffusionsschweißen dient zum Schweißen von Stoffen, die nicht durch Schmelz-
schweißen verbunden werden können, weil sich spröde Intermetallische Phasen in der

Naht bilden. Verbindung durch Platzwechsel von Atomen unter hohem Druck und Tem-
peratur unter Schutzgas oder Vakuum.

Beispiel für das Diffusionsschweißen

Stahlwalzen mit einer dicken Oberflächenschicht aus PM-Hartstoff zur Erhöhung der

Verschleißfestigkeit durch heißisostatisches Pressen, HIP, sog. „Aufhipen“

Beim Verbundguss verschiedener Werkstoffe entsteht eine intermetallische Zwischen-
schicht als Verklammerung.

Beispiel für den Verbundguss

Mehrschichtlager, Al-Verbundguss mit Gusseisen für Bremstrommeln und Motoren-

Rippenzylinder (Al-Fin-Verfahren). Einbetten von harten Carbiden in verschleiß-
beanspruchte Oberflächen von Gussteilen in Hartzerkleinerungsmaschinen.

Das Aufkleben von hochsteifen C-Faser-Epoxid-Laminaten auf Al-Strangpressprofile
zur Erhöhung der Steifigkeit, auch als Innenverstärkung von Al-Rohren, ist eine weitere

Möglichkeit, Werkstoffe zu verbinden.

Beispiel für das Aufkleben

Versteifung von Portalkonstruktionen für Laserschneidgeräte aus Al-Legierungen.

10.1.3

Verbundkonstruktionen

Verbundkonstruktionen bestehen aus zwei oder mehr Werkstücken, die aus verschiedenen

Fertigungsgängen stammen und durch Fügen zu einem Bauteil kombiniert werden. Sol-
che Lösungen können konstruktiv oder aus Gründen einer wirtschaftlicheren Fertigung
gewählt werden.

10.1

Begriffsklärung

399

Die Eigenschaftsunterschiede der Partner in z. B. E-Modul, Härte oder Wärmedehnung
sollten nicht zu groß sein, um elastische Verformungen durch Eigenspannungen gering zu
halten. Bei Keramik-Metallverbunden sollte Keramik auf Druck beansprucht werden.

Beispiele für Verbundkonstruktionen

Al-Kolben mit keramischen Einsätzen aus Aluminiumtitanat (AlTi) im Kolbenbo-
den für höhere thermische Belastung, eingegossen oder eingeschrumpft.

Auspuffkrümmer-Auskleidung (Portliner) aus Keramik (Aluminiumtitanat, AlTi) in
eine Al-Legierung oder GJL eingegossen.

Fräsdorne und -spindeln mit vorgespannter keramischer Hülse (höherer E-Modul D
kleinere Durchbiegung).

10.1.4

Struktur und Einteilung der Verbundwerkstoffe

Als Phasen können in Verbundwerkstoffen miteinander kombiniert werden:

Metalle

Keramik

Polymere.

Alle drei Arten können sowohl als Matrix (Mutterphase, auch Grundmasse) als auch in
der Verstärkungsphase auftreten. Dadurch sind die Kombinationsmöglichkeiten sehr viel-
fältig. Sie werden auf den Gebieten erprobt, bei denen die Eigenschaften herkömmlicher

Werkstoffe nicht mehr positiv beeinflusst werden können.

Die nach Masse bzw. Volumen überwiegende Komponente ist die Matrix. Darin ist die
verstärkende Phase eingebettet. Sie soll bestimmte Eigenschaften des Matrixwerkstoffes
verbessern oder auch erst hervorrufen.

Die Matrix übernimmt in der Regel die Erhaltung der Form des Bauteiles, die Stützung
der anderen Phase, hält sie bei Beanspruchung in ihrer Lage und schützt sie vor Feuchtig-
keit und Chemikalien. Die Verbundphase übernimmt die Funktionen, zu denen die Matrix
aufgrund ihres Eigenschaftsprofils nicht in der Lage ist.

Bezeichnung der Verbundwerkstoffe

Im Sprachgebrauch ist es üblich, die den Werkstoff verstärkende Phase voranzustellen und
den Matrixnamen anzufügen.

Beispiele für eine Benennung
glasfaserverstärkter Kunststoff GFK,
glasmattenverstärkte Thermoplaste GMT,
oxidteilchenverstärkte Al-Legierungen ODS,
metallfaserverstärkte Ofenbaustoffe,
kunstharzgetränkter Graphit.

400

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Tab. 10.1 Übersicht über Verbundstrukturen mit Beispielen

Verbundart

Struktur

Metallmatrix

Polymermatrix

Keramikmatrix

Schicht-Verbund:

Blech/Dämm-

Hartpapier,

Verstärkungs- oder
schicht-Verbunde,

Hartgewebe und

Funktionsphase

Sandwich-Platten

Kunstharzpress-
als Deckschicht
holz
oder abwechselnd

Faser-Verbund:

Al-Oxidfaser-

Glas- oder

Metallfaser-

Dünne Fasern
verstärkte

Kohlenstofffaser-
verstärkte Hoch-

(wenige µm dick),

Al-Kolben für
verstärkte EP-
temperaturziegel
gerichtet oder

Verbrennungsmo-
oder UP-Harze
für Ofenausklei-
regellos
toren
dung

Teilchen-Ver-

Carbidteilchen

Duromere mit

TiC-Teilchen-
bund: Feinste,
in Cobalt

Talkum, Holzmehl verstärktes ZrO2
gleichmäßig ver-

(Hartmetall)

oder Glaskugeln
teilte Kristalle

Al-Oxid-
gefüllt

(bzw. amorphe
verstärktes Al

Körper) in der

(PM-Werkstoffe)

Matrix

Durchdringungs-

Fett-infiltrierte

Mit Kunststoff

Si-infiltriertes SiC,

Verbund:

Sinterbronze als
gebundene
harzimprägnierter

Raumnetzartige

Lagerwerkstoff,

Schleifscheiben

Elektrographit für

Durchdringung

Cu-infiltriertes

Wärmetauscher
eines porösen

Wolfram für

Körpers mit der

Schaltkontakte
anderen Phase

Wichtige Eigenschaften, z. B. thermische und Verformungs-Eigenschaften, werden von
der Matrix bestimmt. Deshalb gibt es eine übergeordnete Gliederung nach der Matrix:

MMC, Metal Matrix Composites und

CMC, Ceramic Matrix Composites.

Die Vielfalt der Verbundwerkstoffe (s. Tab. 10.1) ergibt sich durch die möglichen Kombi-
nationen von einer

Matrix aus Metallen, Polymeren, Keramiken mit einer Auswahl der Werkstoffe für die

Verstärkungsphase aus Metallen, Polymeren oder Keramiken, die in
vier Strukturen (Schicht, Faser, Teilchen, Durchdringung) möglich sind.

Wichtig ist die Verträglichkeit der beiden Komponenten, damit keine Minderung der Ver-
bundeigenschaften eintritt. Die Haftung zwischen den Partnern besteht aus mechanischer

Verklammerung und Adhäsion. Sie wird interlaminare Scherfestigkeit genannt. Sie wird
bei steigenden Temperaturen durch chemische Reaktionen oder Diffusionsvorgänge zwi-
schen den Partnern gefährdet.

10.2

Schichtverbundwerkstoffe

401

10.2

Schichtverbundwerkstoffe

An dieser Stelle werden flächige Halbfabrikate beschrieben, die aus Schichten verschie-
dener Stoffe bestehen. Platten aus Duromeren mit flächigen Verstärkungen aus Papier,

Geweben oder Holzfurnieren.

Sandwich-Platten

Sandwich-Platten sind Verbunde aus zugfesten dünnen Deckschichten mit einer leichten
schub-festen Zwischenschicht. Der Abstand bewirkt eine hohe Steifigkeit des Verbundes
bei geringem Gewicht.

Verbunde aus Metall und Dämmstoffen zeigen anschaulich die Arbeitsteilung:

Metallblech, formsteif, aber gut schall- und wärmeleitend, übernimmt den Schutz vor

Korrosion und Verletzung.

Mineralfaser oder Polymerschaum in einer Zwischenschicht übernimmt die Schall-
oder Wärmedämmung.

Beispiele für Sandwich-Platten

Al-Bleche, mit Schaum- oder Wabenkern verklebt, haben eine 10. . . 100-mal größere

Steifigkeit als Platten aus dem metallischen Vollmaterial. Verwendung für Dach- und

Wandverkleidungen im Hochbau, Zwischenböden im Fahrzeugbau.

ALUCOBOND: Verbund aus zwei 0;15. . . 0,5 mm Al-Blechen mit Kunststoff
oder Mineral-Wärmedämmstoff, kaltformbar. Biegen, Bördeln, Durchsetzfügen, Schnei-
den und Stanzen sind möglich. Ähnlich ist DIBOND (ALCAN).

BONDAL: Verbund aus Stahl/Kunststoff/Stahl (verzinkt), 0,4. . . 1,25 mm dicke

Bleche mit viskoelastischem Kunststoff von 0,1. . . 0,4 mm Dicke, tiefziehfähig, für

Luft- und Körper-schalldämmung im Schiffsinnenausbau, für Dach und Wandpro-
file, Gehäuse für Baumaschinen, Kfz-Radhäuser, -Bodenbleche, -Ölwannen und

-Zylinderkopfdeckel (Thyssen-Krupp).

Als Zwischenschicht wird auch Streckmetall eingesetzt. Der Verbund deckt die Bean-
spruchung (thermisch und korrosiv) von z. B. Rohrleitungen für die Rauchgasentschwefe-
lung ab, auch als Heißgasfilter und zur Schalldämmung eingesetzt (www.melicon.de).

MeliCon: Leichtbaublech aus drei Schichten z. B.

1 mm Deckblech (2.4602 ) NiCrMo

Streckmetall als Zwischenlage 1.4301

1 mm Deckblech aus 1.4301 (aust. Stahl).

MeliCon ist widerstandsverschweißt und besitzt eine reduzierte akustische und thermische

Leitfähigkeit, dadurch kann die Außenisolation verringert werden.

402

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Plattierungen

Plattierungen, meist Metall auf Metall, ergeben Funktionsschichten:

Lötfähige Schichten aus Cu und -Legierungen oder Ni auf schlecht lötbaren Basiswerk-
stoffen,

Korrosionsschutzschichten auf Blechen und Bändern.

Beispiele für Plattierungen

Cu-plattiertes (2 0,05 mm) Edelstahlblech (0,41 mm) zum Verlöten für die Herstellung
von Wärmetauschern

Edlere (Ni, Cr-Ni-Stahl) oder unedlere (Al) Schichten auf Baustahl plattiert. Al 99
auf AlCu-Legierungen.

Walzplattieren, warm oder kalt, wird mit einer Dickenreduzierung von min. 50 %
nach Oberflächenvorbehandlung durchgeführt. Dabei verschweißen die Lagen miteinan-
der. Rohre werden auch innen durch heißisostatisches Pressen mit hochlegierten Pulvern
beschichtet und nachträglich warmwalzt oder stranggepresst. Weitere Möglichkeiten sind

Sprengplattieren auch großflächiger Teile oder thermisches Spritzen.

Verwendung: Leitungsrohre, Behälter in der Offshoretechnik, wenn Sauergas mit An-
teilen von H2S und Chloriden verarbeitet wird. Diese Verbundlösung ist günstiger als eine
massive aus z. B. austenitischen Stählen mit niedriger Streckgrenze (größere Wanddicken)

oder Ni-Basis-Legierungen (teuer).

Durch Sprengplattieren werden z. B. Kesselböden auf der Innenseite beschichtet.

10.3

Faserverbundwerkstoffe (FVW)

10.3.1

Faserwerkstoffe und Eigenschaften

FVW bilden die Gruppe mit der größten Anwendung. Der Grund liegt in der hohen Fes-
tigkeit von dünnen Fasern (Tab. 10.2). Der Abstand der atomaren Fehlstellen ist bei ihnen
kleiner als in dickerem Material. Neben den mechanischen Werten sind z. B. noch Dichte,

Wärmeleitfähigkeit und die max. Einsatztemperatur für die Wahl maßgebend. Die niedri-
ge Dichte der meisten Fasern macht sie für Leichtbaustoffe interessant.

Fasern sind oft selbst „Verbunde“ aus einer Metall- oder C-Seele und aufgedampften

Schichten aus SiC, Bor u. a. Die Herstellung ist aufwendig (z. T. höchste Temperaturen
zur Keramisierung) und damit teuer.

Beispiel aus der Praxis

In Klaviersaitendrähten kann durch verschiedene Maßnahmen die Zugfestigkeit bis auf

3000 MPa gesteigert werden. Solche Werte sind für dickere Querschnitte nicht erreich-
bar.

10.3

Faserverbundwerkstoffe (FVW)

403

Tab. 10.2 Faserwerkstoffe und ihre Festigkeiten (Maximalwerte für Ø von 3. . . 15 µm)

Werkstoff

Rm

E

Bruchdehnung A

Tmax

[GPa]

[GPa]

[%]

[g=cm3]

[°C]

Glas

4,6

85

5

2,5

300

Aramid

3,4

500

2

1,45

>200

Kohlenstoff

5,0

700

1,5

1,8

600

Al-Oxid

2,0

470

0,8

3,9

1100

Si-Carbid

3,0

400

1,5

3,0

1100

Bor

3,5

400

1

3,3

2000

Für die Auswahl entscheidet der Preis von ca. 2 bis 5 C=kg für Glasfasern. Glasfaser-
verstärkte Kunststoffe haben deshalb eine breite Anwendung gefunden.

Natürliche, nachwachsende Fasern sind z. B. Ramie, Sisal, Flachs und Hanf für gering
beanspruchte Massenteile wie Kfz-Innenverkleidungen mit biologisch abbaubaren Poly-
meren auf Stärkebasis (Biopolymere).

Höhere Steifigkeit und Festigkeit erbringen C-Fasern, die bis 16. . . 60 C=kg kosten. Ei-
ne Mittelstellung nehmen Aramidfasern ein (z. B. KEVLAR). Aramide sind aromatische

Polyamide. Ihre Monomere besitzen in den Ketten neben der Amidgruppe noch einen

Benzolring.

C-Fasern werden als drei Typen hergestellt:

HM-Typ mit hohem E-Modul/kleine Bruchdehnung

HST-Typ mit hoher Zugfestigkeit/mittlere Bruchdehnung

IM-Typ mit mittlerer Festigkeit/hohe Bruchdehnung.

Hybridgewebe bestehen z. B. aus steifen C-Fasern mit Schussfäden aus dehnbarem Ara-
mid. Sie lassen sich besser an die Konturen der Form anpassen.

Für warmfeste Verbundwerkstoffe sind SiC-, C-Fasern und Al-Oxidfasern geeignet.

Hohe Wärmeleitfähigkeit besitzt SiC, geringe Al-Oxid.

Eine Oberflächenbehandlung der Fasern (Interface, Schlichte, coating) hat den

Zweck:

die Benetzung durch den Matrixwerkstoff zu sichern, damit die kraftschlüssige Verbin-
dung zwischen Faser und Matrix gewährleistet ist,

Reaktionen zwischen Faser und Matrix zu verhindern, welche die Haftung vermindern
und bei höheren Temperaturen schneller ablaufen, z. B. bei Kontakt von Fasern mit
flüssigen Metallen,

Schutz bei der Weiterverarbeitung zu bieten.

Je nach Ausrichtung der Fasern tritt Anisotropie auf, d. h. die Eigenschaften sind in den
einzelnen Raumrichtungen unterschiedlich. Bei hochbeanspruchten Teilen kann durch

Bündelung der Fasern in Belastungsrichtung die geforderte mechanische Festigkeit er-

404

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Abb. 10.2 Richtungsabhän-
gigkeit von Faserverbundwerk-
stoffen. Links: Einfluss einer

Winkelabweichung zwischen

Faserlage und Richtung der

Zugbeanspruchung bei UD-

Laminaten mit 60 % Faser;
rechts: Unterschied zwischen
anisotropen UD- und quasiiso-
tropen MD-Verbund
reicht werden, ohne dass der Werkstoff in den weniger belasteten Bereichen überdimen-
sionert wird. Nach der Lage der Fasern unterscheidet man folgende Fasergelege:

Unidirektional (UD): Fasern liegen möglichst exakt parallel, das liegt bei Rovings

(Strängen) und Tapes (Bändern) vor. Bei UD-verstärkten Werkstoffen ist die Zugfestig-
keit in Faserrichtung sehr hoch, jede Lageabweichung davon vermindert die Festigkeit
in dieser Richtung stark (Abb. 10.2).

Bidirektional (BD) sind Gewebe, deren Fasern unter 90° zueinander liegen.

Multidirektional (MD) sind Fasermatten aus Schnittfasern (Wirrfasern) oder wenn
dickere Laminate aus verschieden gerichteten Gewebelagen verarbeitet werden.

Abbildung 10.2 zeigt die richtungsabhängige Festigkeit. Die höchste Festigkeit wird mit

UD-Fasern erreicht. Bei Belastungen quer zur Faserausrichtung kann die Festigkeit nur
noch die Werte der Matrix erreichen.

Bei BD-Ausrichtungen müssen die Lagen nicht zwingend in einem Winkel von 90°
ausgerichtet sein. Grundsätzlich wird durch jede weitere Lage die Festigkeit im Vergleich
zur UD-Ausrichtung geringer, denn die Festigkeit bezieht sich auf den Gesamtquerschnitt.

Dieser besteht aus Anteilen der Fasern und der in der Festigkeit erheblich schwächeren

Matrix.

10.3.2

Faserverstärkte Polymere

Faserverstärkte Kunststoffe bilden die größte Gruppe der Verbundwerkstoffe, mit denen
auch langzeitige Erfahrungen vorliegen. Ihr Vorteil besteht in der niedrigen Dichte der

Polymere. Hinzu kommt die leichte Verarbeitbarkeit der plastischen Massen bei niedrigen

Temperaturen.

Dadurch haben sie mit Abstand höhere spezifische Festigkeiten und Steifigkeiten (E-

Modul) als die Metalle (s. Abb. 10.3). Als spezifische Festigkeit R1 wird hier die Reiß-
länge definiert. Sie ist ein rechnerischer Wert, der die Zugfestigkeit und das Gewicht einer

Faser ins Verhältnis setzt.

Rm

R D

1
g

10.4

Teilchenverbundwerkstoffe

405

Abb. 10.3 Spezifische

Festigkeit und E-Modul ver-
schiedener Werkstoffe

Neben duromeren UP- und EP-Harzen als Matrixwerkstoff für flächige Konstruktions-
teile werden zunehmend glasmattenverstärkte Thermoplaste (GMT) verwendet. Sie bieten

Vorteile gegenüber Prepregs aus Duromeren (SMC).

Formpress-GMT haben regellose Endlosfasern, sind wenig fließfähig und nur für ein-
fache, flächige Teile konstanter Wanddicke geeignet. GMT besitzen folgende Vorteile
gegenüber SMC:

Taktzeiten kleiner, da kein Aushärten

Produktionsabfälle sind leichter wieder zu verwerten (Recycling)

höhere Zähigkeit des Thermoplasts.

Fließpress-GMT haben Fasern unterschiedlicher Längen, die mit dem Thermoplast in die

Hohlräume der Form fließen können. Dadurch sind Teile mit stärkeren Konturen, Rippen
und auch Hinterschneidungen möglich, die dann überall einen gleichen Glasanteil besit-
zen.

Unidirektionale GMT haben neben wenigen Wirrfasern überwiegend parallel gerich-
tete Fasern und in dieser Richtung höhere Festigkeit und Steifigkeit.

Beispiele für faserverstärke Polymere

Flächige Bauteile an Fahrzeugen zur Geräuschminderung: Motorkapseln, Unterboden
und Innenverkleidungen, Batteriehalter, Pedalböcke, Sitzschalen aus PP-GMT. Kfz-

Stoßfänger und Anschlussteile aus PA66-GMT.

10.4

Teilchenverbundwerkstoffe

Kennzeichen sind Teilchen mit rundlicher oder unbestimmter geometrischer Form in einer

Matrix. Das ergibt meist einen isotropen Werkstoff, d. h. deren Eigenschaften sind in allen

Raumrichtungen weitgehend gleich.

406

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Tab. 10.3 Eigenschaftsverbesserung durch Teilchenverbunde

Eigenschaft

Teilchen

Beispiele

Festigkeit, E-Modul

Kleine harte Teilchen in gerin-

Kunststoffe mit Füllstoffen,
gen Abständen
oxidverfestigte Al-Legierungen

Widerstand gegen Abrasion Größere harte Teilchen in homo- Schleifwerkzeuge mit Diamant,
gener Verteilung

CBN, SiC in metallischer, kera-
mischer oder Polymer-Matrix

Gleiteigenschaften

Graphit, Mo-Disulfid, PTFE-

Trockengleitlager

Teilchen in der Matrix

Zu den Teilchenverbunden gehören viele bekannte Werkstoffe. Teilchenwerkstoff und

-größe richten sich nach der geforderten Eigenschaftsverbesserung (s. Tab. 10.3).

Beispiele für eingeführte Teilchenverbunde

Duromere mit Füllstoffen

Sinterwerkstoffe mit Graphit oder MoS2 als Festschmierstoff, mit Diamant als

Werkzeug zur Steinbearbeitung

Sinterhartmetalle mit Carbiden und Carbonitriden in einer Cobalt-Matrix.

Polymerbeton (Reaktionsharzbeton RHB), auch Mineralguss genannt, steht für

Maschinen- und Gerätegestelle in Konkurrenz zu Gusseisen. Er besteht aus 90. . . 95 %

Quarzkies verschiedener Körnung nach Sieblinie in einem duromeren Gießharz gebun-
den. Der geringen Schrumpfung wegen wird meist EP-Harz verwendet, daneben auch

UP- und MMA-Harze. Vorteile ergeben sich aus der Kombination niedriger Dichte mit
hoher Schwingungsdämpfung, verbunden mit Trägheit gegen Temperaturschwankungen
durch niedrige Wärmeleitfähigkeit (s. Tab. 10.4).

Anwendungsbereich sind Werkzeugmaschinen für hohe Oberflächenqualität mit Wär-
meeintrag durch hohe Leistungen und Spindeldrehzahlen. HSC-Maschinen erfordern we-
gen der hohen Beschleunigungen Leichtbaukonstruktionen, die auch günstig für z. B.

Messtischplatten sind.

Tab. 10.4 Vergleich Gusseisen (GJL) mit Polymerbeton (RHB)

Eigenschaft

GJL

RHBa

E-Modul [GPa]

105

40

Zugfestigkeit Rm [MPa]

150. . . 350

10. . . 18

Druckfestigkeit [MPa]

600. . . 900

140. . . 500

Dichte [kg=dm3]

7,25

2,4

Dämpfung –

0,0045

0,02

Wärmeleitfähigkeit [W=mK] 75

0,5

Linearer Ausdehnungs-

10

10. . . 20
koeffizient ˛ [µm=mK]

a je nach Harzanteil

10.6

Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)

407

HSC (high speed cutting): Spanen mit höchsten Schnittgeschwindigkeiten und sehr
kleinen Schnittzeiten. Zum Senken der Prozesszeit müssen Werkzeugträger schneller be-
wegt (beschleunigt bzw. verzögert) werden.

Teilchenverbunde liegen vielfach auch in Schichten vor, z. B. durch kombinierte gal-
vanische Abscheidung von Metallen mit eingelagerten Hartstoffen (Diamant, SiC), oder
mit PTFE als Festschmierstoff. Teilchenverstärkte Metalle sind die wichtigste Gruppe die-
ser Verbundart und im Abschn. 10.6.3 behandelt.

10.5

Durchdringungsverbundwerkstoffe

Kennzeichen sind zwei sich gegenseitig durchdringende Phasen. Meist liegt eine hoch-
schmelzende Matrix mit offenen Poren vor, die von einer flüssigen Phase getränkt wird.

Die Matrix übernimmt dabei den Erhalt der Form, z. T. auch Verschleißbeanspruchung, die

Durchdringungsphase Aufgaben wie z. B. Wärme- und Stromleitung oder Schmierung.

Beispiele für Durchdringungsverbundwerkstoffe

Kontaktwerkstoff aus gesintertem Wolfram-Gerüst und einer Cu-Phase als Durchdrin-
gung für hochbelastete Schaltkontakte (Abreißfunken) und Stumpfschweißbacken.

Selbstschmierende Gleitlager aus Sintereisen oder -bronzegerüst mit Fettfüllung.

Schaumstoffe mit offenen Poren können ebenfalls zu dieser Art Verbund gezählt wer-
den. Die zweite Phase besteht aus Luft oder den zum Schäumen verwendeten Prozessga-
sen.

Harte Schaumstoffe (Polymer, Metall) dienen als Kerne für leichte und steife Sand-
wichkonstruktionen. Metallschaumteile werden auch als verlorener Kern beim Gießen von

Hohlkörpern benutzt.

Bei geschäumten Stoffen dient die Zellstruktur (offen oder geschlossen) der Dämmung
gegen Schall und Wärmeleitung oder der Verminderung der Dichte. Bei offenen (durchge-
henden) Porenräumen können die Schäume als Filter für Flüssigkeiten und Gase genutzt
werden.

10.6

Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)

10.6.1

Allgemeines

Für den Leichtbau von Fahrzeugen aller Art sind die Leichtmetalle Al, Mg und Ti von
großer Bedeutung. Ihr Potenzial wird durch Verbunde stark vergrößert. Die Entwicklung
der verstärkten Metalle wird vom Flugzeug- und Flugkörperbau vorangetrieben. Probleme
der Kosten und Qualitätssicherung bremsen eine breitere Anwendung.

408

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Tab. 10.5 Beispiele für nicht ausreichende Eigenschaften

Ungenügende Eigenschaft

Metalle

Verstärkung

E-Modul und Zugfestigkeit

Al, Mg, Ti

Oxidteilchen, Fasern, Schichtverbunde

Warmfestigkeit

Al, Mg, Stahl

Oxidteilchen

Verschleißwiderstand

Cu, Al, Mg

Oxidteilchen

Korrosionsbeständigkeit

Stahl, Al-Leg.

Schichtverbunde, Plattierungen

Lineare Längenausdehnung zu hoch

Mg, Al

Fasern, Teilchen

Gleiteigenschaften

Alle

Graphitteilchen

Dichte zu hoch

Alle

Luft, Gase (metallische Schäume)

Matrix-Werkstoffe sind in der Regel die Metalle, die im Eigenschaftsprofil einen Man-
gel besitzen, der durch die Verstärkung kompensiert werden soll (Tab. 10.5). Damit lässt
sich der Anwendungsbereich des Metalls bzw. der Legierung erweitern.

I

Hinweis In der Raumfahrt können für 1 kg Masseeinsparung bis zu 5000 € Mehr-
kosten anfallen, die durch die Treibstoffersparnis kompensiert werden. In der

Luftfahrttechnik sind es zwischen 250 und 500 € und beim Automobil sind es
nur noch 0,5 €..

Bei den Metall-Legierungen bildet sich das Gefüge (Kristallarten und der Anteil der

Phasen) bei der Erstarrung nach den Gesetzmäßigkeiten der Zustands-Diagramme. Die

Eignung für bestimmte Fertigungsverfahren (Gießen, Umformen) lässt bei jedem Legie-
rungssystem nur bestimmte Zusammensetzungen zu. Der Carbidgehalt von Werkzeug-
stählen liegt z. B. wegen der Forderung nach Schmiedbarkeit bei max. 25 %.

Bei den MMCs werden die gewünschten Verstärkungsphasen meist in fester Form in
die metallische Matrix eingebaut. Das ergibt breitere Möglichkeiten in der Wahl der Ver-
stärkungsstoffe und ihrem Anteil am Gefüge.

10.6.2

Metallmatrix-Faserverbunde

Schwierigkeiten bereitet die gleichmäßige Verteilung der Fasern oder Teilchen im Metall.

Es haben sich verschiedene Verfahren entwickelt:

Einrühren in Schmelzen (max. 20 % Teilchen): Kurzfasern werden dabei meist un-
gleichmäßig über den Querschnitt verteilt, deswegen werden andere Fertigungsverfah-
ren erprobt.

RIMLOC-Verfahren (hinter dieser Abkürzung verbirgt sich eine Wortkombination
aus Rapid Induction Melting (= schnelles, induktives Schmelzen) und LOst Crucible

(= verlorener Tiegel, da der Tiegel nur einmal gebraucht wird)): Ein pulvermetallur-
gisch hergestellter Zylinder wird in einem keramischen Tiegel induktiv sehr schnell
geschmolzen und mit einem Stempel von unten in die darüber liegende Form gepresst.

10.6

Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)

409

Dabei geht der Tiegelboden verloren. Durch die kurze Schmelzzeit kommt es nicht zur

Entmischung.

Schmelzinfiltration von Formlingen (Preform), die vorher zu einem Fasergelege mon-
tiert und in der Form fixiert werden müssen, damit sie nicht durch Auftrieb und Strö-
mung in falsche Lagen verdrängt werden. Zum porenfreien Ausgießen sind kleine

Drücke und Strömungsgeschwindigkeiten üblich, Pressguss (squeeze casting) oder Va-
kuumgießen.

Anwendungen: partiell faserverstärkte Pressgusskolben für Dieselmotoren durch

Eingießen mit getrennt gefertigten Faserformkörpern aus Al2O3-Kurzfasern zur Ver-
stärkung des Randes der Brennraummulde (20 %-Faseranteil im Kolbenwerkstoff Al

Si12CuMgNi (MAHLE)).

Al-Legierung, C-faserverstärkt, 50 % Faseranteil, UD, Pressguss, Wärmedehnung

Null, Zugfestigkeit R

D
m

1800 MPa, E-Modul bei 200 ıC D 220 GPa > E-Modul

Stahl, zäh.

Thermisches (Plasma-)Spritzen zur Fixierung von Fasern auf Unterlagen:

Anwendung für flächige Bauteile auch durch Sprühkompaktieren mit anschließender

Warmverformung, bis zu 15 % Teilchen. Metallische Faserverbunde sind auch durch

Kleben möglich.

Pulvermetallurgisch (bis zu 40 % Teilchen oder Kurzfasern und meist für Formteile
angewandt):

ARALL: Langfasern aus ARAMID werden zwischen Al-Bleche geklebt und ergeben
einen faserverstärkten Al-Schichtwerkstoff, mit dem sich bis 20 % Masseeinsparung
erreichen lassen.

Lotwalzplattieren: Schichten von C-Faserlagen und Al-Folien, mit Al Si12 als Lot be-
schichtet, werden bei 600 °C gewalzt. Zur besseren Benetzung sind die C-Fasern mit

Ni bedampft.

10.6.3

Metallmatrix-Teilchenverbunde

Sie enthalten harte Teilchen, die sich in der Matrix auch bei hohen Temperaturen we-
der lösen noch mit ihr reagieren dürfen. Feinstverteilte Partikel (Dispersoide) sind neben

Oxiden auch Carbide, Nitride, Boride und Graphit.

Ihre festigkeitssteigernde Wirkung beruht auf der Behinderung von Gleitvorgängen

(Wandern von Versetzungen), besonders der Kriechvorgänge bei hohen Temperaturen
durch feinstverteilte Partikel. Dazu dürfen bestimmte Teilchengrößen und Teilchenabstän-
de nicht überschritten werden. Als Größe wird 0,01. . . 0,1 µm und ein mittlerer Abstand
von 0,1. . . 0,5 µm angegeben.

Die Industrie stellt zahlreiche dispersionsverfestigte Legierungen her. Sie haben höhere

E-Moduln und Festigkeiten als die schmelzmetallurgisch hergestellten vor allem bei hö-
heren Temperaturen (Abb. 10.4), wo abgeschreckte oder warm ausgehärtete Sorten durch

Nachanlassen bzw. Überalterung versagen, ihre Wärmedehnung ist kleiner.

410

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

Abb. 10.4 Warmfestigkeit
von Al-Legierungen, ausgehär-
tet und dispersionsverfestigt

(Erbslöh)

Herstellungsverfahren sind:

Mechanisch legieren: Ständiges Zerkleinern, Verfestigen und Mischen in Kugelmüh-
len, sog. Attritoren, zum Einstellen einer kleinen Korngröße und homogenen Verteilung
der Dispersoide erzeugt die Presspulver zur weiteren PM-Verarbeitung. Wesentlich ra-
tioneller arbeitet das Sprühkompaktieren.

Sprühkompaktieren erzeugt Pressbolzen (bis zu 500 mm Ø und 2,5 m Länge) zum

Strangpressen von Halbzeugen. Die nachfolgende Warmumformung ist wichtig, um
die Oxidhäute der Pulverteilchen zu zerstören, wichtig für die Diffusion und Bindung
zwischen den Pulverteilchen.

Beispiele für Metallmatrix-Verbundwerkstoffe zeigt Tab. 10.6.

10.6.4

Metallmatrix-Durchdringungsverbunde

Diese Verbunde – auch Tränklegierungen genannt – entstehen durch Infiltrieren eines of-
fenporigen Sinterwerkstoffes (z. B. W oder Mo) mit einer flüssigen Schmelze (Cu) oder
durch Sinterung bei Temperaturen oberhalb der niedrig schmelzenden Phase.

Die Durchdringung zweier Stoffe ergibt einen Verbund, in dem gegensätzliche Eigen-
schaften kombiniert werden können.

Die guten elektrischen Strom- und Wärmeleiter (Ag, Cu, Al) haben eine zu große Wär-
meausdehnung (˛ D 17. . . 23 106=K). Die Lösung besteht in Verbunden. Durch sie lässt
sich ein Kompromiss zwischen beiden Forderungen erreichen (Tab. 10.7).

Anwendungsbeispiel für Metallmatrix-Durchdringungsverbunde

Elektronische Bauelemente werden immer kleiner und dichter auf Leiterplatten ge-
packt. Zur Wärmeableitung werden ihre keramischen Grundkörper auf Metallplatten

(sog. Wärmesenken) gelötet. Sie benötigen
hohe Wärmeleitfähigkeit gegen Überhitzung,
geringe Wärmedehnung, damit keine thermische Ermüdung der Lötverbindung und
damit Versagen auftritt.

10.6

Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)

411

Tab. 10.6 Beispiele für Metallmatrix-Teilchenverbundwerkstoffe

Werkstoff

Beschreibung

Eigenschaftsverbesserung, Beispiel

PM 2000

FeCr20Al 15,5Ti0,5+0,5Y2O3,

Hochwarmfest (bis 1200 °C=Luft),

(ODS-Legierung)

hitzebeständiger, ferritischer Stahl
im Schwellbereich einsetzbar, Oxi-

1.4768
dation und Aufkohlung gering. Für
z. B. Glasformen und Glasrührer
eingesetzt

AlSi7Mg + SiC

10. . . 15 % SiC (5. . . 10 µm) in Fein- E-Modul steigt von 75 103 auf
gusslegierung, warmausgehärtet

92 103 MPa, Festigkeit bei 260 °C
verdoppelt, für verschleißbean-
spruchte Feingussteile

AlMgSiCu

Strangpressprofile mit SiC in der

Verbesserung des Verschleißwi-
partiell mit 25%

Randschicht, hergestellt mit mehr-
derstandes der Randschicht. Für

SiC-Teilchen ver-
teiligen Pressbolzen aus zwei

Pistenraupenprofile, Zylinder-
stärkt

Werkstoffen (Koextrusion)

laufbüchsen, erhöhte Steifigkeit

(E-Modul)

Glid Cop

Cu-Teilchenverbundwerkstoff,

Härte und Streckgrenze des Cu
mit Al mechanisch legiert, das
steigen, ohne dass die elektr. Leit-
sich dabei durch innere Oxida-
fähigkeit sinkt. Kaltverfestigung
tion zu feinstverteiltem Al2O3
bleibt bis 600 °C erhalten. Für z. B.

(0,3. . . 1,1 %) umwandelt

Punktschweißelektroden

Mg-Mg2Si

30 % Mg2Si (Intermetallische Pha-

Entwicklung als Kolbenwerk-

(übereutektisches
se) im Mg Schmelzmetallurgisch
stoff mit besseren thermischen

MgSi)

mit Kornfeinung durch seltene Er-

Eigenschaften als Kolbenlegierung
den hergestellt

AlSi12CuMgNi bei kleinerer Dichte

(< 1;9 g=cm3)

Lokasil (Mahle)

Poröse Si-Preform (Hohlzylinder)

In Motorblock eingegossene Zy-
wird beim Gießen (squeeze casting) linderbuchsen mit verschleißfesten
mit AlMg9Cu3 infiltriert

Laufflächen, gleiche Wärmedeh-
nungen

Tab. 10.7 Eigenschaften von Werkstoffen für Wärmesenken

Werkstoff

Dichte
ą
b

[g=cm3]

[106=K]

[W=mK]

MoCu50

9,5

9,9

250

WCu10

17,1

6,4

195

Cu-SiC (40%)

6,6

11,0

320
a Lineare Ausdehnung;
b Wärmeleitfähigkeit

412

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

10.6.5

Metallschäume

Im Prinzip lassen sich aus allen Metallen nach zahlreichen Verfahren Schäume herstel-
len. Sie können geschlossen oder offenporig sein, die Dicke der Zellwände ist einstellbar.

Wegen ihrer besonderen Eigenschaften haben sie zahlreiche Einsatzbereiche (Tab. 10.6).

Offenporig: Alle Hohlräume stehen miteinander in Verbindung. Verwendung als Fil-
terelement, Katalysatorträger, Wärmetauscher oder -kühler.

Geschlossenporig: Werkstoff besitzt eine dichte Außenhaut und kann damit direkt für

Bauteile eingesetzt werden.

Es entstehen leichte Werkstoffe mit hoher relativer Steifigkeit (die Masse ist in den Wän-
den von Hohlkörpern konzentriert).

Leichtmetallschäume bieten weitere Möglichkeiten für Masseeinsparungen bei Ver-
wendung als Kernmaterial in Sandwichstrukturen. Dazu werden Deckbleche oder Schalen
aus Al-Legierungen, Edelstahl oder Titan durch Kleben, Schweißen oder Einschäumen
mit dem Schaumkern verbunden.

Herstellungsverfahren

Pulvermetallurgisch mit TiH2 als Treibmittel, das sich bei entsprechenden Tempera-
turen in Ti und H2-Gas zersetzt und geschlossene Poren erzeugt. Die Dichte liegt bei

0,5. . . 0,9 g=cm3 (ALULIGHT- und FOAMINAL-Schaum mit hoher Druckfestigkeit).

Schmelzmetallurgisch durch Zugabe von ca. 1,5 % Ca, das oxidiert und die Schmelze
dickflüssig macht. Durch Einrühren von TiH2 in die Gießform kommt es zur Schaum-
bildung. Nach Abkühlung der Form liegt ein geschlossenporiges Material mit einer

Dichte von 0,2. . . 0,25 g=cm3 vor (ALPORAS Platten, auch offen porig).

Schlicker Reaktionsschaum Sinterverfahren (SRSS). Ein Schlicker aus Wasser und

Stahlpulver wird mit Phosphorsäure versetzt, die als Binde- und Treibmittel dient. Es
entstehen Wasserstoff als Treibmittel und Phosphate, die verklebend die Schaumstruk-
tur verfestigen. Beim Trocknen entsteht durch Verdunstung des Wassers eine offen-
porige Struktur, die unter O2-freier Atmosphäre gesintert wird. Die Dichte beträgt für

Stahl 1,0. . . 2,5 g=cm3 mit Poren-Ø von 0,01. . . 5 mm.

Beispiel für einen Metallschaum

INCOFOAM Hochtemperatur-Werkstoff für Dieselrußfilter aus offenporigem Ni-

Schaum, mit hochlegiertem Metallpulver beschichtet und gesintert. Dichte p <

1 g=cm3, bis 95 % Porosität.

Bei plastischer Druckverformung (Abb. 10.5) stellt sich die Druckspannung über einen
weiten Bereich der Stauchung (bis zu 60 %) konstant ein (sog. Plateauspannung). Das
ergibt eine hohe Verformungsarbeit. Die aufnehmbare Arbeit steigt mit der Schaumdichte.

10.7

Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

413

Abb. 10.5 Spannungs-

Stauchungskurven von

Festkörpern und Metallschaum

Tab. 10.8 Anwendung von Metallschäumen aufgrund ihrer Eigenschaften

Eigenschaft der Metallschäume

Anwendungsbeispiel

Geringe Dichte C hohe Steifigkeit

Biegebeanspruchte Leichtbaustrukturen

Druckfestigkeit der Zellstrukturen

Energieaufnehmer (Crashabsorber)

Offene Zellen, gute Wärmeleitung der Wände

Wärmetauscher, Flammenhemmer

Offene Zellen, große Oberflächen

Filterelemente, Katalysatoren

Dämpfung von mechanischen Schwingungen

Schallisolation, Schutzkapseln f. Maschinen

Verringerte elektrische und Wärme-

Abschirmung gegen elektromagnetische Wel-

Leitfähigkeit gegenüber massivem Material
len, Wärmestrahlung

Metallschäume sind als Energieaufnehmer (Tab. 10.8) interessant und werden bei Fahr-
zeugen als Kernmaterial von Hohlstrukturen im Aufprallbereich eingesetzt.

10.7

Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

10.7.1

Allgemeines

Die hohe Steifigkeit (E-Modul) und Temperaturbeständigkeit technischer Keramik in Ver-
bindung mit hoher Korrosionsbeständigkeit macht sie zum idealen Werkstoff für Bauteile
im Einsatz bei hohen Temperaturen. Hinderlich ist die niedrige Zähigkeit als Folge ihrer

Struktur mit komplizierterem Kristallgitter und komplizierterer Ionen- oder Atombindung.

I

Hinweis Alle keramischen Stoffe verhalten sich noch spröder als z. B. Gussei-
sen mit Lamellengraphit. Neben den Maßnahmen zur Duktilisierung der techni-
schen Keramik sind Verbundlösungen eine wichtige Möglichkeit, Zähigkeit und

Dauerfestigkeit zu erhöhen.

414

10

Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

10.7.2

Faserverbundkeramik

Durch Faserverstärkung steigen Biegefestigkeit, die Beständigkeit gegen Tempera-
turwechsel und die Schadenstoleranz. Fasern für Keramik müssen wegen der hohen

Sintertemperaturen hohe Warmfestigkeit und Oxidationsbeständigkeit besitzen, z. B. SiC
oder Al2O3 bis < 1200 °C. Bei C-Fasern ist innere Oxidation möglich, sie wird durch

Beschichtung (Interface) gebremst.

Das Einbetten von Fasern in eine keramische Matrix ist schwierig, Keramik lässt sich
nicht schmelzflüssig verarbeiten, die Schmelzpunkte liegen zu hoch. Kurzfasern können
mit der Matrix pulvermetallurgisch verarbeitet werden.

Schadenstoleranz Fasern bremsen auch die Rissfortpflanzung, sodass ein katastrophales

Versagen durch Sprödbrüche unterbleibt.

Bei Endlosfasern geht man den Umweg über hoch C-haltige Polymere. Sie werden
nach Tränkung der Fasergelege durch Pyrolyse vergast und unter Schrumpfung in eine
poröse keramische Matrix umgewandelt. Die Porosität kann durch Tränken und weitere

Pyrolyse vermindert werden.

Beispiel für eine Faserverbundkeramik

C-Faser-Kohlenstoff, Sigrabond (CFC oder C/C). Herstellung aus phenolharzgetränk-
ten Fasergelegen durch: Härtung ! Pyrolyse ! Nachtränken ! Pyrolyse.

Je nach Art des Polymers entsteht nach der Pyrolyse eine C-Matrix oder bei Verwen-
dung von Si-Polymeren eine SiC-Matrix.

Schwindung Bei der Pyrolyse entstehen Gase, die übrig bleibende SiC-Keramik (Aus-
beute) liegt bei ca. 65 %. Der Materialverlust äußert sich in einer Schwindung. Sie wird
durch keramische Füllstoffe im Polymer und weitere Imprägnierungszyklen gesenkt. An-
wendungen in nichtoxidierender Atmosphäre bis über 2000 °C, z. B. Drucksinterformen,

Heizelemente, Ablenker für Düsentriebwerke, Panzerplatten.

Spezielle Si-Polymere sind löslich (in z. B. Toluol), damit lassen sich Fasern imprä-
gnieren, die zu Prepregs verarbeitet werden. Das Wickeln ist bei Bauteilen, wie z. B.

Rohren, möglich. Danach folgen:

Austreiben des Lösungsmittels

Aufschmelzen des Polymers und Verdichtung im Autoklaven bei ca. 400 °C

Pyrolyse in Schutzgas, drucklos bei mehr als 1100 °C

Durch Infiltration eines C-faserverstärkten Kohlenstoffgerüstes CFC mit flüssigem Si rea-
giert der Kohlenstoff zu Siliciumcarbid SiC. Die C-Faser muss durch Beschichtung vor
einer Reaktion mit Si geschützt werden.

10.7

Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

415

C-Faser führt zu geringer Wärmedehnung und hoher Bruchzähigkeit des Verbundes.

Si C C ergeben zusammen eine hohe Wärmeleitfähigkeit und Wärmekapazität und die

SiC-Matrix besitzt hohen Verschleißwiderstand.

SIGRASIC/TAVCOR (SGL-Carbon) PAN-Faser (Polyacrylnitril) wird zu C-Fasern kera-
misiert und das Fasergelege mit Si getränkt. Es besteht aus etwa 50. . . 60 % SiC, 30. . . 40 %

Si und 10. . . 20 % C.

Anwendung Bremsscheiben für Hochgeschwindigkeitszüge lassen gegenüber Stahl-
scheiben durch weniger und leichtere Bauelemente Masseeinsparungen von ca. 65 % für
das gesamte Bremssystem zu. Auch für Bremsen und Kupplungen der Kfz-Oberklasse
eingesetzt.

10.7.3

Durchdringungsverbundkeramik

Die hohen Schmelztemperaturen keramischer Stoffe erlauben das Tränken poröser Struk-
turen mit flüssigen Metallen. Hierzu gehört das SiSiC, bei dem ein Pressling aus SiC-

C-Gemisch gesintert und mit flüssigem Si getränkt wird. Dabei reagiert das Si mit dem

Kohlenstoff zu SiC und ergibt einen dichten reaktionsgetränkten Körper.

SiSiC (siliciuminfiltriertes Si-Carbid) hat etwa 10. . . 20 % metallisches Si und dadurch
hohe Wärmeleitfähigkeit, bis 1350 °C einsetzbar.

Anwendung als Wärmeaustauscher für aggressive Medien, Laufräder für Abgasturbo-
lader und Pumpen, Gleitringdichtungen (bei abrasivem Fördermittel). Ein hoher E-Modul
macht es geeignet für Tragerollen und -balken in Brennöfen für Keramik.

Verbund Metall-Keramik

Die geringe Zähigkeit keramischer Bauteile lässt sich auch konstruktiv durch Metall-

Keramik-Verbunde umgehen:

Metallteil für Beanspruchung auf Biegung und Stoß

Keramikteil, druckbeansprucht, schützt vor thermischer Überlastung (kleine Wärme-
leitung), Verschleiß und/oder Korrosion.

Zum Fügen von Keramik und Metall eignen sich auch das Einlegen, Aktivlöten und Kle-
ben (dabei müssen die unterschiedlichen Wärmedehnungen beachtet werden).

Beispiele für Metall-Keramik-Verbunde

Hüft-Endoprothesen aus einer Keramikkugel mit Passsitz auf einem metallischen

Schaft in einer Pfanne aus Polyethylen PE gelagert

Kugelhahn für abrasive und/oder korrosive Medien mit eingelegter Al-Oxidkeramik
in einem metallischen Gehäuse.

Werkstoffe besonderer Herstellung oder

Eigenschaften

11

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

11.1.1

Überblick und Einordnung

Pulvermetallurgie (PM) ist nach DIN EN ISO 3252/00 ein Teilgebiet der Metallurgie, das
sich mit der Herstellung von Metallpulvern und Bauteilen daraus befasst. Grundsätzlich
müssen mindestens drei Fertigungsstufen durchlaufen werden:

Pulvergewinnung

Formgebung und Verdichtung

Verfestigung durch Sintern.

PM gehört damit zu den Verfahren der Fertigungs-Hauptgruppe Urformen (Tab. 11.1).

Das Verfahren wird auch für keramische Stoffe und Verbundwerkstoffe angewandt.

Teile größerer Masse sind durch PM technisch und aus Kostengründen nicht herstellbar.

Deswegen erzeugt die PM nur weniger als 1 Masse-% der Gießereiproduktion.

Pulvermetallurgische Werkstoffe können mit Eigenschaften ausgerüstet werden, die
bei Guss-und Knetwerkstoffen nicht realisierbar sind, denn schmelzmetallurgisch herge-
stellte Legierungen erstarren nach den Gesetzen des jeweiligen Zustandsdiagramms. Die
dabei entstehenden Gefüge sind gekennzeichnet durch (Tab. 11.2):

Tab. 11.1 Urformverfahren, DIN 8580/03

Verfahren

Materie

Vorgang, Produkt

Gießen

Flüssig, atomar

Erstarren zu Formteil, Halbzeug, massiv

Pulvermetallurgie

Feste Pulverteilchen

Pressen zu Formteil, Halbzeug, porös

Sprühkompaktieren

Tropfen

Thermisch Spritzen zu Halbzeug, Form-
schale

Galvanoformen

Ionen in Lösung

Elektrolyt. Abscheiden Formteil, Form-
schale

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

417

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_11

418

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.2 Gefüge von Gusslegierungen

Merkmale

Auswirkung

Primärkristalle

Grobkörnige Gefüge

Löslichkeiten

Nicht beliebig mischbar

Seigerungen

Entmischungen

Intermetallische Phasen

Harte, spröde, d. h. unverformbare Stoffe

Beim Gusswerkstoff sind Grundeigenschaften meist durch die Analyse vorgegeben,
evtl. im Einschmelzmaterial schon vorhanden. Brauchbare Werkstoffe entstehen nur bei
bestimmten Analysen eines Stoffsystems.

Das entstehende PM-Werkstoffgefüge kann dagegen gesteuert werden:

Pulverteilchen werden bei der Herstellung stark abgeschreckt (bis zu 106 K=s). Die

Folgen sind: Metastabile und hoch übersättigte Mischkristalle, aus denen beim Sintern
feindisperse Intermetallische Phasen ausscheiden.

Bei PM-Werkstoffen bleibt die jeweilige Pulvermischung erhalten, die Atome dif-
fundieren beim Sintern nur kleine Weglängen über mehrere Pulverteilchen hinweg.

Auf diese Weise können harte Phasen in beliebigem Anteil im Grundgefüge homogen
verteilt werden. Zum Beispiel können PM-Schneidstoffe bis 95 % Carbide enthalten,
schmelzmetallurgisch hergestellte nur bis ca. 25 %.

Beim Verdichten der Pulverteilchen bleiben Poren zurück, die eine Funktion über-
nehmen können. Die Porosität kann nachträglich so weit verringert werden, dass die
theoretische Dichte erreicht wird.

Beispiel: Nutzung von Porenräumen

Reservoir für Schmierstoffe in selbstschmierenden Lagerbuchsen

Filter für Gase und Flüssigkeiten

Verringerung der Dichte (Masse) des Bauteils.

Werkstoff- und Energieaufwand sind gegenüber Gießen und Schmieden geringer (Er-
zeugung von Fertigteilen).

Seit langem werden einbaufertige Formteile durch PM hergestellt. Die Wirtschaftlichkeit
beruht auf der hohen Werkstoffausnutzung (95 %) bei geringerem Energiebedarf gegen-
über anderen Fertigungswegen.

Verbundwerkstoffe mit Verstärkung der Grundmasse (Matrix) durch Kurzfasern
oder Teilchen anderer chemischer Struktur steuern ebenfalls das entstehende PM-

Werkstoffgefüge.

PM-Werkstoffe sind erst im Fertigteil wirklich vorhanden. Ihr Eigenschaftsprofil wird ent-
scheidend durch die Verfahrensbedingungen geprägt, die auf Dichte und Porosität des
fertigen Bauteils Einfluss haben.

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

419

Beispiel: Dichte von Sinterteilen

Höhere Dichte ergibt höhere Festigkeit und Zähigkeit im Sinterteil (Abb. 11.5). Die

Sinterdichte wird von Pulverform, Verdichtungsart und Sinterbedingungen beeinflusst
und lässt sich evtl. nachträglich noch weiter erhöhen (Abschn. 11.1.5).

Für die Beurteilung der Eigenschaften von PM-Werkstoffen ist deshalb die Kenntnis
der Verfahrensschritte notwendig.

Das pulvermetallurgische Fertigungsfahren

Die Hauptarbeitsgänge mit zahlreichen Varianten und möglichen Nachbearbeitungen sind
in folgendem Diagramm angeführt.

Metallpulver

Legierungszusätze

Gleitmittel

Mischen

Koaxiales Pressen

Isostatisches Pressen

– einseitig

– zweiseitig

Sintern

Zusätzliche Arbeitsgänge

– Kalibrieren

– Nachpressen

– Nachpressen + Nachsintern

– Nach- bzw. Umformen,
warm oder kalt

–Tränken (Lager)

Mögliche Nachbearbeitung

– Wärmebehandlung

– Galvanisieren

Fertigteil

Pulver werden meist pressfertig angeliefert, z. T. aber auch beim Verarbeiter legiert.

Pressen erfolgt in komplexen Werkzeugen, die mehrere Aufgaben erfüllen müssen:

420

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.1 Pulverteilchen

(HCST), links: wasserverdüst,
rechts: luftverdüst

Füllraum zur Aufnahme der Pulvermenge bieten, die für das Teil benötigt wird.

Pulver Formen und Verdichten, wozu ein oder mehrere koaxiale Stempel mit hoher

Kraft bewegt werden müssen. Im Pressling sind die Teilchen mechanisch verklammert.

Freilegen bzw. Ausstoßen des Presslings zum automatischen Weitertransport.

Sintern Wärmebehandlung mit dem Ziel, durch Diffusionsvorgänge zwischen den Pul-
verteilchen eine feste Bindung zu schaffen und den Porenraum zu verkleinern.

Nachgeschaltete Arbeitsgänge können zur Eigenschaftsänderung gewählt werden:

Erhöhung der Dichte durch Nachpressen oder Sinterschmieden

Verbesserung der Maßhaltigkeit und Oberflächengüte durch Kalibrieren, Veränderung
der Oberfläche, Füllung der Porenräume.

Nachpressen kann die Dichte mithilfe verschiedener Verfahren bis auf 99 % erhöhen (Ab-
schn. 11.1.4 und 11.1.5).

Sinterlager aus PM-Werkstoffen haben mit Graphit, Fett oder Mo-Sulfid gefüllte Po-
ren.

11.1.2

Pulverherstellung

Pulver werden nach verschiedenen Verfahren hergestellt. Dadurch haben sie unterschied-
liche Gestalt und Größe, was sich auf Press- und Sinterverhalten auswirkt. Die Norm
unterscheidet zwölf Formen, Abb. 11.1 zeigt zwei Formen.

Neben der Sintertechnik benötigen auch andere Industriezweige Metallpulver, sodass
größere Mengen erzeugt und abgesetzt werden können (Tab. 11.3 und 11.14).

Für die Verarbeitung zu Sinterformteilen müssen Pulver ein bestimmtes Eigen-
schaftsprofil besitzen, um eine Fertigung unter gleich bleibenden Bedingungen zu
gewährleisten und die Qualität zu sichern (Kontrollgrößen siehe Tab. 11.4).

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

421

Tab. 11.3 Pulverherstellung

Verfahren

Beschreibung

Werkstoffe

Direkt-

Reduktion von Erzen im aufsteigenden Fe-Pulver Mo-, Ta-, W-Pulver

Reduktion

CO-H2-Gasstrom zu Eisenschwamm
mit mechanischer Zerkleinerung und

Magnetscheidung Pulverförmige Oxi-
de hochschmelzender Metalle werden
im H2-Strom reduziert

Verdüsung

Schmelzen werden mit Luft, Dampf

Alle Metalle und Legierungen
oder Wasser zerstäubt, reaktionsfä-
hige Metalle in Argon oder Vakuum.

Teilchenform und -größe sind regelbar

(10. . . 50 µm)

Carbonyl-

Carbonyle sind Metall-(CO-)Ver-

Fe- und Ni-Pulver für Magnetwerk-

Verfahren
bindungen, bei höheren Temperaturen
stoffe
in reines Metall (Kugeln von

0,1. . . 5 µm) zerfallend

Elektrolyse

Kathodische Reduktion aus Lösungen

Cu-Pulver

Tab. 11.4 Kontrollgrößen für Pulver

Siebanalyse

Gibt den Anteil der verschiedenen Korngrößen am Ganzen an. Kleine Teilchen
sintern schneller, sind aber schlechter pressbar

Fließvermögen Ist für die Füllzeit des Werkzeuges von Bedeutung. Gut rieselfähig sind
kompakte Teilchen regelmäßiger Gestalt, kleine schlechter als große. Durch

Granulieren wird das Verhalten schlecht fließfähiger Pulver verbessert

Fülldichte

Quotient aus Masse/Volumen des abgefüllten Pulvers. Ihre Konstanz ist wichtig
für die Toleranzen in Pressrichtung

Pressbarkeit

Die Pulver sollen bei niedrigem Pressdruck (Standmenge) eine hohe Pressdich-
te im Pressteil ergeben (Abb. 11.2). Die Reibung wird durch Zugabe von 1 %

Zinkstereat als Festschmierstoff vermindert (vergast beim Sintern)

Presskör-

(Grünfestigkeit) bezieht sich auf den Zustand vor dem Sintern. Sie ist hoch bei
perfestigkeit
zerklüfteten Pulverteilchen, die zu Teilen mit niedriger Dichte verarbeitet wer-
den (z. B. Sinterlagern). Kompakte Teilchen verklammern sich gering (Gefahr
des Kantenausbrechens)

11.1.3

Formgebung und Verdichten

Am häufigsten wird das Pressen in Werkzeugen mit einem oder zwei koaxialen Stempeln
angewandt, z. B. für alle auf Festigkeit beanspruchten Sinterteile.

Hochporöse Teile, wie z. B. Filter, werden durch Schüttsintern gefertigt. Das Pulver
wird in Mehrfachformen eingerüttelt und darin gesintert.

I

Hinweis Um eine möglichst gleichmäßige Dichteverteilung über Querschnitt
und Länge des Pressteiles zu erhalten, gibt es je nach Form des Teiles verschie-
dene Werkzeugtypen und Mechanismen.

422

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.2 Pressbarkeits-
schaubild von Eisenpulver
verschiedener Teilchengröße

Formgebung durch Pressen

Die Pulver werden in die Füllräume von Werkzeugen gefüllt und verdichtet. Dabei steigt
die Fülldichte von ca. 3 g=cm3 auf die Pressdichte von 5,8. . . 7 g=cm3 (für Sintereisen und

-stahl). Die Dichte des massiven Metalls kann durch Pressen allein nicht erreicht werden.

Pressdichte ist die Dichte des ungesinterten Teils. Sie ist vom Pressdruck abhängig.

Daneben wirken sich Gleitmittel, Teilchenform und -größe, ihre Größenverteilung und
das plastische Verhalten des Metalls aus (Abb. 11.2).

Nach der Pressbarkeit werden unterschieden:

superkompressible, z. B. (Cr-Mn-Mo)

hochkompressible, z. B. (Ni-Mo)

normalkompressible Eisenpulver (fertiglegiert).

Bei Massenteilen beträgt der höchste Pressdruck mit Rücksicht auf die Standmenge der

Form ca. 600 N=mm2 D 60 kN=cm2.

Für Teile mit höchsten Beanspruchungen (z. B. Werkzeuge aus HS-Legierungen) sind

Drücke bis zu 80 kN=cm2 in Anwendung.

Isostatisches Pressen (kalt CIP, heiß HIP) vermeidet die ungleiche Dichteverteilung
beim Pressen: Die Pulver werden in elastische Kapseln gerüttelt, verschlossen und in ei-
ner Flüssigkeit oder einem Gas hohem Druck ausgesetzt. Nur für einfache Formen und

Halbzeug geeignet. Beim isostatischen Pressen breitet sich der Druck in einer Flüssig-
keit und in einem Gas gleichmäßig (isostatisch) aus und steht auf allen Flächen senkrecht.

Beim mechanischen Pressen ist die Verdichtung in Stempelrichtung am größten, quer dazu
geringer.

PM-Spritzgießen

Diese Verfahren kombinieren die Freiheit des Spritzgießverfahrens in der Formgestal-
tung mit den Eigenschaften hochwertiger Metalle und höchster Materialausnutzung. Ver-
fahrensbezeichnungen sind MIM (Metal Injection Moulding; Krupp-KPM, Schunk) und

PM-Spritzgießen (Sintermetallwerk Krebsöge).

Metallpulver mit Teilchengrößen < 20 µm werden mit ca. 30 % eines organischen Bin-
ders granuliert und auf Kunststoffpressen bei ca. 150. . . 250 °C zu Formteilen verpresst.

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

423

Tab. 11.5 Typische Sintertem-

Metall

Temperatur °C

Metall

Temperatur °C
peraturen

Al-Leg.

590-620

Cu-Sn

740–780

Fe, Fe-Cu

1120–1280

Fe-C

1120

Hartmetall

1200–1400

Fe-Cu-Ni

1120

W-Leg.

1400–1500

Fe C Carbide

> 1280

Die Teilchen werden dabei nicht plastisch verformt, die Grünfestigkeit wird durch den
thermoplastischen Binder hergestellt. Die Bauteilgrößen liegen zwischen 1. . . 100 (200) g.

Anwendung Die Pulverteilchen werden beim Spritzgießen nicht kaltverfestigt, ihr Press-
verhalten ist ohne Einfluss. Es können auch harte Legierungen verarbeitet werden. Die
endkonturnahe Fertigung ist günstig für komplexe Teile aus teuren und harten Werkstof-
fen, z. B. HS-Wendeschneidplatten in Mehrfachform, Rotor für Flügelzellenpumpen aus

HS6-5-4 (KPM), Sicherheits- und Autozündschlösser, Kleingetrieberäder.

Es folgen die weiteren Arbeitsgänge:

Austreiben des Binders in der Wärme (entwachsen, entbindern), das Teil wird porös.

Entbinderung Die Entwicklung geht auf neue Binder, die in kürzerer Zeit auch aus
dickeren Querschnitten entfernt werden können: Katalytische Entbinderung durch Säu-
rezersetzung eines speziellen POM-Binders bei 1100. . . 1400 °C in 20-fach kürzerer Zeit

(BASF, Innovationspreis 1996). Auch für CIM (Ceramic Injection Moulding D Keramik-

Spritzguss) geeignet.

Sintern unter Schutzgas oder Vakuum mit anschließender Druckerhöhung auf ca.

100 bar und Dichtsinterung.

Die Diffusionswege sind lang (max. Wanddicken bis zu 5 mm), die Zeiten ebenfalls.

Durch den Binderverlust schrumpft das Teil linear zwischen 10. . . 17 %. Durch Pulver
mit bestimmter Korngrößenverteilung lässt sich die große Schwindung beherrschen (ISO-

Toleranz 9–10).

11.1.4

Sintern

Beim Glühen unter Schutzgas sollen die zunächst nur mechanisch verklammerten Teil-
chen durch Diffusion und Rekristallisation ein Gerüst aus Kristallen bilden, das von den

Poren durchsetzt ist (Tab. 11.5).

Abbildung 11.3 zeigt schematisiert Pulverteilchen, die durch den Pressvorgang kaltver-
formt wurden. Beim Sintern setzen an den Berührungsstellen der Stofftransport und die

Rekristallisation ein.

424

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.3 Innere Vorgänge
beim Sintern, schematisiert

Anfangs entsteht ein zusammenhängender Porenraum (für Filter und Lager genutzt).

Später werden die Poren unter Schwindung verkleinert und nehmen rundliche Gestalt an.

Nach dem Sintern sind die Teilchengrenzen nicht mehr erkennbar.

Die Verkleinerung des Porenraumes führt zu einer Schwindung. Sie hängt von Press-
druck, Pulverart und Sintertemperatur ab und wird bei der Bemessung der Werkzeuge
berücksichtigt.

Vakuumsintern von Pressteilen aus kugeligen Pulvern (legierte Stähle) beseitigt
die Porosität völlig und liefert endkonturnahe Teile mit 85. . . 95 % Materialausnutzung,
z. B. Wendeschneidplatten, Matrizen für die Schraubenfertigung, Fräserrohlinge aus HS-

Stählen.

Es ist als alternatives Verfahren zum Heißisostatischen Pressen (HIP-Prozess) entstan-
den und weniger aufwendig.

Sintern mit flüssiger Phase

Phasen können bei Sintertemperatur flüssig werden und die Porenräume füllen. Dabei
ergibt sich, evtl. auch durch Legierungsbildung, eine festere Bindung zwischen den Teil-
chen. Auf diese Weise wird auch eine Art Verbundwerkstoff, ein Durchdringungsverbund,
hergestellt.

Beispiele für flüssige Phasen

Flüssige Phasen treten beim Sintern folgender PM-Legierungen auf:

Hartmetalle WC-Co, Sinterbronze Cu-Sn, HS-Stähle und Kontaktwerkstoffe, z. B.

Metall-Graphit für Stromabnehmerbürsten

Heißisostatisches Pressen (HIP)

Das Heißisostatische Pressen ist ein aufwendiges Verfahren, meist in Verbindung mit

Kaltisostatischem Pressen (KIP) zum Erreichen höchster Dichte mit folgenden Arbeits-
gängen:

Einkapseln des vorgepressten Rohlings in eine druckdichte Kapsel und Evakuieren

Sintern unter hohem Gasdruck

Entkapseln, d. h. Zerstören der Kapsel aus weichem Stahl, Cr-Ni-Stahl oder Glas.

Die Kapsel wird in einem druckfesten Behälter unter Argondruck elektrisch beheizt. Da-
durch steigen Druck (1400 bar) und Temperatur (max. 2000 °C). Haltezeit 1. . . 3 h.

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

425

Abb. 11.4 HS-Stahl

HS12-1-5-5 gehärtet und
angelassen; links: PM-HIP-

Verfahren; rechts: gegossen
und warmverformt (FPM)

Anwendung findet das HIP bei Halbzeugen aus HS-Stählen, hochwarmfesten Legie-
rungen und Warmarbeitsstählen. Homogene Verteilung und Feinheit der Carbide machen
die daraus hergestellten Werkzeuge besser bearbeitbar und ergeben höhere Standmengen
bzw. Standzeiten (Abb. 11.4).

HIP-Verfahren werden auch für Verbunde von massiven Werkstücken mit Sinterwerk-
stoff durch Diffusionsschweißen angewandt (sog. AufHIPen), z. B. Hartmetall in 2 mm
dicker Schicht als Verschleißschutz auf die Oberfläche eines Walzenkörpers aus Baustahl.

11.1.5

Nachbehandlung der Sinterteile

Nachverdichten, Kalibrieren

Mit dem Sintern ist meist eine Volumenänderung verbunden. Ihr Betrag hängt von der

Pulverart und der Sintertemperatur ab. Reine Metalle haben stets eine Schwindung, be-
stimmte Legierungen nicht.

Schwundausgleich Pulvermischungen aus Fe-Cu verhalten sich bei größeren Cu-

Gehalten gegenläufig, sie wachsen. Cu schmilzt und löst Fe-Atome. Die Cu-reichen

MK haben ein größeres Volumen. Durch Zugabe von 2 % Cu wird ein Schwundausgleich
erreicht. Deshalb ist Cu in vielen Pulvern enthalten.

Bei hohen Ansprüchen an Maßhaltigkeit muss das gesinterte Teil in einem zweiten

Werkzeug kalibriert werden. Daneben erhöhen sich Dichte und Oberflächengüte.

Toleranzen Für Maße, die durch die Matrize geformt werden, ist eine Qualität von

IT7. . . IT6 zu erreichen. Die Maße in Pressrichtung tolerieren unabhängig vom Sollmaß
um etwa 0,1. . . 0,2 %.

Zweifachsintertechnik (Doppelpressen) Für höhere Festigkeit und Dehnung muss die

Dichte erhöht werden (Abb. 11.5). Das kann durch nochmaliges Pressen erfolgen. Durch
ein zweites Sintern wird die Kaltverfestigung aufgehoben und die Dauerfestigkeit erhöht.

Die Porosität von Sinterteilen mit < 92 % Raumerfüllung ist dann störend, wenn die

Teile mit Flüssigkeiten Kontakt haben (Korrosionsgefahr) oder Gas- bzw. Flüssigkeits-
druck ausgesetzt sind (Durchlässigkeit). Das gilt auch für Fertigungsgänge wie Galvani-
sieren, Salzbadbehandlung u. a.

426

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.5 Steigende Festig-
keit bei steigender Sinterdichte

(FPM)

Abb. 11.6 Winkelhebel für

Fliehkraftregler, Werkstoff Sint

D 30, einsatzgehärtet (FPM)

Sinterschmieden (Pulverschmieden) dient der Erhöhung der Dauerfestigkeit und wird
in Gesenken bei Warmumformtemperaturen durchgeführt (bei schmiedegeeigneter Form).

Anwendung findet dieses Verfahren für höchstbeanspruchte Bauteile, wie z. B. Pleuelstan-
gen.

Infiltrieren ist bei zusammenhängenden Porenräumen (> 12 % Porosität) möglich.

Hierzu werden Metalle mit niedrigerem Schmelzpunkt als der Sinterkörper (z. B. Cu und

Cu-Legierungen) unter Vakuum eingesaugt.

Tränken mit Ölen, Wachsen oder Silikonen eignet sich für Sinterlager und zum Kor-
rosionsschutz, mit Kunststoffen vor einer galvanischen Behandlung.

Dampfbehandlung erzeugt eine blauschwarze Fe-Oxidschicht von 5. . . 10 µm Dicke
als einfachen Korrosions- und Verschleißschutz.

Wärmebehandlungen aller Art sind technisch möglich (Abb. 11.6). Bei thermoche-
mischen Verfahren mit Gasen wird durch die Porosität die Behandlungszeit verkürzt.

Salzbadreste müssen sorgfältig entfernt werden.

11.1.6

Werkstoffe

Für PM-Erzeugnisse stehen zahlreiche Werkstoffe zur Verfügung. Es lassen sich folgende

Werkstoffgruppen erkennen (keramische Stoffe sind im Kap. 8 behandelt):

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

427

Tab. 11.6 Höchstschmelzende Metalle

Metall

Schmelzpunkt

Verwendung

Wolfram

3422 °C

Glühlampenwendel, WIG-Schweiß-Elektrode

Tantal

2996 °C

Elektronenröhren

Molybdän

2633 °C

Heizleiter

11.1.6.1

Werkstoffe, schmelzmetallurgisch nicht herstellbar

(sog. Pseudolegierungen)

Höchstschmelzende Metalle (Tab. 11.6) können mangels brauchbarer Feuerfeststoffe für

Tiegel und Formen nicht als Schmelze gewonnen werden. Letztere würden sich mit den

Metallen legieren und zu unbrauchbaren Legierungen führen.

Die Metalle werden aus ihren pulverförmigen Oxiden mit H2-Gas reduziert, gepresst,
gesintert und bei 1300 °C verformt.

Zu den für die Schmelzgewinnung ungeeigneten Metallen sind auch Werkstoffe zu
rechnen, die aus Metallen und hochschmelzenden Hartstoffen (Karbiden, Oxiden, Nitriden
oder Diamant) bestehen.

Beispiel für einen solchen Werkstoff

Ferro-Titanit, härtbarer Sinterwerkstoff aus 50. . . 70 % TiC in einer Grundmasse aus
legierten, härtbaren Stählen. Im Anlieferungszustand ist er zerspanbar und kann durch

Abschreckhärten auf 70. . . 72 HRC gebracht werden. Nach Weichglühen erneut zer-
spanbar (Korrektur von Werkzeugteilen). Näheres zum Ferro-Titanit findet sich unter
www.ferro-titanit.de.

Die wichtigsten Werkstoffe aus dieser Gruppe sind Sinterhartmetalle, aus den Car-
biden des W, Ti und Ta in einer flüssigen Phase aus Co gesintert. Sie haben höchste

Karbidgehalte und dadurch höheren Verschleißwiderstand als HS-Stähle (Tab. 11.7).

Cermets (ceramic C metal) sind Mischungen aus hochschmelzenden Metallen (Co,

Ni) mit nichtmetallischen Phasen für thermisch hochbelastete Teile von Triebwerken. Sie
werden wie Sinterhartmetalle verwendet.

Die Härte steigt mit dem Anteil an TiC und TaC, während die Zähigkeit mit dem Co-

Anteil erhöht wird, ebenso durch feinkörnigere Gefüge.

Beispiel für feinstkörnige Gefüge

Feinstkorn-HM mit Korngrößen von 0,3. . . 0,8 µm hat eine Biegefestigkeit von 4300 MPa

(normales HM hat nur 2400 MPa).

Einige Legierungssysteme können nur pulvermetallisch ausgenutzt werden, wie z. B.

bei Unlöslichkeit im flüssigen Zustand. Sie tritt bei einigen Systemen auf, deren Kompo-
nenten sich stark in der Dichte unterscheiden. Der unschmelzbare Graphit schwimmt auf
der Cu-Schmelze (Tab. 11.8), oder es entstehen zwei Schmelzen übereinander geschichtet.

428

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.7 Anwendungsgruppen der Sinterhartmetalle (DIN 4990 Z)

Eigenschaftstrend der Sorten

Kennzeichen

Anwendung

Härte und Schnittgeschwindigkeit

4 Sorten, blau

Für langspanende Werkstoffe:

P01 (groß ( Karbidanteil ) kleiner) P40 P01. . . P40

Stahl, Stahlguss, Temperguss

3 Sorten, gelb

Für Mehrzweckverwendung, aus-

M10. . . M40
tenitische Stähle, Automatenstahl,

Mn-Hartstahl

Biegefestigkeit und Vorschubgeschwindig- 3 Sorten, rot

Für kurzspanende Werkstoffe:

keit

K01. . . K30

Gusseisen, Hartguss, Stahl ge-

K01 (klein ( Co-Anteil ) größer) K30
härtet; Kunststoffe, Hölzer,

Werkzeuge der spanlosen For-
mung

Tab. 11.8 Unlöslichkeit der

System

Verwendung

Schmelzen

Cu-Graphit

Stromabnehmerkohlen

Cu-W

Schaltkontakte, hoch belastet

Seigerung beim Erstarren führt zu einer ungleichmäßigen Verteilung bestimmter Le-
gierungselemente im Kristall (Kristallseigerung) oder von Kristallen im Gefüge (grobe

Primärkristalle, Abb. 11.4 rechts). PM-Werkstoffe besitzen feinkörnigere Gefüge. Deshalb
werden zahlreiche Stähle für hochbeanspruchte Werkzeuge als PM-Stähle angeboten.

Gesinterte HS-Stähle Schnellarbeitsstähle enthalten nach der Erstarrung grobe Carbide
der Legierungselemente in einem weicheren Grundgefüge. Durch Schmieden und Wär-
mebehandlung werden die Carbide verfeinert. Durch Verdüsung einer HS-Stahl-Schmelze
mit Sinterung (C HIP) erhält man eine wesentlich feinere Verteilung und höhere Stand-
zeiten.

11.1.6.2

Pulvermischungen für Formteile

Die Teile könnten meist durch die Fertigungslinie Gießen – Umformen gefertigt werden.

Das PM-Verfahren wird dann gewählt, wenn sich dadurch geringere Kosten ergeben oder
die Teile besondere Eigenschaften besitzen sollen (z. B. durch Nutzung der Porenräume).

Porenräume in Formteilen werden ausgenutzt für

Leichtbaukonstruktionen mit Schaumkernen,

Filterteile mit offenen Porenräumen,
tribologisch beanspruchte Teile durch mit Graphit oder Fett gefüllte Poren.

Eine hohe Festigkeit im Bauteil kann auf zwei Wegen erreicht werden:

Steigerung der Dichte mithilfe der Zweifachsintertechnik oder durch Warmpressen

(auch Sinterschmieden oder Heißisostatisches Pressen, HIP; Abb. 11.5)

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

429

Abb. 11.7 Zugfestigkeit ( links) und Bruchdehnung ( rechts) als Funktion der Sinterdichte für Cu-
und Ni-legierte Sinterstähle

Legierungstechniken, mit denen sich die höhere Festigkeit durch Einfachsintern, d. h.

bei niedrigerer Sinterdichte, erzielen lässt (Abb. 11.7).

Wie bei massiven Metallen ist eine höhere Festigkeit stets mit geringerer Bruchdehnung
verknüpft (Vergleich der Kurven für Fe und Fe mit 4,5 % Cu in Abb. 11.7).

11.1.7

Legierungstechniken

Zur Herstellung der Pulver für Bauteile aus legierten Sinterstählen werden verschiedene

Verfahren angewendet.

Für die PM-Herstellung von Bauteilen hat die Industrie Pulver auf Fe-, Cu- und Al-

Basis entwickelt, die nach dem Pressen eine Festigkeit von etwa 5 MPa, nach dem Sintern
jedoch bis zu 1500 MPa besitzen, je nach Pulverart und angewandter Press-und Sinter-
technik.

Gemischtlegierungstechnik

Die Gemischtlegierungstechnik erzeugt eine Mischung von reinen Metallpulvern oder mit

Vorlegierungen (Ferrochrom, Ferromangan usw.). Dabei werden die Presseigenschaften
nur gering beeinträchtigt. Die Legierungsbildung findet während des Sinterns statt. Eine
volle Homogenisierung erfordert lange Sinterzeit und hohe Temperaturen. Dabei werden
die LE durch den Restsauerstoffgehalt der Pulver teilweise oxidiert.

430

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Anlegierungstechnik

Die Anlegierung ist die Herstellung eines Basislegierungspulvers, das die LE in Form
von Carbiden enthält, die bis zur Sintertemperatur beständig sind. Diese konzentrierte

Basislegierung wird in Anteilen bis zu 4 % dem Fe-Pulver zugegeben. Die Pressbarkeit ist
gut, ebenso die Diffusion der LE in die Grundmasse. Der C-Gehalt macht die Legierungen
härt- und vergütbar.

PM-Werkstoffe sind in Werkstoff-Leistungsblättern genormt (WLB). Die Einteilung
erfolgt nach der Dichteklasse und der chemischen Zusammensetzung.

Beispiel einer genormten Bezeichnung

Bezeichnung Sinterstahl Sint B 21

B

2

1

#

1: Zählziffer, hier C-haltig (Tab. 11.11)

#

2: Grundwerkstoff Stahl, > 5 % Cu

#

B: Dichteklasse (Porenraum)

Fertiglegierte Pulver werden durch Verdüsen von schmelzmetallurgisch erzeugten

Legierungen hergestellt. Jedes Pulverteilchen hat bereits die Zusammensetzung des fer-
tigen Sinterwerkstoffs. Die Presseigenschaften sind durch den LE-Gehalt schlechter (ho-
her Pressdruck). Verwendet werden fertiglegierte Pulver für Filter- und Lagerwerkstoffe,

Cu-Legierungen (Bronze, Messing, Neusilber), austenitische, warmfeste und Werkzeug-

Stähle, auch für granulierte Ausgangsstoffe (feedstock) zum PM-Spritzgießen.

Welche Verfahrensbedingungen Einfluss auf die Eigenschaften der Sinterwerkstoffe
nehmen, fasst Tab. 11.9 zusammen.

Tab. 11.9 Einfluss von Verfahrensbedingungen auf die Eigenschaften der Sinterwerkstoffe

Kriterium

Auswirkung

Dichte

Steigende Dichte verursacht steigende Kosten. Härte und

(Raumerfüllung)

Zugfestigkeit steigen linear mit der Dichte, die elektrische Leit-
fähigkeit ebenso. Die Bruchdehnung steigt exponentiell an

Pulverzusammensetzung

Beeinflussen das Pressverhalten, damit die Pressdichte sowie
und Legierungstechnik
die Homogenität der Pulvermischung und Ausnutzung der LE

Nachverdichten

Die Festigkeitssteigerung führt zu einem starken Abfall der
mit Kaltverfestigung

Zähigkeit, damit sinkt die Dauerfestigkeit von dynamisch bean-
spruchten Bauteilen

Warmpressen,

Die Dichte steigt auf die des massiven Werkstoffes, damit Fes-
evtl. Warmumformen
tigkeit und Bruchdehnung. Ein Auftreten von Anisotropie ist
möglich

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

431

11.1.8

Klassifizierung, Normung

PM-Werkstoffe sind nach ihren Anwendungsgebieten gegliedert und in Werkstoff-

Leistungsblättern genormt (WLB, Abb. 11.8 und Tab. 11.10 und 11.11). Die Einteilung erfolgt nach der Dichteklasse und der chemischen Zusammensetzung.

Werkstoff-

Anwendungsgebiete
klasse

Porosität in %

Sinterschmieden

SINT-

Gleit-

Form-

Infil-

Filter
lager
teile
triert

Form-

Gleitlager u.

50

40

30

20

10
teile

Gleitelemente

A

B

C

D

E

F

G

S

Abb. 11.8 Einteilung der Sinterwerkstoffe nach Dichteklassen (WLB)

Tab. 11.10 Normen in der Pulvermetallurgie

Norm

Titel

DIN 30910/90

Werkstoff-Leistungsblätter Teile 1. . . 6 für Anwendungsgebiete

(WLB)

DIN 30911/90

Sinterprüfnormen (SPN)

Teile 1. . . 7 für Eigenschaftsprüfungen

DIN 30912/90

Sinter-Richtlinien (SR)

Teile 1. . . 6 für Gestaltung, Bearbeitung, Fügen

Tab. 11.11 Einteilung der Sinterwerkstoffe nach der chemischen Zusammensetzung (WLB)

Ziffer

Sinterwerkstoff

LE -Anteile

Ziffer

Sinterwerkstoff

LE -

Anteile

0

Sintereisen u. -stahl

< 1 % Cu (auch C)

5

Sinterlegierungen

60 % Cu

1

Sinterstahl

1. . . 5 % Cu (auch C)

CuSn

2

Sinterstahl

> 5 % Cu (auch C)

6

Andere, nicht in 5

3

Sinterstahl

(CCCu), < 6 % LE

7

Enthaltene Sinter-
z. B. Al

(Ni)

metalle

4

Sinterstahl

(CCCu), > 6 % LE

8 C 9

Reserve

(Ni)

432

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.12 Mechanische Eigenschaften von Sinterstahl mit steigender Dichte

Sorte

SINT-A 10

SINT-B 10

SINT-C 10

SINT-D 10

SINT-E 10

Dichte ,

5,6. . . 6,0

6,0. . . 6,4

6,4. . . 6,8

6,8. . . 7,2

7,2
g=cm3

Zugfestigkeit Rm,

140

170

200

300

350

MPa

Bruchdehnung A,

2

2

3

7

10

%

Härte HBW

35

40

55

80

100

Anwendungen

Selbst-

Gleitlager

Stoßdämpfer-

Ölpumpen-

Büro-
schmierende
teile
zahnrad
maschinen-

Gleitlager
teile

I

Hinweis Die WLB enthalten Werkstoffe für Lager, Filter und Formteile, aber kei-
ne Hartmetalle, Kontakt- und Dauermagnetwerkstoffe oder hochwarmfeste Le-
gierungen.

Die obige Tabelle (Tab. 11.12) vergleicht einen Sinterstahl steigender Dichte bei glei-
cher chemischer Zusammensetzung.

11.1.9

Sprühkompaktieren (Spray Forming)

Für die Herstellung von Sinterformteilen oder Halbzeug sind mindestens drei Verfahrens-
stufen erforderlich:

I

Pulverherstellung

Formpressen

PM-Spritzguss

Sintern

Sintern

(Nachbehandlung)

Das Sprühkompaktieren (Abb. 11.9) bewältigt diese Stufen in einer Anlage zur Her-
stellung von Vormaterial für die Weiterverarbeitung durch Strangpressen oder Schmieden.

Das Verfahren verknüpft das Gasverdüsen (in Argon oder Stickstoff) mit dem thermi-
schen Spritzen. Die verdüsten Schmelztröpfchen (ca. 40 µm) treffen im Zustand zwischen

Liquidus- und Solidustemperatur auf einen beweglichen Auffangteller und verschweißen

(Abb. 11.8). Schnelle Abkühlung (mit 104. . . 105 K=s) verhindert Diffusion und ergibt eine

Zwangslösung zusätzlicher LE in den Schmelztröpfchen. Anlagen erzeugen Rundbarren
bis zu 500 mm ; und 2,5 m Länge aus Al-Legierungen. Es lassen sich auch Flacherzeug-
nisse und schalenartige Formen nach diesem Verfahren erzeugen.

11.1

Pulvermetallurgie, Sintermetalle

433

Tab. 11.13 Sprühkompaktierte Al-Legierungen (PEAK-Werkstoff GmbH, Velbert)

Werkstoff / PEAK-Nr.

R m= R p0;2

A

E

Dichte
ą

Merkmale

MPa

%

GPa g=cm3

106=K

AlSi35

S220

220 / 120

3

88

2,6

13

Geringe Wärmeaus-
dehnung, für Verbund
mit Stahl

AlSi20Fe5Ni2

S250

360 / 240

2

98

2,8

16

Kolbenwerkstoff,
schmiedbar

AlSi25Cu4Mg

S260

250 / 180

1

90

2,7

16

Zylinderbüchsen,
verschleißfest

AlZn11Mg2Cu S790

750 / 730

10

73

2,8

23

Hohe Festigkeit bei
hoher Bruchdehnung,
zäh
a Lineare Längenausdehnung

Abb. 11.9 Sprühkompaktier-

Verfahren, schematisch

Das Verfahren wird z. B. für Al- und Mg-Legierungen mit Dispersionsverfestigung

(Abschn. 2.3.4) angewandt. Zur Herstellung von Verbundwerkstoffen lassen sich in den

Verdüsungsprozess feste Teilchen einschleusen und in das Gefüge einbetten. Es ermög-
licht auch die Herstellung von höher legierten Sorten, die auf schmelzmetallurgische Wei-
se nicht hergestellt werden können, weil sie wegen Seigerungen oder einem hohen Gehalt
an Intermetallischen Phasen keine gieß- oder warmformbaren Werkstoffe ergeben. Als

Beispiel dafür sind hier Al-Legierungen angeführt (Beispiel und Tab. 11.13).

Beispiel für eine sprühkompaktierte Al-Legierung

Kraftfahrzeug-Kurbelgehäuse aus Al müssen in der Zylinderwand verschleißfest sein.

Normale Druckgusslegierungen sind deshalb nicht geeignet. Verschleißfestigkeit erge-
ben höhere Si-Gehalte; die Sorten mit > 12;5 % Si sind jedoch übereutektisch, erstarren
mit groben Si-Primärkristallen und sind schwierig dünnwandig vergießbar.

Lösung: Sprühkompaktierte Sorten mit stark erhöhten Si-Gehalten sind nach War-
mumformung feinkörnig und haben zugleich
niedrige thermische Ausdehnung
hohe Warmfestigkeit durch Dispersionsverfestigung, ebenso höheren E-Modul.

434

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.14 Verbrauch einzelner Branchen an Sinterteilen und Eisenpulver 2002 (FPM)

Branche

Fertigteile %

Branche

Pulver-Anteil %

Fahrzeugbau

85,5

Pulvermetallurgie

85,0

Haushalt-und Elektrogeräte

4,5

Schweißelektroden

3,0

Maschinenbau

5,0

Pulverbrennschneiden

2,0

Sonstige

5,0

Chemische Industrie u. a.

10,0

Sie werden als Zylinderlaufbuchse mit einer normalen Druckgusslegierung (z. B. Al

Si9Cu3) vergossen (Daimler-Benz V8-Motor).

Die PM-Al-Werkstoffe variieren in Festigkeit und Bruchdehnung sowie in der ther-
mischen Ausdehnung, sodass sich Anwendungen im Motorbereich ergeben (Tab. 11.14):

Kolben, Laufbüchsen, Ölpumpenzahnräder (mit gleicher Wärmedehnung wie das Gehäu-
se), Pleuel, Ventilsteuerungsteile.

Gleiche Wärmedehnungen von Kolben und Laufbüchse ergeben geringeres Spiel und
senken Emissionen und Ölverbrauch.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

11.2.1

Begriffe, Abgrenzung

In diesem Abschnitt werden Werkstoffe für die Beschichtung von Bauteilen behandelt und
die zugehörigen Verfahren unter werkstofftechnischen Gesichtspunkten angeführt.

Die eigentlichen Fertigungsprozesse, die zum „Beschichten“ gehören, können hier nur
angedeutet werden.

Die Bedeutung der Oberfläche für die Haltbarkeit und dekorative Wirkung der Bautei-
le ist bekannt und wird durch eigene Fachzeitschriften, Fachorganisation und -tagungen
unterstrichen (z. B. Fachorganisation: IUSF, International Union for Surface; Fachzeit-
schrift: Mo, Metalloberfläche, Hanser Verlag).

Belastungen eines Bauteiles greifen an der Oberfläche an und wirken sich dort am
stärksten aus (Tab. 11.15 und Abb. 11.15):

Es ist naheliegend, den Werkstoff der Oberflächenschicht den Beanspruchungen an-
zupassen, d. h. geeignete Werkstoffe in dünner Schicht aufzubringen. Das ist wirtschaft-
licher, als Bauteile massiv aus hochwertigen Legierungen zu fertigen. Dabei liegt eine

Aufteilung der Funktionen vor (Abb. 11.10):

Basiswerkstoffe (auch Substrat) übernehmen die Festigkeitsbeanspruchung, d. h. den

Kraftfluss durch das Bauteil unter Erhaltung seiner Gestalt, auch bei höheren Tempe-
raturen.

Schichtwerkstoffe übernehmen meist die Verschleiß- und Korrosionsbeanspruchung
und die dekorative Wirkung. Daneben gibt es sog. Funktionsschichten, die Aufgaben

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

435

Tab. 11.15 Oberflächenbeanspruchungen und ihre Auswirkungen

Art der

Wirkung der Beanspruchung

Beanspruchung in der Randschicht
auf die Oberfläche

Festigkeit

Max. Biege- und Torsionsspannungen in der

Dauerfestigkeit ist von der

Randfaser und im Grund von Kerben

Oberflächengüte abhängig

Thermisch

Platzwechsel (Diffusion) von Atomen nach

Heiße, strömende Gase, z. T.

innen oder außen.

oxidierend oder aufkohlend

Veränderung der Randschicht

Korrosion

Interkristalline und selektive Korrosion wirken Werkstoffverlust durch die
in die Tiefe von der Oberfläche

Korrosionsprodukte

Tribologisch

Oberflächenzerrüttung, Risse entstehen

Werkstoffverlust durch
unterhalb der Oberfläche

Adhäsion und Abrasion

Abb. 11.10 Arbeitsteilung bei

Schichtverbunden
wie Reibungsminderung, Diffusionssperre, Wärmeisolation u. a. übernehmen. Hart-
stoffschichten müssen sehr dünn aufgebracht werden, um noch ausreichend elastisch
verformbar zu sein. Sprödes Glas ist z. B. als dünne Faser (einige µm) biegsam und
kann zu Geweben verarbeitet werden (GFK).

Zwischenschichten entstehen durch Wechselwirkungen zwischen Substrat und Schicht,
z. B. durch Diffusion, oder werden zusätzlich aufgebaut. Sie können Schubspannun-
gen aufnehmen, die bei unterschiedlichen Wärmeausdehnungen entstehen. Bei großen

Unterschieden kann es zum Ablösen der Schicht durch sog. Schalenrisse kommen.

Einen Überblick über die Verbesserungen der Eigenschaften durch Oberflächenverände-
rung gibt Tab. 11.16, über die Beschichtungsverfahren Tab. 11.17.

11.2.2

Thermisches Spritzen

Ausgehend vom Flammspritzen (1912, Shoop) haben sich viele Varianten entwickelt

(Tab. 11.18; Normung: DIN EN 657/05), die mit höheren Partikeltemperaturen und/oder
größeren kinetischen Energien arbeiten, sodass fast beliebige Kombinationen von Schicht-
und Grundwerkstoff möglich sind.

Thermisches Spritzen beruht auf folgendem Prinzip: Schichtwerkstoffe werden als

Spritzzusätze mithilfe von Spritzgeräten im an-, auf- oder abgeschmolzenen Zustand mit
hoher Geschwindigkeit auf vorbereitete Oberflächen des Grundwerkstoffes geschleudert.

436

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.16 Eigenschaftsverbesserungen durch Veränderung der Oberflächen (enthält auch die Wär-
mebehandlungen für die Randschicht ! Abschn. 5.6)

Eigenschaft bzw. Wider-

Beispiele für Bauteile

Verfahren
stand gegen

Klimatische Korrosion

Stahlkonstruktionen,

Schmelztauchen (Zn, ZnAl, AlSi), gal-

Blechteile
van. Beschichten (alle Metalle), therm.

Spritzen (AlSi)

Bei höherer Temperatur

Glaspressformen

Thermisches Spritzen (NiCrBSi)

Zerrüttung

Zahnflanken, (Wälzlager)

Einsatzhärten, Nitrieren, (Härten)

Adhäsion

Gleitende Bauteile

Hartverchromen, Dispersionsschich-
ten, Umschmelzhärten, therm. Spritzen

(Mo), Nitrieren PVD- und CVD-

Schichten aus TiN, TiC, AlON

Abrasion

Werkzeuge, Teile in Berüh- Thermisches Spritzen, Auftragschwei-
rung mit Fördergut, z. B.

ßen, Auflöten von Hartstoffpartikeln,

Fadenführer

Borieren

Tribooxidation

Mischerschaufeln, Ketten,

Gleitlacke mit Mo-Disulfid

Sitz von Nabe auf Welle

Dauerfestigkeit

Wellenabsätze, Federn,

Verfestigungswalzen und -strahlen,
erhöhen

Wasser- u. Ölpumpen

Randschichthärten, Salzbadnitrieren

Thermischer Schutz

Turbinenschaufeln, Wälz-

Plasmaspritzen (ZrO2) mit Haftschicht,

(C Gleitmittel)

lager in Ofenanlagen

Phosphatieren

Die Oberfläche wird dabei nicht aufgeschmolzen. Die Teilchen haften durch punktförmige

Verschweißungen, Adhäsion und mechanische Verklammerung. Wichtig für die Haftung
ist eine saubere Oberfläche.

Genormt ist die Vorbehandlung der Oberflächen durch DIN EN 13507/10, Vorbehand-
lung von Oberflächen metallischer Bauteile für das Thermische Spritzen.

Die Vorbehandlung besteht aus

Entfetten und Entzundern,

Aufrauen durch Strahlen mit Hartgusskies SiC oder Korund.

Für keramische Schichten ist ein Haftgrund erforderlich (Ni, Mo, NiAl, oder NiCr).

Es entstehen Gitterfehler, welche die Oberfläche für eine metallische Bindung mit dem

Spritzzusatz aktivieren.

Der Schichtwerkstoff (Tab. 11.19) wird als Draht (1,6. . . 3,2 mm), Stab (> 6 mm) oder

Pulver (auch in gefüllten Röhrchen) zugeführt und mit einem Zerstäubergas (Druckluft)

beschleunigt.

Die flüssig-festen Teilchen oxidieren beim Flug und werden beim Aufprall plattge-
drückt. Es entsteht ein lamellares Gefüge mit Poren und Oxideinschlüssen, deren Anteil
und Form von den Spritzbedingungen abhängt (Luft, Schutzgas oder Vakuum, Temperatur
und Geschwindigkeit).

Oxidteilchen erhöhen die Härte (Verschleißwiderstand), senken aber die Zähigkeit.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

437

Tab. 11.17 Verfahrensübersicht Beschichten (nach DIN 8580/03)

Beschichten

Durch/aus

Werkstoffe

Verfahren, Anwendungen

Dicke
dem . . .

Zustand
flüssigen

AlSi, AlZn, Pb, Sn, ZnAl, ZnFe

Schmelztauchen zum Korrosi-
bis 140 µm

. . .

onsschutz für Halbzeuge und

Bauteile aus Stahl, Temperguss

(z. B. Feuerverzinken)

SiO2 C Oxide Farben, Lacke

Emaillieren z. Korrosionsschutz,
hitzebeständig < 450 °C

Anstreichen, Färben/Glasieren,

Drucken
körnig-

Legierungen, Oxide,

Thermisches Spritzen mit ver-

0,5 bis 20 mm
pulvrigen

Karbide, Nitride
schiedenen Wärmequellen,

. . .

Thermoplaste

Elektrostatisches Beschichten,

Wirbelsintern

Schweißen

Stahl mit Cr, Mn, Ni, Mo,

Auftragschweißen nach ver-

2 bis 6 mm

Cu-, Ni-, Co-Legierungen
schiedenen Schweißverfahren

Löten

Ni-Hartlote C Hartstoffpartikel

Auftraglöten
ionisierten

Metalle, Legierungen (mit Hart-

Galvanisches Beschichten zum

1 bis 100 µm

. . .

stoffpartikeln) NiP, Ni/SiC,

Korrosionsschutz, zur Dekorati-

Ni/P/Diamant, PFTE-Teilchen
on (Verschleißschutz)

in Ni-Matrix

Chemisches Beschich-
ten (fremdstromlos) zum

Verschleißschutz, Zylinder-
laufbuchsen

Metalle Ni, Ta, Ti, Mo, Nb, W

CVD-Verfahren: Konturentreue 1 bis 15 µm
gas/dampf-

Boride und Karbide, Nitride,

Abscheidung von Hartstoffen als
förmigen . . . Oxide, Silizide

Reaktionsprodukt der zugeführ-

(Vakuum)

ten Gase bei 1200. . . 850 °C,
plasmaunterstützt bei nur

600. . . 300 °C

CrN, TiC, TiN, Ti(C,N)

PVD-Verfahren: Ungleich-

1 bis 10 µm

Mehrfachschichten,
mäßige Abscheidung der
diamantartige C:H-Schichten.

Reaktionsprodukte aus Ka-

Gesteuerte Abscheidung ermög- thodenverdampfung oder
licht gradierte Schichten

Abstäuben (Sputtern) mit den
zugeführten Gasen. Durch an-
gelegte Spannung entstehen
gerichtete Teilchenströme.

Schattenwirkung erfordert

Rotation der Bauteile. Prozess-
temperatur 200. . . 500 °C

438

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.17 (Fortsetzung)

Schicht durch Fügen aufgebracht

Schichtwerkstoff

Grundwerkstoff (Substrat)

Dicke

Plattieren

Cu, CuMn, CuNi10Fe, Cu-

Walzplattieren zum Korrosi-

1 bis 10 mm

Ni30Fe, CuAl8Fe, Ni99,
onsschutz für Stahlbleche und

NiCr21Mo (Incoloy)

Feinkornbaustähle

Al, AlZn1

Cu-haltige, hochfeste

Al-Legierungen

Ag, Al 99,5, CuAl10Ni,

Sprengplattieren für Bleche,

CuZn39Sn, CuZn20Al, Ta, Ti
auch für Kessel und Kessel-
böden

Tab. 11.18 Thermisches Spritzen, Begriffe, Einteilung der Verfahren

Energieträger

Verfahren

Variante

Gase

Flammspritzen

Drahtflammspritzen

Äthen (Ethylen),

Pulverflammspritzen

Propan,

Detonations-(Schock-)Spritzen

Wasserstoff

Hochgeschwindigkeits-Flammspritzen HVOF

Elektrische

Lichtbogenspritzen

Atmosphärisch oder im Vakuum

Gasentladungen

Plasmaspritzen

Atmosphärisch APS,
in Kammern VPS (Vakuum)

Strahlen

Laserspritzen

Tab. 11.19 Spritzzusätze, DIN EN ISO 14919/01 Drähte, Stäbe und Schnüre zum Flamm- und

Lichtbogenspritzen, DIN EN 1274/04 Pulver zum thermischen Spritzen

Gruppe

Beispiele

Gruppe

Beispiele

Reinmetalle

Al, Cu, Cr, Co, Ni, Mo, Ti, Zn

Oxide

Al2O3, Cr3O2, TiO2, ZrO2

Legierungen

NiAl, NiCr, NiCr-Al, Stähle,

Hartstoffe

Boride, Carbide, Nitride

Cu- und Sn-Lagermetalle

– selbstfließend

NiBSi, NiCrBSi, CoNiCrBSi

Pulvergemische Cr3O2/NiCr, WC/Co
mit B und Si als Flussmittel

Kunststoffe

Polyethen (Polyethylen)

PE; Polypropen PP

Poren können Schmierstoffe aufnehmen, günstig wenn Gleiteigenschaften gefordert
sind.

Eigenschaftsverbesserungen (z. B. die Haftung) der Schicht werden erreicht durch:

Erhöhung der Aufprallgeschwindigkeit durch neue Verfahren, z. B. Hochgeschwindig-
keits- oder Schock-(Detonations-)Flammspritzen

Spritzen im Vakuum oder Schutzgas

Nachträgliches Einschmelzen (nur bei selbstfließenden Legierungen, Tab. 11.19)

Mechanisches Verdichten durch z. B. Walzen

Füllen der Poren durch Imprägnieren mit Lack oder Kunststoffen.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

439

Tab. 11.20 Verfahrensvarianten des Thermischen Spritzens

Verfahren

Temp.

Besondere Merkmale

Geschwindig- Spritz-

°C
keit m=s
leistung

Flamm-

FS

3000 Kontinuierlich abschmelzender Draht

800. . . 2000

8 kg=h
spritzen
mit Druckluftunterstützung aufge-

Stahl
schleudert

HOVF

3500 Brennkammer mit Expansionsdüse

18 kg=h

(Wasserkühlung) und Pulverzufuhr

WC/Co

Lichtbogen- LS

4000 Der Lichtbogen wird zwischen zwei

15. . . 100
spritzen
zugeführten Spritzdrähten gezogen,
kg=h
die aufschmelzen und durch Druckluft

Stahl
zerstäubt werden

Atmosph.

APS

15.000 Durch eine gekühlte anodische Düse

100. . . 500

Plasma-
und Wolframkatode wird ein
spritzen

Gasgemisch (Ar, N2, H2/ zu einem

Plasmastrahl ionisiert, in dem das
zugeführte Pulver schmilzt

Vakuum

VPS

Tab. 11.21 Anwendungsbeispiele für Thermisches Spritzen

Funktion

Beispiel

Wärmedämmung

ZrO-MgO plasmagespritzt auf Brennkammern, Turbinenschaufeln

Reibung mindern

Mo flammgespritzt für Kolben, Synchronringe in Getrieben

Verschleißschutz

Ni-Cr-B-Si flammgespritzt, schmelzverbunden für Glas-Pressformen;

Al-Oxid auf fadenführende Teile von Textilmaschinen

Korrosionsschutz

Al-Si flammgespritzt auf Bootskörper

Regeneration

Cr-Stahl, 5 mm lichtbogengespritzt auf Wanne von Bodenverdichter

Eine Übersicht über die Verfahrensvarianten zeigt Tab. 11.20 und Anwendungsbeispiele

Tab. 11.21.

Normung Thermisches Spritzen

DIN EN ISO 2063/05 Zink, Aluminium und Legierungen

DIN EN ISO 14924/05 Nachbehandlung von Schichten

DIN EN ISO 14922/99 Qualitätsanforderungen an thermisch gespritzte Bauteile

(4 Teile) und zahlreiche DVS-Merkblätter.

Infos: Gemeinschaft für thermisches Spritzen e.V. (www.gts-ev.de)

440

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.22 Schweißzusätze (DIN EN 14700/14)

Werkstoffgruppe

Typische Anwendungen

Niedriglegierte Aufbauwerkstoffe

Aufbaulagen, Räder

Mangan-Chromlegierte Austenite

Pufferlagen, Brechbacken

Mittellegierte, umwandlungshärtende Werkstoffe

Kegelbrecher, Stachelwalzen

Chromkarbidhaltige Werkstoffe

Baggerzähne, Förderschnecken

Wolframkarbidhaltige Werkstoffe

Aufreißscheiben, Bohrkronen

Nickel-Chrom-Bor-Werkstoffe

Glasformen (selbstfließend)

Cobalt-Chrom-Wolfram-Werkstoffe

Sägen, Schieber

11.2.3

Auftragschweißen und -löten

Hartlegierungen werden mit Flammen oder Lichtbogen nach zahlreichen Verfahren abge-
schmolzen, bei größeren Schichtdicken auch mehrlagig. Dabei bestehen die unteren sog.

Aufbaulagen aus zäheren Werkstoffen. Je nach vorhandener Schlagbeanspruchung kann
gewählt werden zwischen:

harten karbidischen,
zähen austenitischen und
warmfesten (Ni-Cr-B)-Sorten (Tab. 11.22).

Auftragschweißen (Panzern) kann der Instandsetzung verschlissener Bauteile und

Werkzeuge dienen und mehrfach wiederholt werden.

Es wird auch bei der Neuanfertigung von Bauteilen eingesetzt, z. B. für Dichtflächen
an Auslassventilkegeln (Kfz) oder Panzerung von verschleißanfälligen Kanten von Tief-
ziehwerkzeugen.

Auftraglöten

Auftraglöten ist das Beschichten mit Ni-Hartloten, in die Hartstoffpartikel eingebettet
sind. Kunststoffgebundene, flexible Vliese aus Hartstoffen und Loten werden maßge-
schnitten fixiert und im Ofen auf die Teile gelötet (BraceCoat M-Verfahren für Schichten
im mm-Bereich).

Werkstoffe für Partikel sind: Wolframcarbid WC, Chromcarbid Cr3C2 und ihre Mi-
schungen.

Auftraglöten wird für partielles Beschichten von z. B. Mischerschaufeln, Gehäusen,

Rotoren und Rohrteilen zur Förderung abrasiv wirkender Flüssigkeiten angewandt, Außer-
dem für dünne Schichten (0,05. . . 0,3 mm) aus feinkörnigen Suspensionen aus Hartstoff,

Lot und Binder durch Tauchen u. a. aufgetragen und ofengelötet (BraceCoat S).

Laserbehandlung

Als Wärmequelle zum Einschmelzen pulverförmiger Zusätze werden Laser eingesetzt.

Laserbeschichten ermöglicht eine exaktere örtliche Begrenzung mit geringem Wärme-
eintrag und verbesserter Haftung.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

441

Laserlegieren ist das Einschmelzen von Legierungselementen in die Oberfläche.

Laserdispergieren bettet Hartstoffe (z. B. Diamantsplitter) in die aufgeschmolzene

Oberfläche ein.

11.2.4

Abscheiden aus der Gasphase

Das Prinzip dieses Verfahrens beruht auf dem Aufbringen von dünnen Schichten von

< 15 µm, die bei Unterdruck und höheren Temperaturen aus dem Gaszustand auf dem

Werkstück (als Substrat D Unterlage bezeichnet) aufwachsen. Es läuft in einem gasdich-
ten, beschickbaren Gefäß ab.

Im Vakuum haben weniger Teilchen (Ionen, Atome, Elektronen) größere Abstände

(freie Weglänge) und damit höhere kinetische Energie beim Aufprall auf das Substrat.

Das erhöht die Haftfestigkeit.

Die beiden Hauptverfahren

CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition)

PVD-Verfahren (Physical Vapour Deposition)

unterscheiden sich im Mechanismus der Schichtbildung und den Verfahrensbedingungen.

Weiterentwicklungen der Verfahren ermöglichen das Abscheiden beinahe beliebiger Stof-
fe auf allen Substraten.

Substrate Der Werkstoff muss Temperatur und Unterdruck des Verfahrens ohne Schaden
überstehen. Durch neue Verfahrensvarianten konnte die hohe Temperatur von ursprünglich
ca. 1000 °C auf 200 °C abgesenkt werden. Dadurch ließen sich auch gehärtete Stähle be-
schichten. Nicht beschichtbar sind offenporige Stoffe. Die Oberfläche des Substrats wird
konturentreu nachgebildet.

Oberfläche Freiheit von Verarbeitungshilfsstoffen (Kühlschmierstoffe, Fette) und Oxi-
den ist wichtig für die Haftung der Schicht und muss durch aufwendiges Reinigen sicher-
gestellt werden, z. B. durch Strahlen mit Hartstoffen und Ätzen.

Schichtstrukturen Wichtig ist eine dünne Schicht mit hoher Haftung zum Substrat. Dar-
auf wächst die eigentliche Schicht z. B. säulenförmig (kolumnar) oder geschichtet (lamel-
lar) auf (Abb. 11.13). Strukturen sind wie auch die Korngröße von den Verfahrensbedin-
gungen abhängig und damit steuerbar.

Beispiel für eine Haftschicht

Titanlegierungen für Gelenkprothesen werden mit fast reibungslosen amorphen (dia-
mantähnlichen) Kohlenstoffschichten ausgerüstet. Die C-haltigen Prozessgase erzeu-
gen an der Oberfläche zunächst eine sehr dünne Schicht hartes Titancarbid TiC als

Basis für die wachsende C-Schicht und zugleich Stützschicht für das weichere Titan.

442

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.23 Schichtwerkstoffe für Werkzeuge, Beispiele

Schicht-

Härte

Reibzahl

T max

Widerstandseigenschaft

Verwendung
werkstoff(e) HV0,05
trocken/Stahl °C
adhäsiv abrasiv
korrosiv

TiN

2200

0,4

600

++

++

+

Goldgelbe Beschich-
tung, für universelle

Verwendung, biover-
träglich, Implantate

TiAlO

3700

0,5

900

+++

++

++

Hart- und Trocken-
bearbeitung,

GJV, Al-Si-Leg.

TiAlN

3300

0,3. . . 0,35

900

++

+++

++

Mehrfachschichten

TiCN/TiN
auf HM- und HS-

Werkzeugen

Schichtwerkstoffe Hier kommen meist bekannte Hartstoffe (Carbide, Nitride, Carboni-
tride und Boride) zum Einsatz, wie sie als

Gefügebestandteile in verschleißbeanspruchten Stählen und Hartmetallen enthalten
sind oder durch

Wärmebehandlung in der Randschicht entstehen (z. B. Nitrieren, Borieren) oder
durch

Thermisches Spritzen aufgebracht werden können, dann allerdings in größeren

Schichtdicken.

Oxide des Al und Zr, die als harte massive Schneidstoffe eingesetzt werden, stehen eben-
falls als Schichtwerkstoffe zur Verfügung.

Stahlgefüge enthalten meist Carbide des Cr, V und Mo, auch Mischcarbide, Hartme-
talle Wolframcarbid WC, Titancarbid TiC.

Nitrierstähle enthalten Aluminiumnitrid AlN, durch Borieren bildet sich in der Rand-
schicht Eisenborid Fe2B.

Plasmaspritzen kann auch hochschmelzende Stoffe, wie z. B. Oxide des Al oder Zir-
kon Zr, verarbeiten.

Schwerpunkt sind Schichtwerkstoffe, welche die Bauteile oder Werkzeuge für höhere
tribologische Anforderungen aufrüsten (Tab. 11.23):

höhere Schnittgeschwindigkeiten, Standzeiten, Standmengen,

Trockenlauf, Trockenspanen,
niedrigste Reibwerte.

Neue Schichtstoffe sind Schichten auf Kohlenstoff-Basis, nach Lösung der Haftungs-
probleme auch industriell erzeugt (Symbole nach VDI, VDI-Richtlinien, C-Schichten;

E/12 Nr. 2840: Grundlagen, Schichttypen, Eigenschaften):

Amorphe C-Schichten (a-C:H), auch als DLC-Schichten (diamond like carbon) be-
zeichnet.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

443

Tab. 11.24 Kohlenstoffschichten mit Reibzahlen von 0,1. . . 0,2

Schichtwerk-

Härte

T max

Eigenschaften, Anwendung, Handelsnamen
stoff(e)

HV0,05
in °C

Polykristallin

8000. . .

Für Wendeschneidplatten, Reibahlen, Bohr- und Fräswerk-
zeuge

Diamant

10.000

600
z. B. Balinitr Diamond, DIP, Bauteile für Trockenlauf
a-C:H

>2500

350

Spindellager, Stirnreibringe, Wälzlager, Einspritzpumpen-
teile, z. B. BalinitrTriton
a-C:H:W

1200

350

Niedrige Härte, zäher, lamellar gradierte Schichten,

(WC/C)

werden nach außen C-reicher (Reibzahl #/, Bauteilbe-
schichtung z. B. für Zahnräder, Teile mit Minimalmengen-
schmierung

Tab. 11.25 Schichten mit speziellen Funktionen

Funktion

Schichtstoff

Substrate

Beispiele

Wärmedämmung

Al-O-N

Ni-Legierung

Turbinenschaufeln, Brennkammern

Bioverträglichkeit

Ti-TiN

CoCrMo-Legierung

Zahnprothesen
a-C:H

Ti-Legierung

Gelenkprothesen, verschleißfrei

Antihaftend
a-C:H:Si:O

Stähle

Bauteile in Kontakt mit Lebensmitteln

TiBN

Druckgussformen

Amorphe C-Schichten enthalten C-und H-Atome ohne Kristallgitter. Zwischen den C-

Atomen bestehen verschiedene Bindungen:

Graphitbindung (sp2) mit drei Bindungen zum Nachbaratom

Diamantbindung (sp3) mit 4 Bindungen zum Nachbaratom
in wechselnden Verhältnissen. Mit dem Anteil an Diamantbindung steigt die Härte.

Die Möglichkeiten, durch Zusatz weiterer Elemente die Schichten zu modifizieren, sind
groß. (Beispiele Tab. 11.24 und 11.25).

Metallhaltige C-Schichten (a-C:H:Me) haben elektrische Leitfähigkeit, hohe Haftung
und reduzierte Reibung, sie ermöglichen niedrigere Prozesstemperaturen.

Manche zusätzlichen Metallatome, z. B. W, bilden Carbide. Bei hohem H-Anteil in der

Schicht entstehen Plasma-Polymere mit Kunststoffeigenschaften, bei Fluor-Anteilen
z. B. PTFE.

Nichtmetallhaltige Schichten (a-C:H:X) mit Si, O, N, F, B haben z. B. besondere Be-
netzbarkeit und Klebverhalten (Antihaftbeschichtung).

Mit Si- und O-Anteilen ergeben sich Transparenz, Kratz- und UV-Schutz.

Kristalline Diamantschichten haben die einzigartige Kombination von höchstem Wi-
derstand gegen Abrasion und Adhäsion mit geringster Reibzahl (trocken) und ho-
her Wärmeleitfähigkeit (> Cu), sind aber elektrisch nicht leitend. Die Kristallgrößen
in den Diamantschichten reichen von nanokristallin (1. . . 500 nm) bis mikrokristallin

(0,5. . . 10 µm).

444

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.11 Prinzip des

PECVD-Verfahrens

11.2.4.1

CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition)

I

Es kommt zur Reaktion zwischen zugeführten Gasen und der Werkstückoberflä-
che. Das Reaktionsprodukt haftet fest auf dem Werkstück (Substrat). Nebenpro-
dukte müssen abgesaugt werden.

Höhere Temperaturen (800. . . 1000 °C)

Eine solche Reaktion ist zum Beispiel die Abscheidung von Titan-Carbonitrid aus

Titan-Tetrachlorid, Methan und Stickstoff:

2 TiCl C

C

!

4

2 CH4

N2

2 Ti.CN/ C 8 HCl "

Die Reaktion läuft bei Temperaturen über 1000 °C ab. Folglich lassen sich nur Werkzeuge
aus Hartmetall beschichten. Das Nebenprodukt HCl (Chlorwasserstoff = Salzsäure) muss
abgesaugt werden.

Neue Verfahren arbeiten z. B. mit anderen Reaktionspartnern oder Plasmen, die durch
eingekoppelte, elektrische Felder erzeugt werden. Ziel ist die Absenkung der Substrat-
temperaturen. Zu diesen Verfahren gehören z. B. PECVD (Plasma Enhanced CVD, auch
als PACVD, Plasma Assisted bzw. Activated, bezeichnet (680. . . 750 °C); Abb. 11.11) und

MT-CVD (Mitteltemperatur-CVD (700. . . 900 °C)). Sie sind Mischformen zwischen CVD
und PVD.

Die Beschichtung von Werkzeugen aus Sinter-Hartmetall mit TiN (goldfarben), TiC
und Ti(CN) auch in Mehrlagen zur Erhöhung der Standzeit und -menge von Werkzeugen
ist Stand der Technik.

11.2

Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

445

Abb. 11.12 PVD-Verfahren

(Ion-Bond-Plating), schema-
tisch

11.2.4.2

PVD-Verfahren (Physical Vapour Deposition)

PVD-Verfahren arbeiten prinzipiell bei niedrigeren Temperaturen, die sich aus der An-
wendung physikalischer Wirkungen ergeben.

I

Beschichtungsstoffe werden aus einer Schmelze durch Verdampfen oder aus

Feststoffen atomar in den Gaszustand versetzt und scheiden sich am kälteren

Werkstück (Substrat) ab. Die Substrat-Temperaturen (50. . . 500 °C) sind relativ
niedrig.

Physikalische Wirkungen sind z. B.:

Unter Vakuum (10. . . 3 Pa) verdampfen die Stoffe bei niedrigeren Temperaturen.

In einem elektrischen Feld (C Vakuum) werden die Teilchen beschleunigt und haften
besser.

Geringe Wärmeleitung im Vakuum und größerer Abstand zwischen Metalldampfquelle
und Werkstück halten dessen Temperatur niedrig.

Zur Steigerung der Abscheiderate werden die Gasteilchen durch elektrische Felder be-
schleunigt und als Teilchenstrom auf das Substrat geschossen. Die Temperaturen liegen
bei 160. . . 500 °C.

Die Teilchenströme entstehen z. B. durch:

Kathodenzerstäubung (Sputtern): Aufprall von geladenen Teilchen (Ionen) beim sog.

Sputter-Ion-Plating

Elektronenstrahlverdampfung (E-Beam) beim sog. E-Beam-Ion-Plating

Lichtbogenverdampfung (Arc) beim sog Arc-Ion-Plating oder Ion-Bond-Plating

(Abb. 11.12). Bei Letzterem ist die Abscheiderate hoch, z. B. 18 µm=h für TiN-

Schichten.

Der gerichtete Teilchenstrom führt zu einer Schattenwirkung beim Beschichten, die Bau-
teilrückseite wird geringer getroffen. Teile mit komplizierter Geometrie (Hinterschneidun-
gen, enge Bohrungen) lassen sich deshalb schwierig mit gleichmäßiger Dicke beschichten.

Zum Ausgleich werden die Werkstücke in Halterungen planetenartig rotierend vor den

Strahlenquellen angeordnet.

446

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Abb. 11.13 Beispiel eines

(Ti, Al)N Deckschicht, hochverschleißfest

Schichtsystems zur Beschich-

TiN
zur Duktilisierung und Anpassung
tung von Werkzeugen

Al2O3
an die thermische Ausdehnung

AlN zur

Haftvermittlung

Substrat

Durch Einleiten reaktionsfähiger Gase können Metallverbindungen erzeugt werden.

Durch Einbau mehrerer Verdampfungsquellen lassen sich verschiedene Metalle gemischt
oder nacheinander in einem Arbeitsgang verdampfen und durch die Reaktionsgase in die
gewünschte Verbindung umwandeln.

Prozessgase sind: N2, CH4, C2H4. So entstehen z. B. die Schichtwerkstoffe

TiAlN, (Cr, Al)N, Ti+Al2O3, TiN+SiC.

Durch unterschiedliche Wärmedehnungen von Substrat- und Schichtwerkstoff entste-
hen Schubspannungen, die zum Ablösen der Schicht führen können.

Mehrfachschichten (multilayer) können Schichthaftung und Verschleiß optimieren.

Eigenspannungen infolge der unterschiedlichen Wärmedehnungen von Substrat- und

Schichtwerkstoff werden minimiert (Abb. 11.13).

Neue Verfahren, z. B. H.I.P.-Technik (High Ionisation Pulsing), arbeiten mit pul-
sierenden Plasmen oder Strahlen. Während des Impulses erhalten die Teilchen höhere

Ionisation und Energie (damit auch bessere Haftung) als bei konstantem Energieeintrag,
während die Substrate auf niedrigeren Temperaturen verbleiben. Das führt zu kleineren

Korngrößen (Abb. 11.14).

Supernitride ist die Bezeichnung für nach gepulsten Verfahren hergestellte Schichten,
z. B. (Ti, Al)N aus TiN und AlN-Mischkristallen mit höherem Al-Anteil, dadurch hoch
oxidationsbeständig.

Al bildet eine Al-Oxidschicht, die eine weitere Oxidation unterbindet. Supernitride
zeigen 30. . . 50 % weniger Werkzeugverschleiß als konventionell hergestellte Schichten

(Abb. 11.14).

Abb. 11.14 Bruchbilder von (Ti, Al)N-Schichten, a konventionell, b mit H.I.P. hergestellt (Ceme-

Con)

11.3

Lager- und Gleitwerkstoffe

447

11.2.5

Beschichten aus dem ionisierten Zustand

Mit den Verfahren der Elektrolyse (Galvanik) können Metalle und auch Legierungen zum

Korrosionsschutz und zu dekorativen Zwecken auf Bauteile und Halbzeuge aufgebracht
werden.

Bei der Elektrolyse liegt der Schichtwerkstoff im Elektrolyten als Ion vor. Das Werk-
stück ist als Kathode (Minus-Pol) einer Gleichstromquelle geschaltet. Die positiv gelade-
nen Metall-Ionen lagern sich auf der Oberfläche an und werden dort reduziert.

Hartverchromen arbeitet mit höheren Stromdichten, dabei werden H-Atome auf Zwi-
schengitterplätze in das entstehende Cr-Gitter eingebaut. Die Gitterverzerrung ist Ursache
einer Härte von ca. 1000 HV mit sehr geringer Zähigkeit. Die Folge sind Mikrorisse in
den Schichten, die bis 1 mm Dicke haben können.

Mikrorisse mindern die Korrosionsbeständigkeit und Dauerfestigkeit von Bautei-
len, dienen aber als Schmierstoffreservoir. Komplizierte Teile werden ungleichmäßig
beschichtet (Nacharbeit).

Außenstromlos abgeschiedene Schichten entstehen durch Tauchen in Metallsalzlö-
sungen, die ein Reduktionsmittel als Elektronenlieferant enthalten. In Ni-Salzbädern wer-
den Schichten abgeschieden, die Ni mit den Elementen P oder B enthalten. Da elektrische

Felder fehlen, ist die Abscheidung an Kanten und in Bohrungen gleich groß bei Dicken
bis zu 1 mm.

Anwendung finden außenstromlos abgeschiedene Schichten bei Hydraulikzylindern,

Kolbenstangen, Werkzeugen.

Nach einer Wärmebehandlung wird durch feindisperse Ausscheidungen von Ni-
ckelphosphid Ni3P die Härte auf ca. 1000 HV erhöht. Die Schichten sind zäher als

Hartchrom, die Dauerfestigkeit bleibt erhalten. Günstig bei adhäsivem und Zerrüttungs-

Verschleiß, auch gegen Tribooxidation.

Die Kombination vieler Werkstoffe ermöglicht Funktionsschichten zur Verbesserung
der Gleit- und Verschleißeigenschaften, Warmfestigkeit oder zum Oxidationsschutz.

Dispersionsschichten auf Metallbasis entstehen durch Ausscheidung aus Lösungen, in
die feinste Teilchen (0,01. . . 10 mm) harter Stoffe (WC, SiC, Diamant) oder Festschmier-
stoffe (PTFE, Mo2S) bis zu 30 % eingelagert sind. Matrixwerkstoffe sind Ni, Cu, Co und

Ag.

Verwendet werden Dispersionsschichten z. B. als Ni/P-Schicht mit SiC für Zylinder-
laufbuchsen von Kleinmotoren, Gleitlagerschalen, Ventilkugeln mit PTFE in Ni-Matrix.

11.3

Lager- und Gleitwerkstoffe

11.3.1

Allgemeines

Bei der Kraft- und Bewegungsübertragung berühren sich Maschinenteile und gleiten auf-
einander. Sie bilden ein Tribosystem (Abb. 11.16). Grundkörper sind meist Bauteile aus

448

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Dicke in mm

0,01

0,1

1,0

10

100 μm

1

10

100 mm

Plattieren (Fügen)

Auftragschweißen

Thermisch Spritzen

Umschmelzverfahren

Galvanisch Abscheiden

Thermochemische V.

Randschichthärten

CVD-, PVD-Verfahren

Ionenimplantieren

Dicke in μm

10–2

10–1

1

10

100

1000
μm

Abb. 11.15 Übersicht, Beschichtungsverfahren und Dickenbereich

Elemente/Beispiele

Tribosystem

Elemente/Beispiele

2 Gegenkörper (-stoff): Wellen-

5 Beanspruchungskollektiv,
zapfen, Führungsprisma,
bestehend aus den Größen:

Gestein, Pressmassen

• Normalkraft

FN, nach Richtung,

3 Zwischenstoff: Schmierstoff

Betrag und zeitlichem Ablauf sehr

(verschleißmindernd), Abrieb
unterschiedlich

(verschleißfördernd)

• Relativgeschwindigkeit
v der

1 Grundkörper (der für den Ver-

Bewegung (gleitend, wälzend,
schleiß wichtigere): Lagerschale,
stoßend, oder strömend bei

Führungsbahnen, Baggerschaufel,

Flüssigkeiten oder Gasen)

Förderband, Drehmeißel

• Temperatur

T wirkt besonders auf

4 Systemumhüllende sind die um-
die Zähigkeit (Viskosität) des
gebenden Stoffe, meist Luft mit

Schmierstoffes ein und begünstigt

Anteilen an O2, CO2, SO2 oder
zusammen mit der

H2O und Staub

• Beanspruchungszeit
tB Reaktionen
zwischen Verschleißpaarung und

Umgebungsmedium

Abb. 11.16 Tribosystem

Stahl oder Gusseisen im weichen, gehärteten oder beschichteten Zustand. Die Gegenkör-
per (Lagerwerkstoffe) sollen geringen Verschleiß und geringen Schmiermittelverbrauch
verursachen, die Paarung eine niedrige Reibungszahl ausweisen.

Weitere Tribosysteme sind z. B. Zahnradpaarungen, Schnecke/Rad, Schraube/Mutter
mit anderen Beanspruchungskollektiven.

Für diese Beanspruchungen stehen zahlreiche Lagerwerkstoffe zur Verfügung. Neben
unterschiedlichen Legierungen sind auch Polymere und Keramik geeignet.

Beim System Welle/Lager muss die entstehende Reibungswärme abgeführt werden,
damit die Lagertemperatur nicht unzulässig ansteigt, wobei durch Wärmedehnung ein

Klemmen auftreten kann.

11.3

Lager- und Gleitwerkstoffe

449

Tab. 11.26 Anforderungen an Lagerwerkstoffe und Eigenschaftsprofil

Anforderungen an Lagerwerkstoffe

Werkstoffeigenschaften

Belastbarkeit (Flächenpressung) und Fähigkeit,

Heterogene Gefüge mit härteren Tragkristallen

Fremdkörper einzubetten und Schmiertaschen
und weicheren Gefügeteilen
zu bilden

Geringe Wärmeentwicklung, aber gute Ablei-

Niedrige Reibzahl und hohe Wärmeleitfähig-
tung von Reibungswärme, kein Klemmen durch keit, Wärmedehnungen beachten

Wärmeausdehnung

Niedriger Verschleiß = hohe Lebensdauer

Geringe Neigung zum Kaltschweißen (geringe

Adhäsionsneigung, Abrasionswiderstand hoch)

Bei Mangelschmierung oder Ausfall soll ein

Oberflächlich schmelzende Bestandteile oder
kurzzeitiges Gleiten aufrechterhalten werden

Festschmierstoffe im Gefüge

(Notlaufeigenschaften)

Bei nicht exakt fluchtenden Achsen kein Bruch

Angepasste Zähigkeit, hohe Dauerfestigkeit
durch Kantenpressung, Stoßbelastung oder
durch Ermüdung

Tab. 11.27 Gefüge der Lagerwerkstoffe

Gefüge

Werkstoffe

Harte Kristalle in wei-

Pb-Sn-Legierungen mit Antimon, PbSb-Kristalle sind härter (Hartblei)

cher Matrix
als das Grundgefüge, ebenso SnSb als Intermetallische Phase

Weiche Gefügebe-

Cu-Zn, Cu-Sn, Cu-Al mit Zusätzen: Härtere Intermetallische Phasen
standteile in härterer
in weicheren Cu-Mischkristallen (kfz); Cu-Sn-Pb mit härteren CuSn-

Matrix

Phasen mit weicherem Pb (Pb ist im Cu unlöslich und erstarrt als letzte

Phase) in feiner Verteilung

Homogene Gefüge

Cu-Sn-Legierungen bei geringen Sn-Anteilen, P zur weiteren Misch-

(Mischkristalle)

kristallverfestigung und Minderung der Verschweißneigung, P hat

Affinität zum Schmierstoff

Heterogene Gefüge aus Trockengleitlager: Stahlstützschale mit aufgesinterter CuSn-Schicht

Metall- und Nichtme-

(Bronze) und aufgewalzter PTFE- oder POM-Schicht mit Festschmier-
tallphasen
stoffanteil (Graphit)

Selbstschmierende Lager: Sintereisen oder -bronze. Porenräume mit Öl,

Fett oder Graphit gefüllt

In Tab. 11.26 sind die Anforderungen an Lager- und Gleitwerkstoffe mit den erforder-
lichen Werkstoffeigenschaften gegenübergestellt. Die Gefüge der Lagerwerkstoffe behan-
delt Tab. 11.27.

Bauweise von Gleitlagern

Massivgleitlager: Die gesamte Lagerschale besteht aus dem Lagerwerkstoff (Cu-

Knet- und Gusslegierungen) als Sand-, Kokillen-, Strang- oder Schleuderguss, je nach

Größe und Stückzahl.

Verbundgleitlager (alle Lagerwerkstoffe) in dünneren Schichten auf korrosionsge-
schützten, verzinnten oder verkupferten Stahlstützschalen (1. . . 3 mm) zur Kraftüber-

450

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Tab. 11.28 Lagermetalle, Übersicht Legierungssysteme

Legierungen

Beschreibung

Blei-Antimon-Zinn DIN ISO 4381/00 für Verbundlager mit kleinen Anteilen von Cu, As, Cd,

7 Sorten

Gusslegierungen

Dreifachsystem aus zwei eutektischen Systemen (Pb-Sn und Pb-Sb)

PbSb15SnAs
kombiniert mit einem peritektischen (SbSn) mit kompliziertem Erstar-

PbSb15Sn10
rungsverlauf. Primäre Ausscheidung der harten Sb-reichen intermetallischen

PbSb10Sn6

ˇ-Phase, die als Tragkristalle in der Grundmasse (Pb C ˇ) vorliegen. As und

SnSb12Cu6Pb

Cd wirken weiter verfestigend. Bei Cu-haltigen Sorten scheidet sich primär
eine harte, intermetallische CuSn-Phase dendritisch aus. Sie hält die später
kristallisierten würfelförmigen SbSn-Kristalle in der bleireichen Schmelze
in Schwebe. Diese Sorten sind auch in DIN ISO 4383/00 für dünnwandige

Gleitlager enthalten

Kupfer-Blei-Zinn-(Zink) DIN ISO 4382-1/91 (Gusslegierungen für dickwandige Massivgleit-
lager)

CuPb8Pb2

Blei ist in Cu unlöslich, es bleibt zwischen den CuSn-Mischkristallen und

CuSn10Pb
härteren CuSn-Phasen flüssig und erstarrt zuletzt. Zn ersetzt teilweise das

CuSn7Pb7Zn3
teure Sn (Rotguss). Pb wirkt bei Überhitzung als Notschmierstoff. Mit
steigendem Pb-Gehalt sinkt die Härte, mit dem Sn-Gehalt steigt die Streck-
grenze
für dickwandige Massiv- und Verbundlager

CuPb9Sn5

Al erhöht Korrosionsbeständigkeit und Gleiteigenschaften, Fe verhindert

CuPb10Sn10
das Entstehen spröder Phasen. Verschleißfeste, homogene Gefüge

CuPb15Sn8
mit geringen Notlaufeigenschaften

CuPb20Sn5

Harte Werkstoffe geeignet für gehärtete Gegenkörper (Wellen), mit hoher

CuAl10Fe5Ni5

Zähigkeit und Dauerfestigkeit

DIN ISO 4383/00 (Verbundwerkstoffe für dünnwandige Verbundlager)

CuPb10Sn10

Gesintert auf Stahlstützschale. Mit dem Pb-Gehalt steigt der Verschleißwi-

CuPb17Sn5
derstand im Bereich der Mischreibung und Korrosionsbeständigkeit gegen

CuPb24Sn4

Schwefelverbindungen, deshalb Einsatz in Kfz-Verbrennungsmotoren mit

Stillständen und Kaltstarts

Kupfer-Zinn Kupfer-Zink DIN ISO 4382-2/91 (Knetlegierungen für Massivlager)

CuSn8P

Homogene Gefüge aus kfz-Mk. bis etwa 8 % Sn, darüber heterogene mit der

CuZn31Si1
härteren intermetallischen ı-Phase

CuZn37Mn2Al2Si

(Sondermessing), kfz-Mischkristallgefüge, zähhart, geringe Notlaufeignung

CuAl9Fe4Ni4

Sehr hart, seewasserbeständig, für Konstruktionsteile mit Gleitbeanspru-
chung

Aluminium mit Sn, Cu, Mg für dünnwandige Verbundlager

Al Sn20Cu
weich

Al ist leicht und gut wärmeleitend, gleiche Wärmausdehnung wie

Al Sn6Cu
härter
bei Al-Gehäusen, die Al-Oxidschicht verhindert Adhäsion und

Al Si11Cu
hart

Korrosion Dünnwandig auf Stahlblech gewalzt und mit galvani-

Al Zn5Si1,5Cu1
hart
scher Gleitschicht versehen

Pb1Mg

Gleitschichten
weich

Galvanisch aufgebrachte Gleitschichten zum Einlaufen

PbSn10Cu2

(ca. 0,02 mm)

PbSn10, PbIn7

PbIn7 für Cu-Pb- und hochfeste Al-Legierungen

11.3

Lager- und Gleitwerkstoffe

451
nahme und Ausgleich der Wärmedehnung. Tragschicht besteht aus Lagermetallen und
evtl. Zwischenschichten als Diffusionssperre. Teilweise ist eine äußere Gleitschicht
aufgebracht (Dreischichtlager).

Gleitschichten (overlay) aus PbSn(Cu) werden galvanisch in dünner Schicht aufge-
bracht (< 20 µm), wichtig zum Einlaufen, für Grenzreibungszustände und als Korrosi-
onsschutz.

11.3.2

Lagermetalle

Kennzeichen der Lagermetalle sind im Basismetall unlösliche Komponenten. Diese er-
starren – abhängig vom Schmelzpunkt – als erste (Cu) oder letzte Phase (Pb). Auf diese

Weise erhält man harte oder weiche Phasen im evtl. durch weitere LE verfestigten Grund-
gefüge (Tab. 11.28). Es besteht die Gefahr von Seigerungen, deshalb wird Schleuderguss
angewandt mit schneller Abkühlung, z. B. beim Ausgießen von Stützschalen.

11.3.3

Weitere Lagerwerkstoffe, selbstschmierende Lager

Sintermetalle Porenraum mit Schmierstoff gefüllt, selbstschmierend

Sintereisen, < 0,3 % C, 1…5 % Cu

SKF

Lager mit kleinen Gleitgeschwindigkeiten (< 3 m/s), Haushalt- und

Sinterbronze, Cu + 9…11 % Sn

Büromaschinen, Ventilatoren, Pumpen, Tonbandgeräte

Gleitlagerfolie

Glacier

Al-Streckmetall mit PFTE und Fest-

Extrem dünnwandige Bauweise

DM®
schmierstoff eingewalzt und gesintert
für z. B. spielfreie Scharniere

Trockengleitlager: Stahlrücken mit CuSn10- oder CuPb10Sn10-Schicht (0,2…0,4 mm), Poren mit PFTE oder

POM und Festschmierstoffen gefüllt, als Einlaufschicht 5…30 μm oder dicker mit Schmiertaschen

Glycodur, Permaglide, statisch zul = 250 MPa,
niedrige Reibzahl, nicht zu schmierende Lager von Textil-,

DU-Trockenlager
dynamisch 80… 120 MPa Druckerei- und Haushaltmaschinen, Lichtmaschinen,
v

Spurstangenlager
max < 2 m/s

Thermoplastische Polymere für Gleitlager DIN ISO 6691 6 Sorten

Polyamid PA

PA6; PA66;

Ultramid, Sustamid,
zähhart, stoß- und verschleißfest, Gegenkörper: Wellen

PA11;PA12

Durethan
für schwingbeanspruchte Lager
gehärtet, geschliffen

Polyoxymethylen POM

Delrin, Hostaform

Kupplungen, Zahnräder. Für

Schmierstoff:

Mischreibung geeignet

Öl, Fett, Festschmier-

Polytetrafluorethylen PFTE

Teflon
weich, niedrige Reibzahl, kaltzäh
stoffe, Wasser

Polyimid PI

Kinel, Kerimid
hart, wärmebeständig bis 350 °C

Normen

DIN ISO 4378/09 – 1 Gleitlager – Lagerwerkstoffe u. Eigenschaften; – 2 Reibung und

Verschleiß; – 3 Schmierung; – 4 Grundsymbole; – 5 Anwendung von

Symbolen

DIN 1495-3/96

Gleitlager aus Sinterwerkstoff, Teil – 1 und – 2 sind Maßnormen.

452

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

11.4

Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

11.4.1

Begriffe

Diese neueren Werkstoffe werden auch als intelligente Werkstoffe (smart materials) be-
zeichnet. Sie reagieren – ähnlich den Lebewesen – auf äußere Reize mit bestimmten

Änderungen ihres Zustandes.

Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen werden für Sensoren oder Akto-
ren verwendet und sind für den neuen Technikzweig der Adaptronik von Bedeutung.

I Sensor Bauteil, das Änderungen physikalischer Größen erfassen und meist in Form
elektrischer Signale weitergeben kann.

Aktor (Aktuator) Gerät, das aufgenommene Signale durch Umwandlung zugeführter

Energie in Aktionen umsetzt. Auch Werkstoff, der bei Anlegen einer Spannung sich z. B.

verlängert und damit mechanische Arbeit verrichten kann.

Adaptronik befasst sich mit technischen Systemen, die mithilfe von Sensoren und

Aktoren sich automatisch geänderten, äußeren Bedingungen anpassen.

Als Reize wirken auf diese Werkstoffe von außen physikalische Effekte, wie z. B. me-
chanische Verformung, elektrische Spannungen oder magnetische Felder (Tab. 11.29).

Sie reagieren darauf mit Zustandsänderungen:

Auftreten einer elektrischen Spannung (Piezoeffekt)

Änderung der Lichtdurchlässigkeit (bei Gläsern).

Tab. 11.29 Werkstoffe der Adaptronik (Wirkungsweise ! Einzelabschnitte)

Werkstoffe

Wirkungsweise

Anwendung, Möglichkeiten

Piezokeramik

Kräfte bewirken Formänderung,

Sensoren zur Bauteilüberwachung,
die in proportionale, elektrische

Schallempfänger, Piezofeuerzeuge,

Spannung umgesetzt wird

Schwingungsdämpfung flächiger Bauteile,

Monolithisch,
z. B. Lärmreduktion an Rotorblättern

Fasern, Folien

Elektrostriktion ist die Umkeh-

Aktoren für Einspritzpumpen und -ventile,
rung (inverser Effekt)

Piezotasten, Ultraschallsender

Formgedächtnis- Ausgangsform wird durch

Brillengestelle, Rohrverbinder in hydrau-

Legierungen

Umformen verändert, nach
lischen Hochdruckanlagen Regelventile,

(Memory-Leg.)

Erwärmen (Strom) geht die

Stell-Antriebe im Modellbau

Verformung zur Ausgangsform
zurück

11.4

Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

453

Diese Änderungen sind reversibel, d. h. gehen bei Verschwinden der Anregung in den

Ausgangszustand zurück.

11.4.2

Piezokeramik

Piezoelektrizität

An Kristallen von Quarz, Bariumtitanat, BaTiO3 u. a. wird durch eine Formänderung
in Richtung bestimmter Kristallachsen das Gleichgewicht zwischen positiven und negati-
ven Ladungsträgern verschoben. Durch diese Polarisation tritt eine elektrische Spannung
auf (Abb. 11.17). Sie ist ein Maß für die Verformung. Diese Eigenschaft wird bei den

Sensoren ausgenutzt.

Elektrostriktion

Elektrostriktion ist die umgekehrte (inverse) Erscheinung, die Formänderung bei Anle-
gen einer Spannung, und wird bei den Aktoren ausgenutzt. Sie verläuft sehr schnell und
geht nach Abschalten mit einer gewissen Hysterese zurück. Werkstoff für Anwendungen
im Maschinenbau ist als Weiterentwicklung von Bariumtitanat das Blei-Zirkon-Titanat,

Pb(ZrTiO3), kurz PTZ.

Angewandt wird die Elektrostriktion in Aktoren z. B. zur Feinpositionierung von Ge-
räten für die Herstellung von Mikro- oder Nanostrukturen (Computer-Chips), für Ven-
tilantriebe für Motoren. Werkstoff wird auch als Folie und Faser mit Polymerschutz und

Kontakten zur Stromeinleitung hergestellt. Folien werden übereinander gelegt (Multi-
layer), um im Paket größere Längenänderungen zu erzielen.

Abb. 11.17 Piezoelektrisches Prinzip beim Quarz SiO2. SiC große, O kleine Kreise. a Ionen eines

Quarz-Kristalls im Ruhezustand (schematisch). b Durch Kräfte in x-Richtung wird der Kristall
gestaucht und der positive Ladungsschwerpunkt (Dreieck, große Kreise) liegt tiefer als der negative.

Es entsteht eine Polarisation mit dem C-Pol unten. c Durch Kräfte in y-Richtung wird der Kristall
gestreckt, der positive Ladungsschwerpunkt verlagert sich nach oben und der C-Pol kommt nach
oben zu liegen

454

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

11.4.3

Formgedächtnis-Legierungen

Die Stoffe werden auch Shape-Memory-Legierungen (shape memory alloys, SMA) ge-
nannt und nutzen den Memory-Effekt. Dazu gehören die Systeme NiTi (Abb. 11.18),

CuAlZn und AuCd. Technische Bedeutung hat Ni50Ti50 (Nitinol) gewonnen.

Innere Vorgänge Bei der Abkühlung erfolgt eine Gitterumwandlung von kubisch (Aus-
tenit) zu martensitisch (Zwillingsstruktur) ohne Formänderung. Bei Erwärmung verläuft
der Vorgang entgegengesetzt mit einer Hysterese (Abb. 11.18). Die zugehörigen Tempe-
raturen sind für

Martensitbildung: Beginn Ms und Ende Mf

Austenitbildung: Beginn As und Ende Af .

Temperaturbereich, Breite und Steigung der Hystereseschleife hängen vom Legierungstyp
ab und lassen sich durch dritte LE verändern.

Bei einer Verformung des Martensits unterhalb der Umwandlungstemperatur Tü wird
die Zick-Zack-Form ohne Platzänderung der Atome in Schritten längs der Zwillingsebe-
nen ausgerichtet (Abb. 11.19; diffusionslose Umwandlung). Das geschieht bei niedrigen

Kräften bis zu einer Dehnung von ca. 8 %. Nach Erwärmung oberhalb der Umwandlung-
stemperaturen versucht das Teil seine ursprüngliche Form wiederherzustellen. Dabei kann
das Bauteil eine Kraft ausüben, die bei zwei Anwendungen genutzt wird.

Anwendung 1: Kraft-Weg-Nutzung (Aktor), wiederholbarer Effekt (Abb. 11.19, Pfeil 2-

Weg)

Erfolgt die Verformung des Martensits, z. B. eines Drahtes, durch eine konstante Kraft

(Gewicht), so wird nach Erwärmung über die Umwandlungstemperaturen (Austenit) die

Last wieder angehoben. Nach Abkühlung (zu Zwillingsmartensit) kann die Last die Ver-
formung neu beginnen.

Beispiele sind temperaturabhängige Regelventile, Thermoschutzschalter oder Stellantrie-
be für Modellbahnsignale.

Abb. 11.18 Umwandlungen
und Hysterese bei NiTi (nach

Stöckel)

11.4

Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

455

Abb. 11.19 Mechanismus des

Formgedächtnis-Effektes (nach

Stöckel)

Anwendung 2: Unterdrücktes Formgedächtnis, einmaliger Effekt (Abb. 11.19, Pfeil 1-

Weg)

Bei Erwärmung bis oberhalb der Temperatur Tü wandelt sich der verformte Martensit
wieder zurück in Austenit. Das Bauteil wird an der Rückumformung gehindert und es
entsteht eine Spannung. Sie ist der unterdrückten Dehnung proportional.

Beispiele sind Rohrverbinder für Hochdruckhydraulikleitungen im Flugzeugbau,

Schrumpfringe zur Fixierung von Elementen auf Wellen.

Weitere Anwendungen

Freies Formgedächtnis Das verformte Teil kehrt beim Erwärmen ohne Kraftanwendung
in die Ausgangsform zurück.

Beispiele sind formbare Instrumente oder Werkzeuge in der Medizintechnik. Nach

Gebrauch und Sterilisation nehmen sie die Ausgangsform an und können neu gebogen
werden.

Voraussetzung ist eine tiefe Lage der Umwandlungstemperaturen, der Werkstoff ist bei
der Anwendung stabil austenitisch.

Superelastizität ist ein elastisches Verhalten bis zu 10 % Dehnung (10-mal größer
als bei normalen Legierungen). Die Austenit-Martensit-Umwandlung erfolgt bei diesen

Sorten nicht durch Abkühlung, sondern durch Verformung oberhalb der Umwandlungs-
temperaturen.

Dabei entsteht bei niedrigen Spannungen Martensit (sog. spannungsinduzierter M.) oh-
ne Zwillingsstruktur. Nach Entlastung nimmt das Gitter (ohne Erwärmung!) wieder die
stabilere, austenitische Struktur und damit die Ausgangsform an.

Für den medizinischen Bereich gibt es zum Beispiel NiTi-Basislegierungen mit Um-
wandlungstemperaturen unterhalb der Körpertemperatur. Angewandt werden sie z. B. für

Gefäßstützen (Stents), Zangen und Drähte für die minimal-invasive Chirurgie, superelas-
tische Brillengestelle und Antennen für Mobiltelefone.

456

11

Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

Literatur

1. Czichos, H.: Mechatronik. Vieweg + Teubner (2008)

2. Stöckel, D.: NiTi-Formgedächtnislegierungen – Intelligente Werkstoffe für moderne Problemlö-
sungen, VDI-Bericht 797, S. 203 (1990)

3. Wick, A., Nußkern, H., Stöckel, D.: Nickel-Titan – ein außergewöhnlicher Werkstoff. VDI-

Bericht 1595, S. 269 (2001)

4. GST Gesellschaft für Systemtechnik (Krupp): Firmenschrift

Literaturhinweise Pulvermetallurgie

5. FPM, Fachverband Pulvermetallurgie. Vorlesungsreihe von H. Silbereisen, G. Zapf und K. Dalal

(mit Dias). www.pulvermetallurgie.com

6. Kolaska, H. (Hrsg.). Hagener Symposium, Pulvermetallurgie in Wissenschaft und Praxis. FPM,

2003

7. Sintermetallwerk Krebsöge, Radevormwald. Krebsöge Infos

8. PEAK-Werkstoff GmbH. Informationsschriften. www.wkw.de

9. Plansee. Information über Werkstoffe und Anwendungen. www.plansee.com

Literaturhinweise Schichten

10. mo, Metalloberfläche. Hanser-Verlag (Zeitschrift)

11. Benninghoff, H.: Moderne Oberflächen in der industriellen Praxis. Ingenieur-Werkstoffe 7+8

(1989)

12. Bode, E.: Funktionelle Schichten. Hoppenstedt, 1989

13. Grünling, H.W. u. a.: Beschichtungstechnologie – heutige und künftige Anwendung von Schich-
ten. VDI-Bericht 670, S. 57–94

14. N.N.: Oberflächenanalyse: Die wichtigsten Verfahren. Ingenieur-Werkstoffe 7+8 (1989)

15. Maier, K.: NiSiC – Dispersionsschichten im Motorenbau. In: Verbundwerkstoffe und Werkstoff-
verbunde, DGM, 1993

16. Pursche, G. (Hrsg.): Oberflächenschutz vor Verschleiß. Verlag Technik, Berlin (1990)

17. Steffens, H.-D., Wilden, J.: Moderne Beschichtungsverfahren. Dt. Gesellschaft für Materialkun-
de, DGM Informationsgesellschaft. Frankfurt (1996)

18. VDI-Richtlinie

3198/1992. Beschichten
von

Werkzeugen
der

Kaltmassivumformung

(CVD,PVD) (zurückgezogen)

19. DVS, Deutscher Verband für Schweißtechnik; DVS-Verlag Düsseldorf. DVS-Merkblatt Thermi-
sches Spritzen; DVS Korrosionsschutz von Stählen und Gusseisenwerkstoffen durch thermisch
gespritzte Schichten aus Zn und Al

Literatur

457

Informationen

20. INO Info-System, FhG. CVD/PVD-Schichten ipa.fraunhofer.de

21. AHC-Oberflächentechnik. Beschichtungen für Eisen- und NE-Metalle mit verschiedenen Funk-
tionen. www.ahc-surface.com

22. Balzers. PVD-Schichten; Balinit®Sorten. www.oerlikon.com/balzers

23. CemeCon AG. CVD/PVD-Anlagen, Schichten. www.cemecon.de

24. VDI. Wissenstransfer Oberflächentechnik. www.surface-net.de

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz 12

12.1

Einführung

I

Korrosion ist die chemisch-physikalische Reaktion eines metallischen Stoffes mit
seiner Umgebung, die zu einer Eigenschaftsänderung führt, welche die Funkti-
on eines metallischen Bauteiles oder des zugehörigen Systems beeinträchtigt.

Reaktionen des Metalls mit dem Umgebungsmedium, in dem das eigentliche An-
griffsmittel enthalten ist, wandeln den Werkstoff in das Korrosionsprodukt (z. B. Rost)

um. Es kann löslich, locker oder auch fest haftend sein.

Korrosion (lat. corrodere D zernagen) – z. B. das Rosten des Stahles – verursacht Schä-
den, die jährlich auf ca. 4 % des Bruttosozialproduktes geschätzt werden. Sie steht damit
als Schadensursache gleichrangig neben dem Verschleiß. Korrosion und Korrosionsschutz
haben deshalb große Bedeutung. Es wird durch eine große Anzahl von Normen und ande-
ren technischen Regeln deutlich.

Die Folgen sind aus dem Alltag bekannt und führen meist zu einem Werkstoffverlust
mit folgenden Auswirkungen:

Schwächung der Querschnitte, dadurch höhere Spannung mit größerer Dehnung unter

Last, zunächst elastisch, dann plastisch, evtl. Brüche oder Durchrosten von Rohren mit

Leckagen. Der Werkstoffabtrag betrifft die Randschichten, das vermindert die Flächen-
momente der Bauteile besonders stark, dort herrschen die maximalen Spannungen.

Verletzung der Oberfläche, dadurch evtl. eine Minderung der dekorativen Wirkung,
weiterhin Kerbwirkung mit Abfall der Dauerfestigkeit dynamisch belasteter Bauteile.

Bei Dauerversuchen in Salzlösung wird keine Dauerfestigkeit erreicht, die Wöhlerkur-
ve geht nicht in eine Waagerechte über (Abb. 12.5).

Volumenvergrößerung durch das Korrosionsprodukt, dadurch Blockierung beweglicher

Teile und Sprengwirkung in engen Spalten, z. B. „Festrosten“ von Schrauben oder

Nabe/Welle-Verbindungen, Aufwölben von Lackschichten oder Punktschweißnähten
durch Rost.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

459

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_12

460

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Korrosionsschäden liegen erst dann vor, wenn die Funktion des Bauteils oder Systems
beeinträchtigt ist (Definition oben). Bei dekorativen Flächen kann dies bereits eine Ver-
färbung sein, während z. B. beim Kanaldeckel eine Rostschicht noch keinen Schaden
darstellt.

Korrosionsschäden können bei einer Produkthaftung zu Auseinandersetzungen führen.

Dabei wird der Stand der Technik an den geltenden Normen gemessen werden.

Korrosion erfolgt durch chemisch-physikalische Reaktionen. Diese können in drei

Gruppen eingeteilt werden. Die letzte – die elektrochemische Reaktion – tritt am häu-
figsten und in zahlreichen Varianten auf und ist Schwerpunkt des Abschnittes Korrosion

(Abschn. 12.2).

Normen: Korrosion der Metalle und Legierungen

DIN EN ISO 8044/99 – Grundbegriffe und Definitionen

DIN 50900-2/02 – Elektrochemische Begriffe

DIN EN 12502/04 – Abschätzung der Korrosionswahrscheinlichkeit in Wasserver-
teilungs- und -speichersystemen (5 Teile)

12.1.1

Chemische Reaktion

Diese Art der Reaktion findet zwischen Metall und Gasen statt (Hochtemperatur- und

Heißgaskorrosion). Das Korrosionsprodukt wächst auf dem Grundmetall in Schichten auf,
die meist durchlässig sind und dann durch Diffusion weiter wachsen können.

Beispiele für eine chemische Reaktion

Anlassfarben bei Stahl und Anlaufen von Metallen in Gasen durch Bildung von Oxid-
oder Sulfidschichten, Silber wird schwarz;

(Ver-)Zunderung von Stahl in heißen Gasen. Es entstehen die Oxide FeO, Fe3O4
und Fe2O3, Letzteres unter Volumenvergrößerung und Lockerung der Schicht.

12.1.2

Metallphysikalische Reaktion

Oberflächliche Auflösung bei Kontakt mit Metallschmelzen, Erhöhung der Rauheit,
z. B. haben Druckgussformen für Al-Legierungen kleine Standzeiten, da bei den hohen

Gießtemperaturen Fe aus der Oberfläche des Werkstückes gelöst wird.

Gitterumwandlungen bei tiefen Temperaturen, z. B. vollzieht sich bei Zinnpest eine

Umwandlung des tetragonalen Gitters in ein rhomboedrisches mit größerem Volumen
bei unter 13 °C.

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

461

Eindiffundieren von H-Atomen in Zwischengitterplätze von Ferrit auch bei niedriger

Temperatur. Wasserstoff kann dabei durch andere chemische Reaktionen entstehen.

Den Abfall der Zähigkeit nach dem Beizen in Säuren bei abgeschreckten oder kaltver-
festigten Stählen bezeichnet man als Beizsprödigkeit.

12.1.3

Elektrochemische Reaktion

Bei dieser Reaktion sind elektrische Ströme beteiligt. Sie entstehen, wenn Metalle in Kon-
takt mit sog. Elektrolyten kommen, in den meisten Fällen Wasser, das Ionen enthält und
so elektrischen Strom transportieren kann.

Elektrolyte sind alle Stoffe mit beweglichen Ionen:

Salzlösungen (wichtigste), Säuren, Laugen,

Salzschmelzen (Schmelzflusselektrolyse),
durch elektrische Felder ionisierte Luft, z. B. Blitze, Lichtbögen oder auch Gase mit
hohem Unterdruck und hohen Temperaturen (PVD-Verfahren, Ionitrieren),
spezielle Polymere und Oxidkeramik in Brennstoffzellen (Feststoffelektrolyte).

Zusammen mit den metallischen Bauteilen ergeben sich galvanische Elemente. In gal-
vanischen Elementen wird elektrische Energie aus der Oxidation eines unedlen Metalls
gewonnen, das dabei in Ionenform (positives Kation) in Lösung geht (Abschn. 12.2.3).

Wegen der Häufigkeit von Kontakten vieler Bauteile mit Wasser (Regenwasser,

Brauchwasser usw.) ist das die wichtigste Reaktionsart.

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

12.2.1

Die Entstehung von Ionen

Ionen (Ion, griech. das Wandernde) entstehen aus Atomen oder Atomgruppen durch Abga-
be oder Aufnahme der Valenzelektronen (Tab. 12.1). Sie erhalten dadurch eine elektrische

Ladung.

Metalle sind wegen ihrer unvollständigen Elektronenhülle bis auf die Edelmetalle

(Gold, Platin u. a.) unbeständig und gehen deshalb chemische Verbindungen z. B. mit

Tab. 12.1 Bildung von Ionen

Elemente oder Gruppe

Elektronen

Ionen und Ladung

Reaktionstyp

Metalle, Wasserstoff

Werden abgebeben

Positive Kationen

Oxidation

Nichtmetalle, OH-

Werden aufgenommen

Negative Anionen

Reduktion

Gruppe, Säurereste

462

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.2 Ionenbindungen

Zusammensetzung

Beispiel

Base

Metall-Ion(en), OH-Gruppe(n)

Natriumhydroxid NaOH ! NaC C OH

Säure

H-Ion(en), Säurerest-Ion(en)

Schwefelsäure

H

!

2SO4

2HC C SO

4

Salz

Metall-Ion(en), Säurerest-

Kupfersulfat

CuSO !

4

CuCC C SO2

4

Ion(en)

Nichtmetallen ein. Dabei gehen Valenzelektronen auf das Nichtmetall über, und es wird

Energie frei.

Beide Partner erhalten dadurch (im Idealfall) die stabile Edelgashülle und sind in die-
sem energieärmeren Zustand (z. B. als Oxide) beständig. Bei der Metallgewinnung muss
die Energie wieder zugeführt werden (Reduktionsenergie).

Die ungleich geladenen Ionen ziehen sich an, es entsteht dadurch eine chemische

Verbindung. Die Partner werden durch die Ionenbindung (auch heteropolare Bindung)

zusammengehalten. Dazu gehören folgende Stoffe (Tab. 12.2):

Anziehungskraft ist die elektrostatische Anziehung nach Coulomb. Sie errechnet sich
aus:

Kraft F D

C

Produkt der Ladungen=Abstand2

Der Abstand ist die Summe der Ionenradien. Die Kraft gilt für das Vakuum und wird durch

Lösungsmittel erniedrigt.

12.2.2

Ursache der Ionenleitfähigkeit von H2O

Reines Wasser hat eine sehr geringe elektrische Leitfähigkeit, es besteht überwiegend aus

H2O-Molekülen. Die beiden H-Atome liegen jedoch nicht in einer Achse mit dem O-

Atom, wie in einer Perlenkette, sondern gewinkelt (Abb. 12.1).

Das O-Atom zieht die bindenden Elektronen stärker zu sich als die H-Atome. Dadurch
ist die H-Seite des Moleküls positiv, die O-Seite negativ geladen, das Molekül wird zum

Dipol. Im gelösten Zustand sind die Ionen dann von Wasser-Dipolen umgeben, sie bilden
die Hydrathülle. Sie hat nach außen die gleiche elektrische Polarität wie das umhüllte

Ion.

Durch den größeren Abstand verringert sich die Coulomb’sche Kraft und die Ionen
werden im Wasser beweglich, d. h. sie können zu einer Elektrode mit entgegengesetzter

Ladung wandern.

Beispiel für die Auflösung von Ionenverbindungen

NaOH-Kristall im Wasser (Abb. 12.1). H2O-Dipole lagern sich mit der negativen O-

Seite an die positiven Na-Ionen an und andere mit der positiven an die negativen OH-

Ionen des NaOH-Kristalls und demontieren das Gitter, d. h. die Ionenverbindung löst
sich im Wasser.

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

463

Abb. 12.1 Dipol des Wassers

H +
und Hydrathülle

O H+

+H

+

O

H

H

+

+

H

OH–

O

No+

O

+

H

H

+

H

O H

+

+

+ H

O

H+

Der beschriebene Vorgang – die Aufspaltung einer Ionenverbindung im Wasser – wird
elektrolytische Dissoziation genannt, Wasser wird dadurch zu einem Elektrolyten, ei-
nem ionenleitenden Medium.

Die Abschwächung der Coulomb’schen Bindungskräfte in Lösungsmitteln wird durch
die sog. Dielektrizitätskonstante erfasst: Sie beträgt für Wasser ca. 80 und erniedrigt damit
die Anziehung der Ionen auf den 80-sten Teil.

12.2.3

Lösungsdruck

Das Bestreben eines Metalls, durch Elektronenabgabe in den Ionenzustand und damit
i. d. R. in Lösung zu gehen, wird als Lösungsdruck bezeichnet. Es erreicht dadurch einen

Zustand niedrigerer Energie und damit höhere Stabilität.

12.2.4

Galvanische Spannungsreihe

Beispiel für den Lösungsdruck

Versuch: Zn-Blech in einer CuSO4-Lösung, die aus CuCC und SO2-Ionen be-

4
steht. Das Zn-Blech überzieht sich langsam mit einer rötlichen Schicht aus Kupfer

(Tab. 12.3).

Ursache: Zn ist unedler, es hat gegenüber Cu den höheren Lösungsdruck (Galvanische

Spannungsreihe Tab. 12.4).

Tab. 12.3 Beschreibung des

Vorgang

Reaktion

Versuches

Reaktionsgleichung

Zn-Atome gehen als ZnCC-Ionen

Oxidation von Zn:

in Lösung:

Zn ! Zn2C C 2e

Die abgegebenen Elektronen können nicht abfließen und geben
dem Blech ein negatives Potential:

CuCC-Ionen werden angezogen,

Reduktion von Cu:

nehmen die Elektronen auf, werden

Cu2C C 2e ! Cu
reduziert und bilden die Cu-Schicht:

464

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.4 Galvanische Span-

Metall

Normalpotential=V Charakter
nungsreihe

Gold, Au

1,42

Silber, Ag

0,80

Edel

"

Kupfer, Cu

0,34

Wasserstoff, H

0

Blei, Pb

0;13

Zinn, Sn

0;14

Eisen, Fe (2C)

0;44

Chrom, Cr (3C)

0;74

Zink, Zn

0;76

#

Aluminium, Al

1;66

Unedel

Magnesium, Mg

2;38

Der Lösungsdruck kann als elektrische Spannung in Volt gegen eine Bezugselektrode
gemessen werden. Sie wird als Normal-Potential bezeichnet.

Als Bezugselektrode dient ein Platinblech, das von H2-Gas umspült wird. Der Wasser-
stoff H ist damit der Nullpunkt der Skala.

Die Zusammenstellung der Messwerte ergibt die galvanische Spannungsreihe

(Tab. 12.4).

Beschreibung der Spannungsreihe:

Oberer Teil: Hier liegen die relativ beständigen Edelmetalle, gegenüber dem Wasserstoff
sind sie positiv. Sie wirken gegenüber unedlen Metallen als Oxidationsmittel (Cu im

Versuch).

Unterer Teil: Unterhalb des Wasserstoffs liegen die unedlen Metalle. In Kontakt mit ei-
nem Elektrolyten haben sie ein stärkeres Bestreben, unter Abgabe von Elektronen als Ion
in „Lösung zu gehen“. Das zeigt sich durch eine höhere negative Spannung, ein negatives

Potential. Sie wirken gegenüber den edleren als Reduktionsmittel (Zn im Versuch).

12.2.5

Galvanisches Element

Im galvanischen Element als Stromquelle sind jeweils zwei Metalle mit einem Elektro-
lyten kombiniert, die in der Spannungsreihe weit auseinander liegen (Tab. 12.6). Die

Differenz der Normalpotenziale ergibt dann die Quellenspannung Uq.

In einer Trockenbatterie (Tab. 12.5) „fließen“ beim Schließen des Stromkreises Elektro-
nen. Sie werden von der Oxidation der Anode (Zn-Becher) geliefert, dafür gehen Zn-Ionen
in den Elektrolyten. Die Kathode (Graphitstab) bleibt unverändert, hier werden H-Ionen
entladen und zu H-Atomen reduziert.

Der auf der Kathodenoberfläche abgelagerte Wasserstoff senkt die Potentialdifferenz

C-Zn auf den Betrag H-Zn (die sog. Polarisation). Deshalb muss der entstehende Wasser-

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

465

Tab. 12.5 Trockenbatterie

Elektrolyt

Anode

Kathode

Uq

(Kohle-Zink-Element)

NH4Cl C H2O

Zink

Graphit

1,5 V

(Salmiak)

0;76 V

0,73 V
stoff mithilfe von MnO2 (Braunstein) entfernt werden. Das geschieht nach der Reaktions-
gleichung:

Depolarisation H C

)

2

MnO2

MnO C H2O

Dabei wird Wasserstoff zu Wasser oxidiert und MnO2 zu MnO reduziert.

12.2.6

Korrosionselemente

Abbildung 12.2 zeigt ein Bimetall-Element als einfaches Beispiel eines Korrosionsele-
mentes (Tab. 12.6).

Bei den verschiedenen Korrosionselementen werden Anode und Kathode nicht von
definierten Metallkörpern gebildet, sondern von Oberflächenbereichen, auch Gefügebe-
standteilen. Sie werden von der ionenleitenden Phase (evtl. nur in dünner Schicht) bedeckt
und ergeben sog. Lokalelemente. Die Elektronen können durch das Innere der metalli-
schen Teile fließen. Deshalb gilt grundsätzlich:

I

Korrosionselemente sind kurzgeschlossen.

Tab. 12.6 Bestandteile und Reaktionen eines galvanischen Elementes

Bauteil

Reaktionen

Anode, unedel,

Anodische Reaktion: Anodenmetall wird zum Kation oxidiert und löst sich
wird verbraucht
im Elektrolyten, Elektronen fließen über den metallenen Leitera zur Kathode

Elektrolyt

Enthält Ionen in wässriger Lösung, ermöglicht ihre Wanderung durch H2O-

Dipole

Kathode, edel,

Kathodische Reaktion: Elektronen ziehen die positiven H-Ionen an und re-
ist geschützt
duzieren sie zu H-Atomen
a Leiter mit Elektronenleitung (Metalle, Graphit)

Abb. 12.2 Bimetall-(Kontakt-)

Element aus Stahlschraube

(mit Muldenkorrosion) in Kup-
fer

466

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.7 pH-Wert von Elektrolyten und Beispiele

Sauer

1 7

Lösungen von Säuren, sauren Salzen oder säurebildenden Gasen wie

CO2, H2S

Neutral

7

Reines Wasser, Salzlösungen

Basisch

7 14

Laugen, basische Salzlösungen (Soda)

Der Verlauf der Korrosion wird stark vom Unterschied der Anoden- und Kathodenflä-
che beeinflusst.

Beispiele für einen Korrosionsverlauf

Beispiel 1: Stahlblech verzinkt

Zn-Oberfläche bildet großflächige Anode. Der Flächenabtrag ist dadurch gering.

Kleine Kathodenflächen entstehen durch kleine Risse in der Schicht und die Schnitt-
kanten des Fe-Kerns, sie sind geschützt.

Beispiel 2: Stahlblech verzinnt (Weißblech)

Edleres Sn bildet eine großflächige Kathode.

Fe-Kern bildet bei Kratzern in der Sn-Schicht eine kleine Anodenfläche. Der Ab-
trag geht in die Tiefe.

Nach den Abständen von Anoden- und Kathodenbereich der Lokalelemente unter-
scheidet man:

Mikroelemente mikroskopischer Bereich

Makroelemente mm bis km (z. B. bei erdverlegten Kabeln und Röhren)

Weiteren Einfluss auf den Ablauf der Korrosion haben die Art des Elektrolyten und sein
pH-Wert (Tab. 12.7). Es ist in den meisten Fällen Wasser mit gelösten Stoffen, kann aber
auch feuchtes Erdreich sein.

Begriff pH-Wert (potentia hydrogenii), die Wasserstoff-Ionen-Konzentration [HC]. Rei-
nes Wasser ist nur schwach dissoziiert, d. h. in HC- und OH-Ionen gespalten.

ŒHC D 0;86 107 mol=Liter

.bei 18 ıC/

Darin ist 1 mol H 1 g.

Als pH-Wert des Wassers ist der negative Wert des Exponenten – 7 festgelegt: pH

. H2O/ D C7.

12.2

Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

467

Elektrolyten mit pH < 7 (sauer) Unedle Metalle werden darin angegriffen, sie bilden
anodische Bereiche, hier findet die anodische Reaktion statt:

Metalle gehen als positive Ionen in Lösung.

Elektronen fließen über den metallenen Kurzschluss zur Kathode und reduzieren dort

HC-Ionen, H-Atome reagieren zu H2-Molekülen.

Anodische Reaktion

Metall ! MetallC-Ion C Elektron(en) e

Kathodische Reaktion

HC-Ionen C e ! H-Atome

H-Atome ! H2-Moleküle "

.Wasserstoffkorrosion/

Elektrolyten mit pH 7 (neutral bis basisch) Sie entstehen häufig durch den Einfluss
des Luftsauerstoffs, mit dem der Elektrolyt in Berührung kommt. O2 löst sich und wird an
der Kathode durch die Elektronen abgebaut.

Belüftetes Wasser liegt in Fluss- und Meeresoberflächenwasser vor, ebenso im Regen-
wasser als dünne Schicht auf Bauteilen.

Kathodische Reaktion bei Sauerstoffzutritt

2 H

C

2O C O2

4 e ! 4 OH

Es entstehen OH-Ionen, die den Elektrolyten basisch machen (Sauerstoffkorrosion).

Das führt zu weiteren Reaktionen, besonders bei Stahlbauteilen im Freien.

Die an der Anode entstehenden Fe-Ionen reagieren mit OH-Ionen zu Eisen(II)hydroxid:

FeCC C 2OH ! Fe.OH/2.

Durch O-Zutritt wird es zu Fe(III)hydroxid oxidiert: 4Fe.OH/ C

C

2

O2

2H2O !

4Fe.OH/3.

Fe(III)hydroxid zerfällt zu unlöslichem Fe-Oxihydrat: Fe.OH/ !

3

FeOOH (Rost) C

H2O.

Belüftungselemente mit ähnlichen Reaktionen entstehen bei unterschiedlichem O2-

Gehalt des Elektrolyten. Sauerstoffarme Bereiche können keine schützende Oxidschicht
aufbauen und sind anodisch, während die sauerstoffreichen als Kathode die Oxidschicht

(Rost) aufbauen.

Beispiel für Belüftungskorrosion

Spundbohlen im Wasser korrodieren an der Wasser-Luft-Grenze. Dicht unterhalb ist
der Sauerstoffgehalt des Wassers niedriger, hier wird Fe anodisch gelöst und oberhalb

468

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.8 Korrosionselemente

Name, Beispiel

Anode (wird angegriffen)

Kathode (ist geschützt)

Bimetall-(Kontakt-)Element aus verschiedenen Metallen, die sich berühren

Al-Blech mit Cu-Niet

Al-Blech

Cu-Niet

Stahlblech verzinkt

Zn-Schicht

Stahlblech CuZn-Armatur

Messing-Armatur in Stahlrohr

Stahlrohr

(Messing)

Mikro-(Lokal-)Element aus kleinen anodischen und kathodischen Bereichen der Oberfläche (des

Gefüges)

Heterogene Gefüge in Stahl

Ferrit

Zementit

Gefüge mit Ausscheidungen

Al-Mischkristall

AlCuMg-Ausscheidungen

Kaltverformte Metalle

Plastisch verformte Bereiche

Unverformte Bereiche mit
mit erhöhter Versetzungsdichte niedriger Versetzungsdichte

Konzentrationselemente: Gleicher Elektrodenwerkstoff, Elektrolyt hat unterschiedliche Konzen-
trationen oder Temperaturen an Anode und Kathode

Belüftungselement

Unbelüfteter, O-armer Bereich

Belüfteter, O-reicher Bereich

Wassertropfen auf Stahl

Bereich im Zentrum

Außenbereich mit Rostring
als Rost abgelagert. Diese Erscheinung wird als Belüftungskorrosion bezeichnet und
tritt auch in engen Spalten auf (Spaltkorrosion).

Tabelle 12.8 gibt einen Überblick über Korrosionselemente und ihre Verteilung auf die

Anode und die Kathode.

12.3

Korrosionsarten

Die Norm DIN EN ISO 8044/99 nennt 37 Arten der Korrosion, von denen hier nur die
wichtigsten behandelt werden können.

Korrosionserscheinung ist die Veränderung des Korrosionssystems durch die Korro-
sion. Dabei können die sog. Korrosionsprodukte entstehen.

Unter Korrosionsarten sind auch die als Korrosionserscheinung (wie z. B. Loch- oder

Muldenfraß) bekannten Begriffe zu finden.

Korrosionssystem ist der Oberbegriff für die Gesamtheit, bestehend aus einem oder
mehreren Metallen in einer Umgebung, die das Angriffsmedium enthält (Temperatur und

Strömungsgeschwindigkeiten), auch Oberflächenschichten und entstandene Korrosions-
produkte (Abb. 12.6).

12.3.1

Korrosionsprodukte

Korrosionsprodukte entstehen als Ergebnis einer Korrosion. Sie können fest, flüssig (sel-
ten) oder gasförmig sein (z. B. H2-Entwicklung).

12.3

Korrosionsarten

469

Zunder, örtlich verstärkt als Zunderausblühung auftretend, oder mit höherem S-Gehalt
auch als Schwefelpocken bezeichnet: Zunder besteht vorwiegend aus Oxiden, die bei
höheren Temperaturen an der Oberfläche entstehen, z. B. bei Ofenbauteilen oder Wär-
mekraftanlagen. Bei der Wärmebehandlung wird Zunder durch Schutzgas verhindert.

Rost, als Flugrost bei beginnender Rostbildung auf Eisen: Fremdrost sind Ablagerun-
gen von Rost auf fremden Metalloberflächen. Rost entsteht bei der Korrosion von Stahl
und Fe und ist schichtartig aus den Oxiden und Hydroxiden des Fe zusammengesetzt.

Deckschichten Wenn das Korrosionsprodukt dichte und festhafte Schichten bildet, wel-
che die Oberfläche gleichmäßig bedecken, können sie die Korrosion verlangsamen.

Beispiele für Deckschichten

Deckschichten sind z. B. die Bleisulfatschicht auf Pb in Schwefelsäure oder die Patina
auf Cu-Dächern.

Passivschichten Dies sind sehr dünne (ca. 10 nm) vom Werkstoff und Korrosionsmedium
gebildete Schichten. Sie haben eine geringe Ionenleitfähigkeit und geben dem Werkstoff
ein edleres Potential. Die Korrosion wird dadurch praktisch gestoppt, solange die Pas-
sivschicht unverletzt ist.

Beispiele für Passivschichten

Passivschichten bilden sich in wässrigen Elektrolyten auf Cr- und CrNi-Stählen, auf

Aluminium und seinen Legierungen, evtl. durch anodische Oxidation verstärkt (z. B.

Hart-Anodisation, Eloxal-Verfahren). Auch Titanlegierungen bilden Passivschichten.

12.3.2

Korrosionsarten und -erscheinungen

Gleichmäßige Flächenkorrosion wirkt mit etwa gleicher Korrosionsgeschwindigkeit auf
der gesamten Oberfläche. Sie entsteht durch Witterungseinflüsse in Verbindung mit Staub
und Gasen (saurer Regen). Die Abtragung ist kalkulierbar (Tab. 12.9) und kann durch

Wahl dickerer Querschnitte aufgefangen werden.

Örtliche Korrosion beschränkt sich auf bestimmte Stellen des Bauteils und ist darum
gefährlicher. Zu ihr gehören Loch- und Spaltkorrosion.

Spaltkorrosion entsteht durch Belüftungselemente, die sich in engen Spalten bilden.

Tab. 12.9 Klimaeinfluss auf

Klima

Blei

Zink

Stahl
die Abtragungsgeschwindig-

Landluft

0,7. . . 1,4

1,0. . . 3,4

4. . . 60
keit in µm=Jahr

Stadtluft

1,3. . . 2

1,0. . . 6

30. . . 70

Industrieluft

1,8. . . 3,7

3,8. . . 19

40. . . 160

Meeresluft

1,8

2,4. . . 15

64. . . 230

470

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Abb. 12.3 Lochkorrosion an

X5CrNi18-9 (500 : 1)

Beispiele für Spaltkorrosion

Punktgeschweißte Bleche, Dichtungen und Anlageflächen, anliegende Verpackungsfo-
lien mit Rissen (eindringende Feuchtigkeit), Unterseite von nicht durchgeschweißten

Nähten.

Lochkorrosion (Lochfraß) ist eine örtliche, tiefer gehende Abtragung mit steilen Rän-
dern, die z. T. unterhöhlt sind (Abb. 12.3). Sie wird eingeleitet:

an Störstellen in der Bauteiloberfläche durch inhomogenen Werkstoff oder durch
örtliche Verletzung einer schützenden Schicht.

An dieser Stelle entsteht eine winzige Anodenfläche, die einer großen Kathodenfläche
zugeordnet ist. Der Abtrag geht dann in die Tiefe und führt in kurzer Zeit zu Durchbrüchen
in Rohrleitungen und Behältern mit u. U. schweren Folgeschäden.

Lochkorrosion wird bei korrosionsbeständigen CrNi-Stählen in Kontakt mit Halogen-

Ionen (F, Cl, Br) beobachtet, ebenso an Cu-Wasserrohren durch Glührückstände von Zieh-
fetten.

Bei der interkristallinen Korrosion (auch Kornzerfall genannt) verläuft der Angriff
längs der Korngrenzen und zerstört den Zusammenhang.

Austenitische CrNi-Stähle sind im Anlieferungszustand abgeschreckt. Beim Wieder-
erwärmen (Schweißen) scheiden sich Cr-Carbide an den Korngrenzen aus. Der an Cr
verarmte Kornrand wird anodisch und geht in Lösung. Die Risse entstehen zwischen (in-
ter) den Körnern.

Interkristalline Korrosion wird bei Cr-Ni-Stählen verhindert durch

Absenkung des C-Gehaltes auf < 0;03 %, es können keine Carbide mehr ausscheiden,
z. B. Stahl X2CrNi18-9,

Zusatz von starken Karbidbildnern (Ti, Ta, Nb, sog. stabilisierte Sorten), sodass keine

Cr-Verarmung auftritt, z. B. Stahl X10CrNiTi18-9.

Korrosionsrisse gehen meist von der Oberfläche aus und sind durch die kleine Fläche
schwer zu erkennen. Sie können quer durch die Kristallite (trans) oder zwischen ihnen

(inter) verlaufen. Eine Klärung ist nur durch metallografische Untersuchung möglich

(Abb. 12.4).

Selektive Korrosion bedeutet Angriff des Korrosionsmittels auf Gefügebestandteile
oder Legierungselemente, die unedler als die Umgebung sind (Tab. 12.10).

12.4

Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

471

Abb. 12.4 Interkristalliner

Riss

Tab. 12.10 Beispiele für Selektive Korrosion

Entzinkung von

Die zinkreichere ˇ-Phase ist Anode, der Cu-Anteil scheidet sich als

2-phasigen Cu-Zn-
lockere Schicht ab

Legierungen

Al Cu mit Ausscheidungen CuAl2 ist Kathode, während das Al anodisch angegriffen wird
von Al2Cu

Spongiose bei perlitischem Umwandlung von Ferrit in Fe-Oxihydrat. Es verbleibt ein Gerüst

Gusseisen in Wasser oder
aus Graphit und Phosphid-Eutektikum, sodass die Bauteilform er-

Dampf
halten bleibt

Selektiv bedeutet, dass die Bestandteile einer Legierung nicht gleichmäßig korrodieren,
es verändern sich nur bestimmte Phasen.

Bimetall-(Kontakt-)Korrosion kann entstehen, wenn Metalle mit unterschiedlichem

Potential (Stellung in der galvanischen Spannungsreihe) elektrisch leitend verbunden
und einem Korrosionsmittel ausgesetzt sind. Es bilden sich Bimetall-(Kontakt-)Elemente

(Abb. 12.2).

Beispiele für Bimetall-(Kontakt-)Elemente

Fügen von Bauteilen aus verschiedenen Metallen durch Nieten, Clinchen, Schweißen,

Löten.

Hartlötnähte (Cu-Legierungen) von Stahl bei Gegenwart von Lötmittelresten.

Abhilfe ist durch elektrische Isolierung der Partner oder durch Anlegen einer Gegen-
spannung (kathodische Polarisation) möglich.

12.4

Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

Einen Überblick über die zusammengesetzten Beanspruchungen zeigt Abb. 12.5.

12.4.1

Korrosion und Festigkeitsbeanspruchung

Diese Kombination trifft vor allem Bauteile in chemischen Industrieanlagen bei der Be-
handlung von korrodierenden Stoffen, auch solche in ständigem Kontakt mit Meerwasser.

472

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Korrosions-Beanspruchung

Festigkeits-

Tribologische

Thermische

Beanspruchung

Beanspruchung

Beanspruchung
statisch
dynamisch-

Verschleiß

Reibung

Rauchgase

(schwellend)

wechselnd

Erosion

Kavitation

Stäube

Spannungs-

Schwingungs-

Hochtemperatur

Erosions-

Kavitations-

Reib-
riss-
riss-

Korrosion,

Korrosion

Korrosion

Korrosion

Korrosion

Korrosion

Heißgaskorrosion

Risse ⇒ Sprödbrüche

Muldenfraß

Passungs-

Zunderbildung
flach
tiefer
rost

Abb. 12.5 Gliederung der zusammengesetzten Beanspruchungen

Wie bei der Lochkorrosion kann es zu plötzlichem Versagen der Bauteile kommen, ohne
dass größere Korrosionserscheinungen an der Oberfläche eine Vorwarnung geben.

Vorhandene Mikrokerben haben erhöhte Spannungen im Kerbgrund, werden dort
plastisch verformt und sind unedler als die Umgebung. Sie werden anodisch abgetragen,
wobei die Spannungen im Kerbgrund weiter steigen, bis der Bruch erfolgt.

Spannungsrisskorrosion (SpRK) entsteht bei statischer Belastung (evtl. schwellend
überlagert) z. B. bei Druckleitungen und -behältern. Entstehungsbedingungen sind:

Zugspannungen (auch Eigenspannungen), die unter der Streckgrenze liegen.

Bestimmte Paarungen von Metall/Medium, die als kritische Systeme bezeichnet wer-
den.

In kritischen Systemen gibt es keine Neubildung der Passivschicht an den Störstellen.

Spannungsrisskorrosion erfolgt nach drei Mechanismen:

Anodische SpRK wird durch Anionen (z. B. Cl-, O2-) ausgelöst, welche die passivie-
rende Oberflächenschicht angreifen. In Verbindung mit Zugspannungen vertiefen sich die

Risse bis zum Bruch.

Kathodische SpRK wird durch H-Atome ausgelöst, die an kathodischen Stellen re-
duziert werden und aufgrund ihrer Kleinheit in das Gitter auf Zwischengitterplätze ein-
diffundieren. Sie führen zur Wasserstoffversprödung, auch Wasserstoff induzierte SpRK
genannt.

Flüssigmetallinduzierte SpRK wird seit dem Jahre 2000 bei geschweißten Stahlkon-
struktionen mit Schmelztauchüberzügen aus neueren Zn-Legierungen beobachtet. Ursa-
che sind Schweißeigenspannungen in Verbindung mit den hohen Tauchtemperaturen und
bestimmten Gehalten der Zn-Legierung an Sn, Pb und Bi.

Gefährdet sind besonders höherfeste Stahlsorten mit geringen Dehnungswerten. Die

Risse können transkristallin oder intrakristallin verlaufen.

12.4

Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

473

Abb. 12.6 Wöhlerkurve bei

Angriff durch Schwingungs-
risskorrosion (SwRK)

Anfällig für SpRK sind z. B.:

austenitische Stähle durch Cl- und OH-Ionen,
unlegierte und niedriglegierte Stähle in basischen Medien,
hochfeste Al-Legierungen in feuchter Umgebung.

Schwingungsrisskorrosion (SwRK) bei dynamischer Belastung, z. B. bei Wellen von

Rührwerken, Pumpen und Schiffswellen, kann in allen Elektrolyten stattfinden. Durch die

Korrosion werden die rissbildenden Vorgänge beim Dauerbruch noch verstärkt. So wird
bei Stahl bereits in Leitungswasser die ertragbare Ausschlagspannung von Biegewechsel-
proben durch diese Vorgänge verringert.

Deshalb gibt es für korrosions- und dynamisch belastete Bauteile keine Dauer-, son-
dern nur Zeitfestigkeiten. Die Wöhlerkurve verläuft auch für hohe Lastspielzahlen fallend

(Abb. 12.6).

I

Hinweis Schweißverbindungen höherfester Stähle in Meerwasser erhalten
durch WIG-Aufschmelzen oder Verfestigungsstrahlen der Einbrandkerben eine
höhere Dauerfestigkeit. Die Kombination beider Verfahren erhöht die Le-
bensdauer beträchtlich. Verwendung findet dies bei Stahlkonstruktionen im

Offshorebereich.

In der chemischen Industrie wird etwa ein Drittel der Korrosionsschäden durch diese
beiden Korrosionsarten verursacht.

12.4.2

Korrosion unter tribologischer Beanspruchung

Erosions- und Kavitationskorrosion werden durch strömende Medien verursacht. We-
sentliche Einflussgröße ist die Strömungsgeschwindigkeit u des korrosiven Mediums, die
je nach Metall bestimmte Werte nicht überschreiten soll (Tab. 12.11).

Tab. 12.11 Strömungsge-

Werkstoff

Cu

Cu-Fe

Cu-Al

Ni-Leg.

schwindigkeit umax in reinem
umax

1,8

4,0

3,0

. . . 30

Wasser
in m=s

474

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Bei ruhenden Flüssigkeiten kann Stillstandskorrosion mit Loch- und Spaltkorrosion
auftreten. Steigende Geschwindigkeiten fördern die Erosion. Sie trifft die Deckschicht,
die besonders bei Wirbelbildung durch Scherkräfte verletzt wird. Dadurch steigt die Ab-
tragungsgeschwindigkeit.

Hinter Feststoffablagerungen in Leitungen bilden sich Wirbel. Dort kann Muldenkor-
rosion auftreten.

Bei sehr hohen Strömungsgeschwindigkeiten entsteht Kavitation.

Die Schläge der zusammenbrechenden Gasblasen
zerstören örtlich die Deckschicht,
verformen und verspröden den Werkstoff und
erhöhen die chemische Reaktionsfähigkeit.

Dadurch steigt die Geschwindigkeit der Abtragung, die lochfraßartig in die Tiefe geht.

Kavitation ist der Verschleiß durch zusammenfallende Dampfblasen an der Oberflä-
che. Sie entstehen dort, wo der statische Druck in einer Flüssigkeit infolge hoher Ge-
schwindigkeit sinkt (z. B. bei Querschnittsverengungen nach dem bernoullischen Gesetz).

Wenn die Strömung sich verlangsamt, steigt der statische Druck wieder und die Dampf-
blasen fallen zusammen. Dabei wirken hohe Kräfte auf die Oberfläche!

Strömungskavitation gibt es z. B. bei Wasserturbinen, Schwingungskavitation z. B.

im Kühlkreislauf von Dieselmotoren.

Reibkorrosion findet zwischen Bauteilen statt, die fest aufeinander gepresst sind (Wel-
le/Nabe), aber durch Schwingungen eine Relativbewegung ausführen können. Die Rei-
bung zerstört die Deckschicht und das Korrosionsmittel kann ständig den reaktionsfähigen

Werkstoff angreifen.

Rattermarken bei Wälzlagern sind auf Reibkorrosion durch Schwingungen im Still-
stand unter Last zurückzuführen.

Bei Stahl wird das Korrosionsprodukt auch Passungsrost genannt und kann der Aus-
gangspunkt von Rissen sein, die dann zu Dauerbrüchen führen.

12.4.3

Korrosion und thermische Beanspruchung

Hochtemperaturkorrosion

Bei der Hochtemperaturkorrosion reagiert der Werkstoff mit den Bestandteilen der Brenn-
stoffe (Schweröl). Es bilden sich Oxid- oder Sulfidschichten, auch mehrschichtig. Schüt-
zende Deckschichten wachsen anfangs schneller, mit der Zeit immer geringer (paraboli-
sches Dickenwachstum, liegende Parabel).

Größere Volumenunterschiede zwischen Werkstoff und entstandener Schicht ergeben

Risse (bei Zugspannungen) oder Aufwölbungen (bei Druckspannungen).

(Ver-)Zunderung

(Ver-)Zunderung ist die Bildung von dickeren porösen oder sich ablösenden Schichten.

Durch beide schreitet der Korrosionsangriff weiter. Auf unlegiertem Stahl bilden sich

12.5

Korrosionsschutz

475
nacheinander FeO, Fe3O4 und Fe2O3, nicht fest haftend. Die Volumenänderung bei der

-˛-Umwandlung trägt ebenfalls zur Ablösung der Zunderschichten bei.

Hitzebeständige Stähle sind deshalb meist umwandlungsfrei, d. h. ferritisch oder aus-
tenitisch (Abschn. 4.4.3 und 4.4.4).

Neben der äußeren Schichtbildung gibt es nach innen gehende Oxidation, Nitrid-,

Sulfid- und Karbidbildung mit weiteren Schädigungen. Hochtemperaturwerkstoffe ent-
halten deshalb bis zu 10 % LE zur Unterdrückung dieser Vorgänge.

Beispiele für die Hochtemperaturkorrosion

Durch Hochtemperaturkorrosion gefährdet sind Bauteile von Dampfkessel- und Ofen-
anlagen, Wärmetauscher, Apparate der Erdölverarbeitung, Gasturbinen.

Heißgaskorrosion

Heißgaskorrosion ist die Reaktion von warmfesten Legierungen mit Anteilen der Ver-
brennungsgase (O, C, S, N, V) und Stoffen der Ansaug- oder Umgebungsluft (Stäube,

Salze). Es entstehen zusammen mit den Oxidschichten niedrigschmelzende (eutektische),
korrosive Mischungen, die bei Betriebstemperatur verflüssigen können. Die Korrosions-
geschwindigkeit steigt dann um Größenordnungen an.

Die Wirkung der Heißgaskorrosion basiert auf dem Herauslösen von LE durch die

Schmelzen, der Bildung dicker, poröser Schichten mit Ablösungen an Bauteilen von

Rauchgasreinigungsanlagen, bei Gasturbinenschaufeln (Veränderung der Schaufelform
senkt den Wirkungsgrad).

12.5

Korrosionsschutz

Hierzu gehören alle Maßnahmen, die Funktionsstörungen durch Korrosion vermeiden hel-
fen bzw. die Lebensdauer bis zum Eintritt des Korrosionsschadens erhöhen.

Die vielfältigen Korrosionsmittel, mit denen Bauteile aus unterschiedlichen Werkstof-
fen zusammenkommen können, verlangen ebenso vielfältige Maßnahmen zum Schutz.

Dabei darf nicht nur der Werkstoff oder das Korrosionsmittel allein betrachtet werden.

Hilfreich ist die Betrachtung des Ganzen als Korrosionssystem (Abb. 12.7). Es ver-
anschaulicht die Partner der Korrosion mit ihren Wechselwirkungen und Einflussgrößen.

Danach lassen sich die Maßnahmen gliedern:

Trennen von Werkstoff und Korrosionsmittel durch Schutzschichten oder Überzüge

(Abschn. 12.5.1), auch als passiver Korrosionsschutz bezeichnet.

Der aktive greift in die Reaktionen ein durch

– Änderung der Reaktionspartner (Abschn. 12.5.2)

– Änderung der Reaktionsbedingungen. Hierzu gehört die Änderung der elektroche-
mischen Verhältnisse (Abschn. 12.5.3).

476

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Abb. 12.7 Korrosions-
system, Werkstoff und

Korrosionsmittel reagieren
zum Korrosionsprodukt, das
rückwirkend die Reaktion be-
einflusst

Normung (Tab. 12.12)

DIN 50929/85: Korrosionswahrscheinlichkeit metallischer Werkstoffe bei äußerer

Korrosionsbelastung. T1: Allgemeines, T2: – in Gebäuden, T3: – Rohre und Behäl-
ter in Böden und Wässern, jeweils mit Abschnitt Korrosionsschutz.

DIN 50927/85: Planung und Anwendung des elektrochemischen Korrosionsschut-
zes für die Innenflächen von Apparaten, Behältern und Rohren.

12.5.1

Trennung von Metall und Korrosionsmittel durch Schutzschichten

Schutzschichten trennen das korrosionsgefährdete Metall vom Elektrolyten. Damit ist die

Voraussetzung für die Korrosion beseitigt.

Tabelle 12.12 gibt eine Zusammenfassung mit Hinweisen auf die umfangreiche Nor-
mung.

Schutzschichten aus unterschiedlichen Stoffen machen einfache, kostengünstige

Grundwerkstoffe einsetzbar. Die Anzahl der Schichtwerkstoffe und Verfahren ist groß
und gehört zur Fertigungshauptgruppe Beschichten (Übersicht in Tab. 11.17).

12.5.2

Korrosionsschutz durch Werkstoffwahl oder

Eigenschaftsänderung

Mit der Kenntnis der Korrosionserscheinungen lassen sich Lokalelemente vorbeugend
schon bei der Konstruktion und Montage vermeiden.

Wassersäcke und unbelüftete Hohlräume, in denen sich Belüftungselemente bilden
können,

Verschiedene Metalle beim Zusammenbau durch Zwischenlagen elektrisch isolieren.

12.5

Korrosionsschutz

477

Tab. 12.12 Korrosionsschutzschichten , Werkstoffe und Verfahren

Verfahren

Normen

Schichtwerkstoffe und Eigenschaften

Allgemeine Richtlinien

DIN EN ISO

Korrosionsschutz von Stahlbauten durch

12944/98

Beschichtungssysteme. 8 Teile zu Umgebungs-
bedingungen, Gestaltung, Vorbereitung der

Oberflächen, Beschichtungssystemen, Überwa-
chung der Arbeiten und Prüfung

Elektrolytische Metallab- DIN 50962/13

Schichten aus Ag, Cr, Cu, CuNi, CuNiCr, CuZn,
scheidung

DIN 50965/00

Ni, NiCr, Pb, Sn, Zn, nicht vollkommen dicht,

(Galvanisieren)

DIN EN
z. T. mit dekorativer Wirkung für Halbzeuge und

15646/09

Bauteile. Dicke 2,5. . . 10 µm

DIN EN ISO

Außenstromlos abgeschiedene Ni-P-Legierungen

4527/03

Hartanodisieren

DIN EN

Al-Oxidschichten auf Al und Al-Legierungen,

2536/95
hart, Nichtleiter, Oxidationsschutz

Aufbringen

DIN EN ISO

Al-, Pb-, Sn-, Zn-Überzüge durch Tauchen
aus Schmelzen

1461/09
in Schmelzen, dichte Schichten für Bautei-

Feuerverzinken u. a.

le und Halbzeuge ZnAl in Dicken 5. . . 42 µm

(70. . . 600 g=m2)

Thermisches Spritzen

DIN EN

Poröse Schichten aus fast allen Werkstoffen, Ver-

657/05
dichtung bei Metallen durch nachträgliches Ein-
schmelzen (bei Hochtemperatur-Schutzschichten
angewandt)

Plattieren

Fügen von Grundwerkstoff (Al, Cu, Stahl) und ein- oder zweisei-

Guss-, Walz-, Spreng-
tiger Deckschicht mit 5. . . 10 % der Gesamtdicke mit Ni, Cu-Ni
schweißen und -plattieren
oder Cu-Zn-Legierungen, auch mit Cu und Al 99,9

Umwandlungsschichten

DIN 50938/00

Dünne, z. T. dekorative Schichten aus Reakti-

Brünieren

DIN EN
onsprodukten des Grundwerkstoffes mit Bädern.

Chromatisieren

12487/07

Brünieren durch Oxid-Schichten auf Al und Fe,

Phosphatieren

DIN EN ISO

Chromatschichten auf Mg und Zn, Phosphat-

9717/13
schichten auf Al, Fe und Zn als Lackgrundierung
oder Ölträger für Kaltumformen und kurzzeitigen

Schutz

Diffusionsschichten

DIN EN

Glühen in stoffabgebenden Pulvern oder Gasen

Alitieren Al

13811/03
erzeugt durch Diffusion korrosionsbeständige

Inchromieren Cr

Randschichten in (meist unlegiertem) Stahl.

Sherardisieren Zn

Durch Inchromieren erhält die Randschicht bis

30 % Cr (zunderbeständig bis 850 °C, bei Al bis
zu 1000 °C)

Wirbelsintern

Eintauchen heißer Metallteile (200 °C) in pulvrige Thermoplaste,
durch eingeblasene Luft aufgelockert

Emaillieren

Dichte, dickere Schichten aus feinstgemahlenen Silikaten und

Metallverbindungen, durch Tauchen, Spritzen aufgebracht und
durch Trocknen und Brennen eingeschmolzen. Emailleschichten
haben eine Beständigkeit wie Glas

478

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.12 (Fortsetzung)

Verfahren

Normen

Schichtwerkstoffe und Eigenschaften

Auskleidung

Anwendung bei größeren Behältern im chemischen Apparate-
bau mit Blechen aus Cu-Ni, Ni-Cu oder korrosionsbeständigen

Stählen durch Verschweißen, auch für Thermoplaste und Gum-
miplatten. Gießharze und Gummischichten werden auch durch

Tauchen oder Streichen mit folgendem Aushärten oder Vulkani-
sation aufgebracht

Fett-, Öl- und Wachs-

Erwärmt oder mit Lösungsmitteln aufgetragen schützen sie kurz-
schichten
zeitig für Transport und Lagerung

Beispiel für Korrosionsschutz

Wasserleitungen aus Cu-Rohr mit Armaturen aus verzinkten Eisenwerkstoffen: Letz-
tere nie in Fließrichtung nach den Cu-Leitungen anbringen. Bei Ablagerung von Cu-

Teilchen auf Fe entstehen Bimetallelemente, die zu Lochkorrosion führen.

Die Korrosionsbeständigkeit der Metalle wird durch alle Maßnahmen verbessert, wel-
che die Oberfläche homogener, reiner und glatter machen. Dadurch wird das Wachstum
von dünnen, dichten und gleichmäßigen Schutzschichten ermöglicht, die z. T. vom Korro-
sionsmittel selbst erzeugt werden und bei Verletzung der Oberfläche „ausheilen“. Dadurch
wird der Grundwerkstoff selbst passiv, d. h. er nimmt nicht mehr aktiv an der Korrosion
teil.

Beispiele für Maßnahmen

Rautiefe niedrig halten, Kratzer vermeiden, es entstehen Belüftungselemente. Der

Kerbgrund ist unbelüftet und Anode.

Innere Spannungen vermeiden (z. B. durch Spannungsarmglühen). Die verformten

Bereiche im Grund von Kerben sind mögliche Anodenflächen mit Gefahr von Span-
nungsrisskorrosion.

Diese Passivierung durch sehr dünne Schichten (ca. 10 nm) wird bei einigen unedlen

Metallen (Al, Ti) und Legierungen beobachtet.

Eisen ist unedler als seine Oxide und bereits an feuchter Luft unbeständig, es kann
durchrosten. Die LE Cr, Si und Al übertragen ihre passivierende Eigenschaft auf den Stahl.

Je stärker der Korrosionsangriff, umso höher muss der Legierungsanteil sein.

Stahlsorten

Die vielen Medien, denen Bauteile in Kontakt mit Chemikalien und Nahrungsmitteln aus-
gesetzt sind, erfordern eine gleiche Vielfalt von Werkstoffen. Das spiegelt sich in den

Normen wieder (Tab. 12.13).

DECHEMA-Tabellen enthalten Beständigkeitsangaben der Werkstoffe in zahlreichen

Medien der chemischen Industrie bei verschiedenen Konzentrationen und Temperaturen.

12.5

Korrosionsschutz

479

Tab. 12.13 Normenübersicht

DIN EN

Bezeichnung

10088/05

Korrosionsbeständige Stähle

10283/10

Korrosionsbeständiger Stahlguss (Tab. 4.46)

10213/07

Stahlguss für Druckbehälter (Tab. 4.47)

10028-7/07 Flacherzeugnisse aus Druckbehälterstählen, rost-
freie Stähle

10270-3/11 Stahldraht für Federn, nichtrostender Stahl

10222-5/99 Schmiedestücke für Druckbehälter

DIN EN 10088-1/05 enthält 21 ferritische, 30 martensitische und ausscheidungshärten-
de, 50 austenitische und 9 austenitisch-ferritische Sorten, dazu weitere zusätzlich warm-
feste oder hitzebeständige (C AlSi) Sorten.

Die Teile 2/05 C 3/05 sind für Bleche und Bänder sowie Halbzeug, Stäbe, Draht, Pro-
file für allgemeine Verwendung, desgl. Teil 4/10 C 5/09 für das Bauwesen.

Für normale Witterungsbedingungen gibt es die wetterfesten Baustähle. In normaler

Industrieatmosphäre bilden sich fest haftende Schutzschichten. Die Stähle haben ohne

Anstrich eine höhere Beständigkeit als die Baustähle nach DIN EN 10025-2/05 bei etwa
gleichen mechanischen Eigenschaften.

Beispiele für wetterfeste Baustähle

Wetterfeste Baustähle DIN EN 10025-5/04 mit ca. 0,5 % Cu, 0,4 % Ni und 0,3. . . 0,8 %

Cr (Abschn. 4.4.2). Handelsnamen sind z. B. COR-TEN, PATINAX® u. a..

Verwendet werden wetterfeste Baustähle für Stahlhochbauten, Brücken und im Kran-
bau, für Behälter und Fahrzeuge.

Korrosionsbeständige Stähle verhalten sich in Elektrolyten passiv, d. h. sie nehmen
wie die Edelmetalle nicht an Reaktionen teil. Dieses wird durch Cr-Gehalte von 13 %
erreicht. Die Stähle stehen dann in der Spannungsreihe der Elemente vor dem Platin. Das
gilt nur, wenn alles Cr gelöst ist, also nicht wenn es als Karbid gebunden ist.

Ihre Beständigkeit wird durch ein homogenes Gefüge entweder ferritisch durch Cr
oder austenitisch durch CrNi (Abschn. 4.4.3 und 4.4.4) und weitere Legierungselemente wie Ti, Mo, V, Cu erreicht. Härtbare Stähle sind martensitisch.

Durch Druckaufstickung nach dem ESU-Verfahren (DESU-) wird bei austeniti-
schen Stählen die typisch niedrige Streckgrenze angehoben (z. B. X8CrMnN18-18 in

Tab. 12.14).

I

Hinweis „Edelstahl rostfrei“ ist ein Warenzeichen für korrosionsbeständigen

Stahl. Dieses Warenzeichen hat dazu geführt, dass umgangssprachlich korrosi-
onsbeständiger Stahl als „Edelstahl“ bezeichnet wird. Nach aktueller Normung
gehören die korrosionsbeständigen Stähle aber nicht mehr zu den Edelstählen.

480

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.14 Korrosionsbeständige Stähle (Auswahl), Werte für Dicken < 6 mm

Stahlsorte

Stoff-Nr. R p0;2

A

Beständigkeit, Anwendungen

MPa

%

Ferritische Stähle, Werte für Zustand A ( geglüht), martensitisch, Zustand QO (ölgehärtet)

X7Cr13

1.4000

240

19

Geschliffen beständig gegen Dampf und Was-
ser, Essbestecke, Spindeln für Armaturen

X2CrTi12

1.4512

210

25

Tiefziehbar bis 3 mm Dicke, erhöhte Säurebe-
ständigkeit, Schanktische, Waschmaschinen

X6CrMo17-1

1.4113

260

18

Beständiger gegen Chloride durch Mo-Zusatz,
für Kfz-Teile Zierleisten, Fensterrahmen

X46Cr13

1.4034

550

12

Härt- und vergütbar, für Wellen, Spindeln,

Ventile, Federn

X90CrMoV18

1.4112

HRC60 –

Härtbarer Werkzeugstahl für Messer in Nah-
rungsmittelmaschinen, rostfreie Wälzlager

Austenitische Stähle, Werte für Zustand AT (lösungsbehandelt)

X5CrNi18-10

1.4301

230

45

Grundtyp, schweißgeeignet, beständig gegen
interkristalline Korrosion bis 6 mm Blech-
dicke, Tiefziehteile aller Art

X6CrNiTi18-10

1.4541

220

40

Ti-stabilisiert, keine Carbidausscheidungen
beim Schweißen

X8CrMnN18-18

1.3816

310

45

Hochfest, stabil unmagnetisch, Kappenringe
für Generatorläufer

X6CrNiMoTi17-12-2 1.4571

240

40

Kaltstauchbar, hochkorrosionsbeständig,

Pharma-Industrie

Austenitisch-ferritische Stähle, Werte für Zustand AT

X2CrNiMoN22-5-3

1.4462

480

20

Beständig gegen Rauchgase, Meerwasser,

Chloridlösungen, Rauchgasentschwefelung,

Rohre für Entsalzungsanlagen

Da Cr auch Karbidbildner ist, muss mit steigenden C-Gehalten der Cr-Anteil größer
werden. Cr-Stähle mit über 0,1 % C sind nur im abgeschreckten Zustand beständig. Beim

Erwärmen (Schweißwärme) scheiden sich Cr-Karbide auf den Korngrenzen aus, der an Cr
ärmere Rand wird unedler (anodisch) und geht in Lösung. Risse längs der Korngrenzen
führen zum Kornzerfall, auch interkristalline Korrosion genannt.

Abhilfe schafft ein extrem niedriger C-Gehalt (low carbon steel) oder das Zulegieren
von Ti, Nb, Ta. Sie haben größere Affinität zum Kohlenstoff als Chrom, das dann im

Mischkristall verbleibt (sog. stabilisierte Sorten).

12.5.3

Änderung der Reaktionsbedingungen

Änderung des Korrosionsmittels

Diese Maßnahme ist nur begrenzt möglich, weil das korrosive Mittel in der Zusammen-
setzung meist wenig konstant ist und oft nur Spuren von Verunreinigungen enthält. Diese

12.5

Korrosionsschutz

481

Abb. 12.8 Kathodischer

Schutz
können die Korrosionsgeschwindigkeit erhöhen oder Lochkorrosion einleiten. Ihre Entde-
ckung und Analyse ist schwierig.

Ein gewisser Einfluss ist durch Entzug schädlicher Begleitstoffe möglich, beispiels-
weise gelöster O2- oder CO2-Anteile durch Erwärmen oder Vakuumbehandlung (z. B.

bei Kesselspeisewasser) oder durch Trocknen von feuchtem H2S-haltigem Erdgas (bildet
schweflige Säure).

Zusätze, speziell dem Korrosionsmittel angepasst, verlangsamen die Reaktion. Sie
werden Inhibitoren (Hemmstoffe) genannt und wirken chemisch oder physikalisch pas-
sivierend und sind in Schmierölen, Lösungsmitteln und Treibstoffen enthalten, auch in

Sparbeizen zum Ablösen von Zunderschichten.

In manchen Fällen lässt sich der Ablauf der Reaktion durch Ändern von Temperatur,
pH-Wert oder Strömungsgeschwindigkeit beeinflussen.

Beispiele für Abhilfe bei Lochkorrosion

Bei Auftreten von Lochkorrosion können helfen:

Erhöhung der Strömungsgeschwindigkeit in den Rohrleitungen

Erhöhung des pH-Wertes

Entfernung der Cl-Ionen.

Kathodischer Schutz

Der kathodische Schutz wird durch Maßnahmen erzielt, welche dem zu schützenden Bau-
teil einen edleren Charakter als die Umgebung geben. Damit wird es zur Kathode und ist
geschützt. Es gibt zwei Verfahren (Abb. 12.8):

Galvanischer Schutz

Galvanischer Schutz wird durch Schaffung eines künstlichen Bimetallelementes erreicht.

In der Umgebung des Schutzobjektes wird ein unedles Metall elektrisch leitend ange-
bracht. Es dient als Opferanode (Aktiv-Anode) für den zur Kathode gewordenen Schutz-
bereich (Tab. 12.15).

Fremdstromschutz

Fremdstromschutz wird durch den Einbau von Fremdstromelektroden erreicht. Mithilfe
einer äußeren Gleichstromquelle wird das Schutzobjekt als Kathode (Minuspol) geschal-

482

12

Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

Tab. 12.15 Anoden und Anwendungen

Werkstoff

Anwendungsbeispiele

Mg, Zn

Opferanode zum Innenschutz von Warmwasserbereitern

Al, Zn

Opferanode zum Außenschutz im Schiffbau und Offshorebereich

Al

Fremdstromgespeiste Opferanoden für Behälter aus Stahl, auch verzinkt, für Was-
ser mit niedriger Carbonathärte

Tab. 12.16 Fremdstromanode

Werkstoff

Medium

Anwendung

GX70Si15

Erdreich

Anoden für erdverlegte Kabel, Tanks, Rohrleitungen

Tab. 12.17 Normen zum Korrosionsschutz

Bezeichnung

Norm

Kathodischer Korrosionsschutz für Innenflächen von metallischen Anlagen

DIN EN

12499/03

Kathodischer Korrosionsschutz mit Fremdstrom im Sohlebereich von Heizöl-

DIN 50926/92
behältern aus unlegiertem Stahl

Kathodischer Korrosionsschutz von metallischen Anlagen in Böden und

DIN EN

Wässern

12954/01

Kathodischer Korrosionsschutz für unterseeische Rohrleitungen

DIN EN

12474/01

Kathodischer Korrosionsschutz von Stahl in Beton

DIN EN ISO

12696/12
tet. Als Anode (Pluspol) dienen im Erdreich vergrabene Fe-Si-Platten, die mit Koks und

Fe-Schrott leitend eingebettet werden. Dabei muss je nach Werkstoff des Schutzobjekts
die elektrische Spannung (das Schutzpotenzial) genau eingehalten und überwacht werden

(Abb. 12.8, Tab. 12.16).

Die Fe-Si-Gusswerkstoffe werden auch für Armaturen und Pumpenteile in Kontakt
mit heißen Säuren eingesetzt. Die Härte von 350 bis 450 HBW macht Spanungsarbeiten
schwierig.

Wichtige Normen zum Korrosionsschutz zeigt Tab. 12.17.

Literatur

1. Kaesche, H.: Die Korrosion der Metalle. Springer (1999)

2. AHC-Oberflächentechnik Werkstoffguide. www.ahc-oberflaechentechnik.de

3. Internetportal Korrosion und Korrosionsschutz Informations- und Lernangebot.

www.korrosion-online.de

4. DIN-Taschenbücher. Korrosionsschutz von Stahl durch Beschichtungen und Überzüge.

Nr. 286/08 (Bände 1–4)

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

13

13.1

Auswahlprinzip für Werkstoffe

13.1.1

Anforderungs- und Eigenschaftsprofil

Jedes Bauteil einer Maschine, Anlage usw. arbeitet im Zusammenhang mit anderen Ma-
schinenteilen (ist „in Funktion“). Dabei wird es durch zahlreiche äußere Einflüsse bean-
sprucht. Es sind vor allem äußere Kräfte, die innere Spannungen erzeugen. Hinzu kommen
die Einflüsse des umgebenden Mediums, Temperatur, Druck und chemisch angreifende

Stoffe.

Diese Beanspruchungen ergeben zusammen das Anforderungsprofil an das Bauteil. Es
wird mithilfe anderer Fachgebiete (Mechanik, Mathematik, Chemie, Physik) ermittelt.

Anforderungsprofil kann sein:

Festigkeitsbeanspruchung: erzeugt innere Kräfte (Spannungen), sie führen zu Verfor-
mungen, evtl. zum Bruch.

Korrosionsbeanspruchung: Reaktionen mit umgebenden Stoffen führen zu Rostbildung
und ggf. Stoffverlust am Bauteil (Durchbrüche an Leitungen).

Verschleißbeanspruchung: Reibung führt oft zu Verschleiß, das bedeutet Materialver-
lust an der Oberfläche.

Thermische Beanspruchung: Abnahme der Festigkeit, evtl. Gefügeveränderung bei hö-
heren Temperaturen, Wärmeausdehnung. Bei einigen Stoffen tritt bei tiefen Tempera-
turen eine Versprödung auf.

Diesen Anforderungen an das Bauteil muss der Werkstoff ohne Funktionsverlust wi-
derstehen. Seine Eigenschaften ergeben zusammen sein Eigenschaftsprofil. Durch die

Forderung nach einer Sicherheit gilt deshalb:

I

Hinweis Eigenschaftsprofil des Werkstoffes im Bauteil Anforderungsprofil an
das Bauteil.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

483

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_13

484

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Werkstoffeigenschaften werden mit physikalischen Größen (mit Symbol, Maßzahl und

Einheit) beurteilt und nach genormten Prüfverfahren quantitativ ermittelt. Sie hängen da-
mit von den Prüfbedingungen ab. Der Zugversuch ermittelt z. B. die Streckgrenze Rp0;2,
die die zulässige obere Belastungsspannung für die Konstruktion darstellt.

Prüfbedingungen:

Proben einfacher Gestalt mit glatter Oberfläche,
einfachem Spannungsverlauf,
überall gleicher Werkstoffbeschaffenheit,
normalen klimatischen Verhältnissen.

Technologische Eigenschaften, das Verhalten z. B. beim:

Gießen (Gießtemperatur, Schwindmaß in %),

Tiefziehen (Tiefung t in mm),

Schweißen (Kohlenstoffäquivalent CEV),

Härten (Härtetiefe, Stirnabschreckkurve).

Der Werkstoff hat im Bauteil z. T. unterschiedliche Eigenschaften (Rand/Kern) und wird
evtl. durch die Fertigungsverfahren verändert. Zusätzlich müssen die technologischen

Eigenschaften beachtet werden, also das Verhalten bei den Fertigungsgängen vom Roh-
material zum Fertigteil.

Unterschiede treten (evtl. nur örtlich) auf durch:

Grad der plastischen Verformung,
ungleiche Wanddicken,

Oberflächenstruktur (Rautiefe),

Spannungsverlauf durch komplizierte Gestalt (Kerben) und Kraftangriff.

Versuche zeigen, dass die im Zugversuch an einer Probe ermittelte Werkstofffestigkeit bei
einem Bauteil in Funktion nur noch in Bruchteilen vorhanden ist (s. Abb. 13.1). Der Grund
ist, dass in einem Bauteil die Spannungen nie überall gleich groß sind, z. B. bilden sich an
scharfen Kanten Spannungsspitzen, an denen das Versagen beginnen kann. Deshalb gilt:

I

Hinweis Werkstoffkennwerte aus der Werkstoffprüfung können nicht unmittel-
bar auf die Bauteile übertragen werden.

Sicherheit ist das Verhältnis der max. auftretenden Beanspruchungen zu den vom Werk-
stoff ertragbaren. Sie sind z. T. durch Normen festgelegt, andernfalls müssen sie vom

Konstrukteur durch eine Abwägung von der Genauigkeit der Lastannahmen (z. B. Stoß-
belastung) und dem Schadensrisiko gewählt werden:

13.1

Auswahlprinzip für Werkstoffe

485

Abb. 13.1 Werkstofffestigkeit

100

Zugversuch
und Bauteilhaltbarkeit

Umlaufbiegeversuch

50

100

50

Bauteil auf Prüfmaschine

9

6,5 Bauteil im Motor

0

Sicherheit

Niedrig
hoch

Genaue Kenntnis

Hohes Schadensrisiko
der Belastungen

13.1.2

Maßnahmen zur Verbesserung nicht ausreichender

Eigenschaftsprofile

Im fertigen Bauteil ist nicht nur der Werkstoff örtlich verschieden, auch die Beanspru-
chungen sind ungleich verteilt. Die Oberfläche ist am meisten betroffen. Oberflächenbe-
anspruchung entsteht durch Korrosion und Verschleiß. Bei Biegung oder Torsion sind die

Randspannungen am größten.

Beispiele zur Verbesserung der Eigenschaftsprofile

Stahl ist von Preis, Festigkeit und Formbarkeit her ein universell einsetzbarer Werk-
stoff, jedoch nicht korrosionsbeständig. Abhilfe durch Beschichten von Halbzeug oder

Bauteilen.

Das örtliche Festwalzen von Stellen mit hoher Randspannung (Kerben) erhöht die

Dauerfestigkeit des Bauteiles bei dynamischer Belastung. Nicht rotationssymmetrische

Teile, wie z. B. Pleuel für Kfz-Motoren, lassen sich durch Kugelstrahlen behandeln.

Die Profile lassen sich wirtschaftlich ins Gleichgewicht bringen durch

Veränderung der Werkstückoberfläche, sodass sie den Anforderungen genügt. Hierzu
gibt es zahlreiche Verfahren der Fertigungshauptgruppen Stoffeigenschaft ändern und

Beschichten. Damit können Randschicht oder Oberfläche in diesem Sinne umgestaltet
werden (s. Tab. 13.1).

Werkstoffverbunden (Hybridbauweise). Das unzureichende Bauteil wird dabei durch

Fügeverfahren mit einem Teil aus dem verstärkenden Werkstoff verbunden.

486

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Tab. 13.1 Maßnahmen zur Verbesserung unzureichender Eigenschaftsprofile

Eigenschaft

Verfahren (Hinweise auf Abschnitte im Lehrbuch)

Dauerfestigkeit

Allgemein: Verfestigungswalzen und -strahlen der Oberfläche (Ab-
erhöhen
schn. 5.6.6), Einsatzhärten (Abschn. 5.6.3), Randschichthärten

Stähle

(Abschn. 5.6.2), Nitrieren (Abschn. 5.6.4), Umschmelzhärten für

Gusseisen (Abschn. 5.6.2). Allgemein: Legierungen mit höherem Rein-
heitsgrad verwenden

Zähigkeit erhöhen

Metalle: Ausbildung von Feinkorn durch hochwertige Erschmelzung.

Stähle

Feinkorn durch Normalglühen (Abschn. 5.2.1) oder Verwendung von

Feinkornstählen (Abschn. 4.3.1), mit thermomechanischer Behandlung

(Abschn. 5.5.2), Stahl mit wenig C und etwas höher legiert verwenden

Korrosionsbeständig-

Stahl, Temperguss: Korrosionsschutzmaßnahmen (Tab. 12.5), Al und
keit verbessern

Al-Legierungen: anodische Oxidation (Abschn. 7.3.3), Mg und Mg-

Legierungen: Chromatieren; Titan: Tiduran-Verfahren (Abschn. 7.6.3)

Verschleißwiderstand

Allgemeine Angaben: (Abschn. 13.4.4), Thermisch Spritzen (Ab-
erhöhen
schn. 11.2.3),
abrasiv

Hartverchromen (Abschn. 11-2-6), Auftragschweißen (Abschn. 11.2.4),
adhäsiv

Borieren (Abschn. 5.6.5).

Zerrüttung

PVD-und CVD-Verfahren (Abschn. 11.2.5), Salzbadnitrieren (Ab-
schn. 5.6.4).

Stahl: Oberflächenhärten nach verschiedenen Verfahren (Abschn. 5.6 u.

11.2.2).

Beispiel für einen Werkstoffverbund

Biegebelastete Al-Strangpressprofile für Portalroboter. Der niedrige E-Modul des Al
führt zu unzulässigen Durchbiegungen. Durch Aufkleben von CFK-UD-Laminaten auf

Ober- und Untergurt entsteht ein Verbund mit höherer Steifigkeit.

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

13.2.1

Allgemeines

Werkstoffwahl tritt mit steigendem Schwierigkeitsgrad in folgenden Fällen auf:

Anpassung von Werkstoffen: Sie wird erforderlich, wenn Maschinen oder Anlagen
auf z. B. höhere Leistungen, Tragfähigkeit oder Durchsatz gebracht werden müssen.

Meist lässt sich hier die gleiche Werkstoffart mit höheren Eigenschaftswerten verwen-
den, z. B. indem man Vergütungsstahl mit höherer Streckgrenze wählt. Bei Feinkorn-
baustählen steht eine Reihe von Sorten mit Streckgrenzen von 355 bis 960 MPa zur

Auswahl.

Austausch (Werkstoffsubstitution), zur Kosten- oder Gewichtsverminderung, oder
auch fertigungsbedingt zieht fast immer eine Änderung der Konstruktion und des

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

487

Abb. 13.2 Werkstoffwahl im

Produktlebenslauf – Hinweis:

Die Pfeile am linken Rand
bedeuten, dass evtl. „Schleifen
durchfahren“ werden müssen,
wenn an einer Stelle geforderte

Eigenschaften nicht erfüllt
werden

Fertigungsweges nach sich, wenn z. B. ein Schweißteil als Gussteil gefertigt werden
soll. Bei Ersatz von Stahl durch Al, Mg oder Ti-Legierungen müssen die kleineren

E-Modulen beachtet werden (höhere elastische Verformung). Polymere haben eine
höhere Wärmedehnung, keramische Stoffe eine kleinere als Metalle, das kann zu

Spannungen führen.

Neukonstruktionen erfordern eine ganzheitliche Planung, wie sie in Abb. 13.2 darge-
stellt ist. Sie zeigt auch den Zeitpunkt der Werkstoffwahl. Neukonstruktionen stellen
die höchsten Ansprüche an die Zusammenarbeit der Bereiche, wenn eine optimale Lö-
sung in kurzer Zeit gefunden werden soll.

Das Produktionskonzept entsteht nach den Anforderungen des Marktes und Vorstellun-
gen des Abnehmers mit Angaben über z. B. Tragfähigkeiten, Maximalmaße (Lichtraum-
profil), Leistung, Geschwindigkeiten, Stückzahlen.

Die Werkstoffwahl steht am Anfang der Entwicklung, weil der Entwurf (Gestalt) soll
sein:

werkstoffgerecht: die zulässigen Belastungen des Werkstoffs dürfen nicht überschrit-
ten werden, damit das Bauteil nicht im Betriebsfall versagt.

fertigungs- und montagegerecht: die Konstruktion soll sich herstellen lassen, hierbei
sind ggf. die Fertigungsmöglichkeiten des Produzenten zu berücksichtigen.

Nach dem Erwerb eines Produktes treten bei seiner Nutzung weitere Kosten auf. Sie
können für langlebige Produkte wie z. B. Nutzfahrzeuge, Produktionsanlagen usw. die

Kaufentscheidung beeinflussen, Dazu gehören auch die Kosten am Ende der Lebensdau-
er. Eine ganzheitliche Betrachtung des Problems bezieht auch diese ein (Lebenszeitkosten,
life-cycle-cost).

488

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Nutzung

Das Bauteil soll seine Funktion über die geplante Lebensdauer er-
füllen. Es darf nicht katastrophal, d. h. durch Sprödbruch versagen.

Unterhalts- und Reparaturkosten sollen niedrig sein, z. B. lange

Wartungsintervalle und kurze Stillstandszeiten beim Wechsel ver-
schlissener Teile. Wertvolle Verschleißteile sollten zur Wiederauf-
arbeitung (Regeneration) geeignet sein.

Umweltverträglichkeit Werkstoff- und Bauteilherstellung sowie Entsorgung möglichst
energiesparend, recyclingfähig und wenig Sondermüll erzeugend.

I

Wichtig Das Ziel der Werkstoffwahl soll ein Produkt mit den geringsten Her-
stellkosten sein.

Zunächst ausgesuchte Werkstoffe, Bauteildaten und Herstellverfahren beeinflussen
sich gegenseitig. Zur Optimierung ist Zusammenarbeit aller Sachbearbeiter notwendig,
die gleichzeitig alle Einflussgrößen betrachten. Dazu brauchen alle werkstofftechnisches

Wissen, um „mitreden“ zu können. Zur Optimierung müssen kombiniert werden:

Bauteil-Vielfalt

Anforderungen, Gestalt, Größe, Stückzahl

Werkstoffvielfalt

Verfahrensvielfalt

Metalle, Polymere,

Urformen, Umformen,

Keramik,

Fügen, Trennen,

Verbunde

Beschichten

Qualitätssicherung

Werkstoff-Prüfverfahren

13.2.2

Vereinfachte Direktwahl

Bauteile für spezielle Anwendungen ermöglichen eine schnellere Auswahl. Sie werden
zunächst im folgenden Abschnitt beschrieben.

Die Werkstoffwahl wird durch eine herausragende Anforderung stark vereinfacht, weil
sich die Zahl der in Frage kommenden Werkstoffe verkleinert, evtl. auf eine Gruppe be-
schränkt. Eine solche Direktwahl ist möglich in folgenden Fällen (Tab. 13.2):

Ohne Rücksicht auf bisher verwendete Werkstoffe sollte untersucht werden:

Muss es unbedingt ein Metall sein?

Würde ein Kunststoff genügen?

Könnte ein keramischer Werkstoff geeignet sein?

Wäre ein Werkstoffverbund durch Beschichten oder ein

Verbundwerkstoff oder eine

Verbundkonstruktion als konstruktiv-fertigungstechnischer Weg die Lösung?

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

489

Tab. 13.2 Werkstoffwahl für spezielle Anwendungen

Ist das Bauteil . . . ?

Werkstoffe

Werkzeug

Werkzeugstähle nach DIN EN ISO 4957 in Kaltarbeits-,
im weitesten Sinne

Warmarbeits-, Schnellarbeits- und Kunststoffformenstähle ge-
gliedert. (Abschn. 4.7), Großwerkzeuge auch aus Stahlguss mit

Einsätzen aus hochlegierten Werkzeugstählen (Werkstoffver-
bund), Al-Legierungen für kleine Stückzahlen, Vorrichtungen
auch aus verstärkten Kunststoffen

Maschinenelement

Wälzlagerstähle (Abschn. 4.6.1), Federstähle (Abschn. 4.6.2),

Lager- und Gleitwerkstoffe (Abschn. 11.3). Weitere Hinweise
gibt das Fach „Maschinenelemente“.

Extreme Anforderungen an das Werkstoffe

Bauteil in . . .

Temperaturen

Warm- und hochwarmfeste Stähle und Ni-Basislegierungen für
sehr hoch,
biegebeanspruchte, Keramik für kompakte, auf Druck bean-
sehr tief
spruchte Teile,
kaltzähe Stähle u. Stahlguss (Abschn. 4.4.1, 4.8), Ti-u. Ni-

Basislegierungen (Abschn. 7.6 u. 7.7)

Wärmeleitung

Hohe Wärmeleitung ist meist mit hoher elektrischer Leitfähig-
hoch
keit verbunden: Cu und Cu-Legierungen, Al- und -legierungen.

Mit steigendem Anteil an Legierungselementen sinken die-
se Eigenschaften. Nichtmetallische Wärmeleiter sind SiSiC,

Graphit-Verbundwerkstoffe und Diamant

Besondere

Tabelle 13.3

Wärmedehnung

Leichtbau

Wichtige Kenngröße ist die Reißlänge. Feinkornbaustähle

(Abschn. 4.3), martensitaushärtende Stähle (Abschn. 5.4.3),
hochfeste Al-Legierungen, Ti-Legierungen (Abschn. 7.6), Fa-
serverbundwerkstoffe

Höchste Steifigkeit

Werkstoffe mit hohem E-Modul wie Stahl, CFK, Keramik.

Konstruktiv: Wanddicke oder Randfaserabstände vergrößern,

Hohlprofile einsetzen

Korrosionsbeständigkeit gegen Auswahl nach den DECHEMA-Tabellen, mit Beständigkeitsan-
bestimmte Stoffe
gaben in vielen Medien und bei verschiedenen Temperaturen

13.2.3

Allgemeine, indirekte Wahl

In den meisten Fällen liegen die Beanspruchungen der Bauteile im mittleren Bereich,
sodass zunächst viele Werkstoffe geeignet sein können. Der folgende Abschnitt bezieht
sich darauf.

Im allgemeinen Fall, wenn keine besonderen Anforderungen vorliegen, ergibt sich eine
indirekte Wahl durch Aussondern der Werkstoffgruppen, die wesentliche Anforderungen
nicht erfüllen können.

490

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Tab. 13.3 Eigenschaftsvergleich Metall – Polymer – Keramik

Eigenschaften

Metalle (Tab. 2.6)

Polymere

Keramik (Tab. 8.6)

E-Modul [MPa]

125 (Cu). . . 210 (Fe)

Niedriga 1 (PP). . . 4

> Stahlb

(EP)

200 (ZrO2). . . 400

3,5 (PP-AF). . . 23 (EP- (SiC)

GF)

Zugfestigkeit
hoch
niedrig
hoch

Druckfestigkeit
hoch
mittel
sehr hoch

Zähigkeita
mittel bis hoch
mittel bis hoch
niedrig < Gusseisen

Wärmeleitung in

50 (St) . . . 429 (Ag)

0,2 (PP) 0,5 (PE-HD)d

1,4 (ATi). . . 120 (SiC)

W=mK

Wärmeausdehnung
mittel 12. . . 30
hoch 80. . . 160
niedrig 2,6. . . 8
bis 100 °C in 106=K

X50Ni36: 1,2
verstärkt 15. . . 60

Dauergebrauchs- Tem- mittel bis hoch Ni-
niedrig 80. . . 130
hoch > .950/ 1300
peratur in °C

Cr20Ti: < 1100 °C
verstärkt 100. . . 230

Korrosions-
schlecht bis gut, je
allgemein gut, einzel-
allgemein sehr gut
beständigkeit
nach Sorte
ne

Stoffe können schädi-
gen

Verschleiß abrasiv
carbidreiche Sorten
einzelne Sorten gut
hoch
hoch,
adhäsiv

Lagermetalle gut

Dichte kg=dm3

1,74 (Mg). . . 19,25

0,9 (PP). . . 2,0 (GFK)

zwischen Al und Ti

(W)

Elektrischer Leiter
z. T. sehr gut

Isolator
meist Isolatorc
a stark temperaturabhängig,
b nicht ATi,
c mit Ausnahme von SiC,
d durch Füllstoffe größer bis 0,8.

13.2.4

Einfluss des Fertigungsweges auf die Werkstoffwahl

Der Grundsatz Anforderungsprofil D Eigenschaftsprofil ist eine notwendige, aber nicht
ausreichende Bedingung. Es ergibt sich eine Vorauswahl von Werkstoffen mit anforde-
rungsgerechtem Eigenschaftsprofil. Das konstruktive Konzept führt zu weiterer Einen-
gung der gefundenen Werkstoffe.

Der Werkstoff muss nun noch in die Form gebracht, d. h. „gefertigt“ werden. Es
gilt, einen optimalen Verfahrensweg zu finden. Er soll für den Werkstoff geeignet sein

(Tab. 13.4) und mit
wenigen Arbeitsgängen ( Zeitaufwand),
wenig Energieaufwand und Abfall,
sicherer Qualität,
bei geringsten Kosten zum Bauteil führen.

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

491

Tab. 13.4 Eignung der Werkstoffe für die Fertigungsverfahren

Eignung zum

Metalle

Polymer

Keramik

Urformen
bis Tmax ca. 1700 °C

Spritzguss (keine

Schlickergießen und

Gießen
auch PM-Spritzguss
hochwärmebestän-

Keramik-Spritzguss

PM-Technik
alle
digen Sorten)

(Sintern)

Metalle

PTFE und andere

Alle Keramiken
hochschmelzende

Umformen

Gefüge mit kleinem
thermoplast. Folien,
nicht anwendbar
kalt

Anteil harter Phasen.

Platten und Profile.

warm

Knetlegierungen fast

Spritzpressen für Du-
aller Metalle
roplaste

Fügen
alle Verfahren mit

Schweißen (Ther-

Aktivlöten, metalli-

Ausnahmen
mopl.) Kleben,
siert Löten, Kleben,

Schnappverbindun-

Diffusions- und Reib-
gen
schweißen

Trennen

Spanen, Schneiden

(Spanen), Schneiden

Spanen mit Diamant-

Thermisch trennen,
werkzeugen, Läppen,

Erodieren

(Erodieren für SiC)

Beschichten
alle Verfahren mit
galvanisch nach

PVD- und CVD-

Ausnahmen (tempera-

Vorbehandlung, Plas-

Verfahren
turbedingt)

maspritzen

Stoffeigenschaft

Glühen für alle Metal-

Erwärmen duromerer
nicht angewandt
ändern
le, Härten, Vergüten

Teile zum Austreiben
und Aushärten nur für
des Härters
bestimmte Sorten

13.2.5

Integral- oder Differenzialbauweise?

Viele Werkstoffe entstehen erst durch den Fertigungsgang (z. B. Verbundwerkstoffe, Ke-
ramik) oder erlangen erst dadurch ihre Gebrauchseigenschaften (z. B. durch Beschichten).

Die Bauweise „aus einem Stück“ wird auch Integralbauweise genannt, die „aus Teilen
gefügte“ Differenzialbauweise (Abb. 13.3).

Integralbauweise benötigt weniger Arbeitsgänge bis zum fertigen Bauteil. Eine Aus-
nahme ist das „Spanen aus dem Vollen“.

Differenzialbauweise muss für sperrige und große Strukturen (evtl. nach Umformung)

und auch für Leichtbau aus Blech angewandt werden. Moderne Gießtechnik ermöglicht
es, auch hier teilweise die Integralbauweise einzuführen.

Häufig werden beide Bauweisen kombiniert, wenn es wirtschaftlich oder fertigungs-
technisch die bessere Lösung ist oder an Gewicht gespart wird, z. B. durch Fügen endkon-
turnaher Komponenten.

Urformen ist ein Fertigungsverfahren, der formlosen Materie Zusammenhalt und Ge-
stalt zu geben (Zustand der Materie). Ziel des Urformens ist das endkonturnahe Rohteil
mit dem geringsten Aufwand für die Endbearbeitung (z. B. Spanen, Schleifen). Die ther-

492

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Abb. 13.3 Hauptfertigungs-

Das Bauteil entsteht
verfahren für ein Bauteil. Das
aus einem Stück
aus Teilen gefügt

Schema enthält die bekannten

Formlose Materie

Abschnitte von Flach-

Namen der 6 Fertigungshaupt-
oder Langerzeugnissen
gruppen nach DIN 8580

Urformen

Umformen + Fügen

Trennen

(Fein- oder Endbearbeitung)

Beschichten
fallweise

Stoffeigen-
schaftändern

Bauteil

Integralbauweise

Differenzialbauweise
moplastischen Kunststoffe eignen sich sehr gut für das Urformen (Spritzgießen), weil sie
wegen ihrer geringen Schmelztemperatur in sehr präzise Stahlformen gegossen werden.

Nachbearbeitungen entfallen dann weitgehend.

Die Suche nach dem geeigneten Fertigungsweg wird weiterhin durch die Bauteilmerk-
male bestimmt. Sie lassen bestimmte Verfahren ausscheiden, weil sie technisch undurch-
führbar oder zu teuer sind. Das gilt vor allem für die Stückzahl. Trotz sehr aufwendiger

Maschinen- und Werkzeugtechnik ist das Spritzgießen von thermoplastischen Kunststof-
fen ideal, wenn große Stückzahlen gefordert sind. Die hohen Anlagenkosten werden auf
die vielen erzeugten Bauteile umgelegt, sodass die Bauteilkosten sehr gering bleiben.

13.2.6

Einfluss der Bauteilmerkmale auf den Fertigungsweg

Bauteilmerkmale sind

Abmessungen (z. B. Masse, Baulängen usw.)

die geometrische Gestalt (einfach bis kompliziert)

Sie stellen eine Art Sieb dar. Mit ihrer Hilfe lassen sich die nach physikalisch-chemischen

Eigenschaften vorausgewählten Werkstoffe weiter reduzieren (Abb. 13.4).

Einfluss der Stückzahl Nur bei hohen Stückzahlen sind aufwendige Werkzeuge und

Vorrichtungen einsetzbar, welche die Bearbeitungszeit stark verkürzen. Jedes Verfahren
hat seine Anwendungsgrenzen hinsichtlich von Stückzahl und Masse und auch durch die

Komplexität des Teiles (Abb. 13.5).

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

493

Abb. 13.4 Optimierung der

Vorauswahl

Bauteilmerkmale
vorgewählten Werkstoffe
geeigneter

Masse

Gestalt

Stückzahl

Werkstoffe
klein
einfach
klein
groß
komplex
groß
sperrig

Entscheidung, Kosten

„aus Teilen gefügt“

„aus einem Stück“

Differenzial-

Integralbauweise
führt zu technisch möglichen

}

}

}

und kostengünstigen Verfahren
optimierter
gewählter

Werkstoff

Fertigungsweg

Abb. 13.5 Herstellverfahren
für kleine bis mittlere Bauteile
nach Stückzahl und Komplexi-
tät

Komplexität meint die Gestalt, die von einfachen geometrischen Formen bis zu kom-
plizierten (mit Hohlräumen, Hinterschneidungen und starken Querschnittsunterschieden)

reicht, oder von kompakt bis zu sperrig.

Große Gestaltungsfreiheit ist bei den verschiedenen Gießverfahren zu erreichen. Sie
ist bei der Massivumformung wegen der geringeren Fließfähigkeit kleiner. Hier dürfen
auch bestimmte Wandschrägen oder Wanddicken nicht unterschritten werden.

Einfluss der Masse Das Beispiel eines Getriebegehäuses zeigt, dass je nach der Größe

(Masse) des Bauteils ein anderer Fertigungsweg günstig ist, zu dem auch unterschiedliche

Werkstoffe gehören (s. Tabelle Beispiel Getriebegehäuse).

494

13

Überlegungen zur Werkstoffauswahl

Beispiel Getriebegehäuse

Art des Getriebes

Ausführung, Werkstoff
groß, ortsfest

Gusskonstruktion, GJL

Kranhubwerk, leichtere Bau-

Schweißkonstruktion. Stahl-
weise
blech

Kfz-Getriebe, Leichtbau

Al- oder Mg-Druckguss

Kleinmaschinen

Polymerspritzguss, GFK

Fahrzeug-Modellbau

Polymerspritzguss

Einige Verfahren arbeiten mit hohen Kräften. Hier begrenzen die Höchstkräfte der Ma-
schine die Größe des Teiles (z. B. projizierte Fläche in der Teilungsebene).

Beispiele für Verfahren mit hohen Kräften

Urformen durch z. B. Druckgießen, Spritzpressen oder pulvermetallurgisch.

Umformen durch z. B. Fließpressen, Tiefziehen oder Schmieden.

13.2.7

Vergleich einiger Fertigungsverfahren

In Tab. 13.5 werden einige Formgebungsverfahren unter den o. a. Kriterien und weiteren

Fertigungsdaten miteinander verglichen und bewertet (nach Sigrist, Trapp u. a.).

Tab. 13.5 Formgebungsverfahren im Vergleich

13.2

Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

495

Tab. 13.6 Vergleich der Genauigkeit von Fertigungsverfahren (nach Michaeli u. a.)

Die höheren Qualitäten sind z. T. nur durch Sondermaßnahmen erreichbar.

Tabelle 13.6 zeigt die erreichbaren Genauigkeiten von verschiedenen Fertigungsver-
fahren.

Werkstoffprüfung

14

14.1

Aufgaben, Abgrenzung

Das Fachgebiet der Werkstoffprüfung ist sehr umfangreich. Alle Werkstoffe müssen im-
mer wieder geprüft werden – neben den metallischen Werkstoffen auch Kunststoffe, Glä-
ser, keramische Stoffe, Halbleiter und Verbundwerkstoffe. Hauptaufgaben der Werkstoff-
prüfung sind:

Sicherung der Qualität der Produkte in den Fertigungsgängen (Wareneingangs-, Pro-
duktionskontrolle)

Untersuchung von Schäden in der Forschung

Ermittlung von Kennwerten der Werkstoffeigenschaften zur Auswahl von Werkstoffen
und Dimensionierung von Bauteilen in der Konstruktion

Entwicklung geeigneter Prüfverfahren.

Die Prüfverfahren werden in unterschiedliche Gruppen eingeteilt (Tab. 14.1):

Tab. 14.1 Werkstoffprüfverfahren und Anwendungsbeispiele

Werkstoffprüfgruppe

Beispiele

Chemische Analysen

Analyse der mittleren Zusammensetzung von Werkstoffen (Spek-
tralanalyse) oder einzelner Werkstoffbereiche (Mikrosonde)

Untersuchung von Gefügen

Herstellung von Gefügebildern (Schliffbilder) mittels Lichtmikro-
und Schadstellen
skopie Untersuchung von Bruchflächen mittels Elektronenmikro-
skopie

Eigenschaftsprüfungen

Ermittlung von Werkstoffkennwerten und -linien zur Qualitätssi-
cherung, z. B. Zugversuch, Härteprüfungen

Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Prüfun-
gen), z. B. auf Schmiedbarkeit, Härtbarkeit

Fehlersuche

Aufspüren von Werkstofffehlern ohne Zerstörung des Bauteils
mittels durchdringender Medien wie Strahlen, Ultraschall oder

Magnetfeldern

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

497

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6_14

498

14

Werkstoffprüfung

Im Rahmen des Buches werden nur die Prüfverfahren näher behandelt, die zum Ver-
ständnis des behandelten Lehrstoffs wichtig sind oder für den Arbeitsbereich des Techni-
kers oder der Ingenieurin im Maschinenbau bedeutsam sein könnten (Qualitätssicherung).

Das ist nur ein kleiner Ausschnitt der o. a. Untersuchungen:

Prüfung von mechanischen Werkstoffkennwerten (Abnahme und Gütekontrolle),

Prüfung von Verarbeitungseigenschaften,

Gefügeuntersuchungen,

Prüfung von Roh- und Fertigteilen auf Fehler (zerstörungsfreie Prüfung, ZfP)

Chemische Analyse.

14.2

Prüfung von Werkstoffkennwerten

Die Eigenschaften eines Werkstoffes lassen sich mit Kennwerten beschreiben. Teilwei-
se genügt die Angabe eines einzigen Wertes. Speziell bei Kunststoffen sind häufig auch

Kennlinien notwendig, die z. B. die Eigenschaft bei verschiedenen Temperaturen darstel-
len. Der Konstrukteur benötigt Kennwerte für die Werkstoffwahl. Die Fertigung nutzt sie
für die Kontrollen des Rohmaterials und der Fertigungsgänge, aber auch, um Daten für
die einzelnen Arbeitsgänge angeben zu können.

Werkstoffkennwerte werden meist an besonders hergestellten Probekörpern (kurz Pro-
be) ermittelt. Bei mechanischen Eigenschaften belastet man die Probe bis zum Bruch oder
bis zu einer bestimmten Verformung. Belastung, Verformung und die Zeit werden gemes-
sen.

Die Belastung kann auf die Proben unterschiedlich wirken (Tab. 14.2):

Tab. 14.2 Arten der Belastung bei unterschiedlichen Prüfverfahren

Statische Verfahren

Beispiele

Belastung langsam bis zum Höchstwert

Härteprüfung
stetig gesteigert bis zum Versagen

Zugversuch
schnell aufgebracht und konstant gehalten.

Zeitstandversuch

Dynamische Verfahren

Beispiele

Belastung schlagartig aufgebracht

Kerbschlagbiegeversuch

Zyklische Verfahren

Beispiel

Belastung ändert sich zwischen Grenzwerten

Dauerschwingversuche
gleichförmig

Wöhlerversuch
unregelmäßig

Lebensdauerversuch

Thermische Verfahren

Beispiel

Belastung konstante Temperatur

Dauergebrauchstemperatur

Messung entlang Temperaturprofil

DSC, TGA, DMA

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

499

Tab. 14.3 Kennwerte und Normen unterschiedlicher Prüfverfahren

Werkstoffkennwert

Prüfung, Versuch

Normung DIN-Nr.

Statische Verfahren

Härte

Härteprüfung

HBW

Brinell

EN ISO 6506

HV

Vickers

EN ISO 6507

HRC

Rockwell

EN ISO 6508

Shore

EN ISO 686

Zugfestigkeit Rm

Zugversuch

EN ISO 6892

Streckgrenze Re

Zugversuch

0,2-% Dehngrenze Rp0;2

Zugversuch

Bruchdehnung A

Zugversuch

Brucheinschnürung Z

Zugversuch

Elastizitätsmodul E

Zugversuch

Druckfestigkeit

Scherversuch

EN 3238

– an Keramik

Druckversuch

50106

Biegefestigkeit

51104

– an Keramik

Biegeversuch

EN ISO 7438

Zeitstandfestigkeit

EN 843-1

Zeitdehngrenze

Zeitstandversuch

EN ISO 204

Dynamische Verfahren

Härte nach Shore

Rücksprunghärte

Zähigkeit (Kerbschlagarbeit KV)

Kerbschlagbiegeversuch

EN ISO 148

Zyklische Verfahren

Dauerfestigkeiten

Umlaufbiegeversuch

50113
w, Sch

Dauerschwingversuch

50100

In Werkstücken ist der Werkstoff oft nicht homogen verteilt. Damit die Probe zu Durch-
schnittswerten des Werkstoffes führt, sind zahlreiche Normen1 für die Entnahme und

Bearbeitung der Proben aufgestellt worden (Tab. 14.3). Dabei darf das Werkstoffgefüge
nicht durch Erwärmen oder Umformen verändert werden.

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

Die mechanischen Eigenschaften werden allgemein mit Festigkeit und Steifigkeit sehr
ungenau bezeichnet.

Festigkeit ist der Widerstand eines Werkstoffs gegen elastische oder plastische Verfor-
mung. Bei einer Belastung wird sich ein Werkstoff zunächst elastisch verformen. Nach

Erreichen einer Grenzbelastung kann sich der Werkstoff entweder bleibend verformen
oder zu Bruch gehen.

1 DIN-Taschenbücher Materialprüfnormen Nr.: 19, 56, 205, 370, Beuth-Verlag, 2006/2011

500

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.4 Kennwerte und Zuordnung zu den Belastungs- und Versagensarten

Verformungszustand

Festigkeits-, Steifigkeitsbegriff

Reine elastische Verformung

E-Modul

Beginn der plastische Verformung

Dehngrenzen, Streckgrenze

Beginnende Einschnürung

Zugfestigkeit

Steifigkeit ist der Widerstand eines Bauteils gegen elastische Verformung. Die Steifig-
keit hängt ab von der Werkstoffeigenschaft E-Modul und der Geometrie.

Mit genormten Versuchen wird die Verformung definierter Probekörper bei bestimm-
ten Lasten ermittelt. Daraus lassen sich Kennwerte zur Beschreibung von Festigkeit und

Steifigkeit ableiten. Diese Kennwerte sind immer Spannungen, also auf einen Querschnitt
bezogen. Damit kann man in der Konstruktion für vorgegebene Belastungskräfte die not-
wendigen Bauteilquerschnitte festlegen (Tab. 14.4). In den meisten Fällen sind diese Span-
nungen nicht die wirklich auftretenden, die wahren Spannungen, sondern Rechenwerte
aus Prüfkraft und Querschnitt vor dem Versuch, die sog. Nennspannungen.

Zugversuch, Versuchsablauf

Ein Prüfkörper wird in die Einspannvorrichtungen der Zugprüfmaschine biegungsfrei ein-
gesetzt und durch eine steigende Zugkraft so lange gedehnt, bis der Bruch eintritt. Eine
unsaubere Einspannung (schräg) führt zu überlagerter Biegebelastung. Die rechnerische

Nennspannung wäre dann höher, d. h. es würde eine niedrigere Zugfestigkeit ermittelt
werden.

Die Dehngeschwindigkeit muss niedrig sein, damit das Ergebnis nicht verfälscht wird

(kleiner als 10 % je min). Kraft und Verlängerung der Probe werden aufgezeichnet. An-
fangs verlängert sich die Probe elastisch (federnd), die Messmarken würden nach einer

Entlastung wieder den Abstand L0 zeigen. Größere Kräfte bewirken eine zusätzliche
plastische (bleibende) Verlängerung. Bei Entlastung würde nur der elastische Anteil rück-
federn, der Abstand der Messmarken ist dann größer als L0.

Nach weiterer Kraftzunahme kann je nach Werkstoff der Werkstoff brechen oder es
beginnt eine Einschnürung etwa in der Mitte der Messlänge, das ist eine örtliche Verklei-
nerung des Querschnitts. An dieser Stelle tritt kurz darauf der Bruch ein.

Spannungs-Dehnungs-Diagramm

Beim Versuch werden Wertepaare von Kraft und Verlängerung aufgezeichnet. Diese Werte
sind je nach Probengröße verschieden, also probenabhängig. Die Probenabhängigkeit der

Ergebnisse wird durch Einführung von bezogenen Größen, hier Spannung und Dehnung,
beseitigt.

Spannung D

Kraft F

Probenquerschnitt S0

Dehnung " D Probenverlängerung L

Messlänge L0

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

501

Abb. 14.1 Schematische
σ

Darstellung des Spannungs-

Δσ

E=

Dehnungs-Diagramms von

Δσ

Δε
b)

a Nennspannung, auf den Aus-
gangsquerschnitt S

Δε

0 bezogen,

Spannungpp
b Verlauf der wahren Span-

Rm
nung zu a, bezogen auf den
tatsächlichen sich verjüngen-

Rp0,2
den Querschnitt
a)

0,2%

Dehnung ε

So entsteht aus dem Kraft-Verlängerungs-Diagramm das Spannungs-Dehnungs-Dia-
gramm, probenunabhängig und werkstofftypisch (Abb. 14.1, Kurve a). Drei Bereiche sind
hier wichtig:

Anfangsbereich (Hooke’sche Gerade)

Gekrümmter Bereich zwischen der Geraden und dem Maximalwert

Gekrümmter Bereich nach dem Maximalwert.

Hooke’sche Gerade

Spannung und Dehnung sind im Rahmen der Messgenauigkeit proportional, d. h. eine

Verdoppelung der Spannung würde auch die Dehnung verdoppeln. Es gilt das Hooke’sche

Gesetz:

D " E

Der Wert E ist der E-Modul, er kennzeichnet die Steifigkeit. In diesem Spannungsbereich
liegt die Beanspruchung von Bauteilen während ihrer Funktion, denn alle Belastungen
bewirken nur eine elastische Verformung. Nach einer Entlastung nimmt ein Bauteil seine
ursprüngliche Form wieder an.

Bereich bis zum Maximum

Bis zum Erreichen der Zugfestigkeit wird die Probe im Bereich zwischen den Schultern
gleichmäßig länger und dünner. Die Verformung setzt sich zusammen aus dem elasti-
schen Anteil und einem plastischen Anteil. Bei gut verformbaren Werkstoffen ist dieser

502

14

Werkstoffprüfung

Bereich sehr ausgeprägt, harte und spröde Materialien haben hier nur einen sehr kleinen

Bereich.

Die plastische Verformung entsteht durch Schubspannungen im Inneren des Werk-
stoffs, bei Metallen lässt sich das mit einem Abgleiten von Gitterebenen veranschaulichen.

Eine Kraft in Richtung der Achse des Prüfkörpers bewirkt im Inneren Spannungen, also
auf die Fläche bezogene Lasten. Normalspannungen wirken immer senkrecht zu einer Flä-
che, Schubspannungen sind flächenparallel. Die Normalspannungen sind bei einer axialen

Kraft senkrecht zur Kraft am höchsten. Die Schubspannungen haben ihr Maximum unter
einem Winkel von 45°.

Weil im Bereich zwischen den Schulter bei einem gleichen Querschnitt die Spannungen
an jeder Stelle gleich groß sind, wird der Prüfkörper insgesamt länger und gleichzeitig
dünner. In diesem Bereich spricht man daher auch von Gleichmaßdehnung.

Mit der plastischen Verformung tritt die Verformungsverfestigung (Kaltverfestigung)

auf. Deshalb müssen jetzt für eine weitere Dehnung der Probe auch zunehmende Kräfte
bzw. Spannungen aufgebracht werden: Die Kraftanzeige steigt.

Bereich nach dem Maximum

Bei Metallen bewirkt die plastische Verformung üblicherweise eine Kaltverfestigung. Ir-
gendwann ist der Werkstoff soweit verfestigt, dass eine weitere plastische Verformung
nicht mehr möglich ist. Dann versagt der Werkstoff. Die maximal mögliche Spannung ist
somit die Zugfestigkeit.

Im Maximum der Kurve tritt bei verformbaren Werkstoffen eine örtliche Querschnitts-
verkleinerung auf. Sie wird Einschnürung genannt. Der schnell abnehmende Querschnitt
im Einschnürbereich benötigt kleiner werdende Kräfte zu weiterer Dehnung, deshalb sinkt
die Kraftanzeige bis zum Bruch. Beim Bruch geht die elastische Dehnung der Probe zu-
rück, übrig bleibt die Bruchdehnung A.

Die weitere Längenänderung der Probe findet nur noch in diesem Bereich statt. Im

Spannungs-Dehnungsdiagramm fällt die Spannung mit Erreichen der Zugfestigkeit Rm
ab. Hier beginnt das Werkstoffversagen mit einer Einschnürung des Prüfkörpers. Weil man
aus praktischen Gründen den tatsächlichen Querschnitt während des Versuchs nicht mes-
sen kann, nimmt man für die Umrechnung in die Spannung den Ausgangsquerschnitt S0.

Die Zugkraft der Belastung ergibt somit nach Erreichen der Zugfestigkeit höhere Span-
nungen im Bereich der Einschnürung (Kurve b), wobei gleichzeitig die anderen Bereiche
der Probe entlastet werden (Kurve a).

Kennwerte

Die Werkstoffkennwerte (Tab. 14.5) des Zugversuches dienen überwiegend als Grundlage
für die Abnahme und Qualitätssicherung von Halbzeug und Rohteilen und für die Kon-
struktion. Aus der Kombination der Festigkeits- und Verformungskennwerte kann man die

Sprödbruchneigung eines Stahles qualitativ abschätzen.

Die Beanspruchung von Maschinenteilen ist oft nicht statisch. Für die Auslegung von

Bauteilen sind meist zusätzliche Werte wichtig (Dauerfestigkeiten, Zähigkeit).

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

503

Tab. 14.5 Werkstoffkennwerte aus dem Zugversuch

Werkstoffkennwert

Formelzeichen

Einheit

Metalle

Kunststoffe

Elastizitätsmodul

E

E

MPa=GPa

0,2 %-Dehngrenze

Rp0;2

–

MPa

Streckgrenze

Re

Y

MPA

Zugfestigkeit

Rm

MPa

Bruchdehnung

A

"B

%

Brucheinschnürung

Z

%

1 MPa D 1 N=mm2; 1 GPa D 1000 N=mm2

Speziell für Kunststoffe sind diese Kennwerte mit Vorsicht zu verwenden, denn sie
gelten nur für Normbedingungen. Damit ist besonders die Temperatur gemeint. Die Tem-
peratur beeinflusst aber das mechanische Verhalten der Kunststoffe sehr. Alternativ zu den

Zugversuchsdaten können auch DMA Ergebnisse verwendet werden (s. Abschn. 14.7.3).

14.3.1

Zugversuch für Metalle, DIN EN ISO 6892-1/09

Prüfkörper

Abbildung 14.2 zeigt schematisch eine Rundzugprobe. Wie alle Zugprobenformen besteht
sie aus einem schlanken Teil mit konstantem Querschnitt (Versuchslänge), der mit Abrun-
dungsradien in die verdickten Enden übergeht. Sie dienen zum Spannen und Krafteinlei-
ten. Die wesentlichen Maße sind die Messlänge L0 und der Durchmesser d0. Zwischen
beiden soll ein festes Verhältnis (Proportionalität) bestehen.

Messlänge L0 ist der Abstand von zwei Markierungen, z. B. ein Lackstreifen. Nach

Norm ist

L D

0

5d0

Zur Prüfung von Blechen können die Probekörper zwangsläufig nur flach sein. Daher
wird für rechteckige Probenquerschnitte die Messlänge auf den Ausgangsquerschnitt S0
bezogen
p

L D

0

5;65

S0

Das Normblatt DIN EN ISO 6892-1 enthält Maße und Richtlinien für die Herstellung der

Proben. Es sind auch Proben mit Rechteckquerschnitt möglich. Daneben gibt es Normen
für Probestäbe aus Gusseisensorten und Blechen.

Kennwerte Die sog. zulässigen Spannungen in einem Bauteil liegen stets auf der Hoo-
ke’schen Geraden. Bei höheren Belastungen wird die Spannungs-Dehnungskurve zuneh-
mend von der Hooke’schen Geraden abweichen (Abb. 14.1). Das ist die Regel z. B. bei

Aluminium, Kupfer oder austenitischem Stahl.

504

14

Werkstoffprüfung

L

Messlänge

0

L

Messlänge nach Bruch

U

S

Ausgangsquerschnitt

0

S

Querschnitt nach Bruch

U
d

Ausgangsdurchmesser

0

S

vor dem Versuch

U
d0

L

L

0

U

S0

Abb. 14.2 Rundzugprobe (schematisch)

Das effektive Ende der Hooke’schen Gerade wird als Dehngrenze bezeichnet und wird
über eine bleibende Verformung der Zugprobe nach Entlastung festgelegt. Gebräuchlich
ist die 0,2 %-Dehngrenze Rp0;2, also die Spannung, die nach Entlastung eine gut messbare
plastische Dehnung von 0,2 % hervorruft (s. Abb. 14.1). (Bei einer Messlänge von 50 mm
sind 0,2 % gerade 0,1 mm.)

Bei Baustahl und anderen C-armen Stählen steigt die Hooke’sche Gerade bis zu einem

Maximum an, das Streckgrenze (obere Streckgrenze) ReH genannt wird (Abb. 14.3). Es
folgt ein abfallender Teil. Die Streckgrenze ist überschritten, die Probe wird sichtbar ge-
streckt, ihre glänzende Oberfläche wird matt. Diese stärkere plastische Verformung wird
auch als Fließen bezeichnet. Während des Fließens kann die Spannung auch sinken. Das
relative Minimum der Kurve ist die untere Streckgrenze ReL.

Der Abfall der Kurve entsteht durch das schlagartige Losreißen der Versetzungen von

Kohlenstoffatomansammlungen, den Cottrell-Wolken. Wenn Versetzungen an anderen

Hindernissen gebremst werden, können sie von hinterher diffundierenden Kohlenstoff-
atomen wieder blockiert werden und müssen sich dann erneut losreißen. So kann eine
wellige Spannungs-Dehnungs-Kurve im Bereich der Lüders-Dehnung entstehen.

I

Hinweis Der im Zusammenhang mit Festigkeitsbetrachtungen manchmal
gebrauchte Begriff Fließgrenze ist der Oberbegriff für Spannungen, die eine
erste größere plastische Verformung ergeben. Streckgrenze Re und 0,2 %-

Dehngrenze Rp0;2 sind in technischen Dokumenten gleichwertige Grenzspan-
nungen.

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

505

Abb. 14.3 Schematische

Darstellung des Spannungs-
σ

Δσ

E=

Dehnungs-Diagramms von

Δσ

Δε

Baustahl

Δε

Spannung

Rm

ReH

Dehnung ε

Der Elastizitätsmodul (E-Modul) wird für die Berechnung der elastischen Verformung
und von Dehn-, Schrumpf- und Wärmespannungen benötigt. Von zentraler Bedeutung ist
der E-Modul bei der Berechnung von Knick- und Beulsteifigkeiten.

Zur Ermittlung des E-Moduls werden zwei zugeordnete Werte von Spannung und

Dehnung " im elastischen Bereich eingesetzt. Dabei muss die Dehnung mit Feinmessge-
räten ermittelt werden, die auf 1 µm und weniger ansprechen.

Elastizitätsmodul E D

"

Der E-Modul ist eine gedachte Spannung, die einen Probestab elastisch auf die doppelte

Länge (also Dehnung " D 1, d. h. 100 %) dehnen würde, sofern der Werkstoff diese hohe

Spannung aushielte.

I

Hinweis Beim Austausch des Werkstoffes Stahl durch andere Werkstoffe muss
nicht nur die Festigkeit, sondern auch die Steifigkeit, d. h. der E-Modul beachtet
werden.

Beispiel für die Bedeutung des E-Moduls

Ein Stahlträger wird durch einen AlCuMg-Träger mit gleichem Querschnitt und glei-
cher Festigkeit ersetzt. Wegen des kleineren E-Moduls (1=3 von Stahl) würde der

Al-Träger die dreifache elastische Formänderung (Durchbiegung) aufweisen. Typische

E-Moduln sind: E

D

D

Stahl

210 GPa, EAl

70 GPa.

I

Hinweis Bei Angaben des E-Moduls ist neben der Einheit MPa auch die Einheit

GPa üblich (1 GPa D 1000 MPa).

506

14

Werkstoffprüfung
a
b

E335
gehärtet

500

2000

S235

300
vergütet
in N/mm²σ

1000

GJL

Kupfer
weichgeglüht

100

Zugspannung

10

20

30

40

50

5

10

15

Dehnung ε in %

Dehnung ε in %

Abb. 14.4 Spannungs-Dehnungsdiagramme a Metalle geglüht, b Stahl mit verschiedener Wärme-
behandlung

Neben dem Elastizitätsmodul wird für manche Berechnungen auch der Schubmodul G
benötigt, der den Widerstand gegen elastische Schubverformung (Scherung, Verdrehung)

beschreibt. Sofern keine Tabellenwerte für den Schubmodul vorliegen, kann er aus dem

Elastizitätsmodul abgeschätzt werden (G D 0;3 E). Es gilt für jedes isotrope Metall die
strenge Beziehung (E D 2. C 1/G).

Die Querkontraktionszahl ist das Verhältnis von elastischer Längs- zu Querdehnung
im Zugversuch. Ein typischer Wert für die Querkontraktionszahl eine metallischen Werk-
stoffes ist D 0;3.

Die metallischen Werkstoffe weisen unterschiedliche Spannungs-Dehnungs-Diagram-
me auf. Eine Wärmebehandlung verändert die Form der Kurve stark (Abb. 14.4).

14.3.2

Zugversuch für Kunststoffe, EN ISO 527-1

Zur Erfassung von Festigkeitswerten für Kunststoffe wird der Zugversuch analog zur Prü-
fung der Metalle genutzt. Das ist zunächst praktisch und naheliegend. Die mechanischen

Eigenschaften der speziell thermoplastischen Kunststoffe sind jedoch stark abhängig von
der Temperatur. Zusätzlich wird das plastische Verhalten von der Belastungsgeschwindig-
keit und bei einigen Kunststoffen von der Feuchtigkeit beeinflusst.

Für eine Auswahl und Charakterisierung der Kunststoffe sind die Ergebnisdaten des

Zugversuchs zweckmäßig. Für Berechnungen sind aber möglicherweise zusätzliche An-

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

507

1A

1BA

2

5

4

±1

10±0,2

±0,5

50
fangsabstand 115n

±2

> 150

80

104 - 113

1BB

5B
lemmen AK

4±0,2

20±0,2

Abb. 14.5 In DIN EN ISO 527 [2] festgelegte Abmessungen für die Vielzweckprüfkörper Typ A
und Typ B sowie weitere zulässige Prüfkörperformen (Abschn. 14.3.4 Allgemeines Bruchverhalten)

gaben notwendig, z. B. wie sich die Daten bei höheren Temperaturen verhalten. Hier liefert
die DMA (dynamisch mechanische Analyse) die Angaben.

Prüfkörper Für die Prüfung von Kunststoffen werden überwiegend Flachstäbe verwen-
det, die entweder spritzgegossen (Typ 1A) werden oder aus Platten oder Folien herausge-
schnitten/gestanzt (Typ 1B) werden (Abb. 14.5).

Die Schulterstabform ergibt sich aus der Notwendigkeit einer ausreichenden Klemm-
barkeit in den Einspannvorrichtungen der Festigkeitsprüfanlage und der Erzeugung eines
gleichmäßigen Spannungszustandes in hinreichender Entfernung von den Einspannungen.

Für die Durchführung von Zugversuchen ist auch die Verwendung von proportional
verkleinerten Prüfkörpern zulässig, was dann erforderlich ist, wenn nur sehr kleine Men-
gen Material zur Verfügung stehen bzw. die Entnahme aus Bauteilen zur Bauteilcharakte-
risierung erforderlich ist.

Abweichend von der Norm werden auch Prüfstäbe mit geringeren Dicken als 4 mm
hergestellt. Durch das Herstellverfahren Spritzgießen kühlen dünnere Wanddicken schnel-
ler ab, wodurch sich für teilkristalline Materialien geringere Kristallisationsgrad ergeben.

Untersuchungen haben ergeben, dass die Festigkeits- und E-Modulwerte von 4 mm dicken

Prüfkörpern, bis zu 30 % geringer sind im Vergleich zu 1 mm dicken Prüfkörpern.

508

14

Werkstoffprüfung

E-Modul
σ B
σ

− σ

0,25

0,05

E =
spröde

0
ε

− ε

0,25

0,05

Sekanten-Modul
σ
σ

Y

E =
s

S
ε

Spannung
s
zäh
σ s
weich
σ
σ

0,5

0,25
σ 0,05

0,5

0,05

0,25
s

Dehnung ε in %

Dehnung ε in %

Abb. 14.6 Bemessungsgrenzen und E-Moduldefinitionen für Kunststoffe

Kennwerte

Die Kunststoffe können je nach Sorte und Einsatztemperatur spröde bis weich sein. Das
spröde Verhalten liegt fast immer bei Temperaturen unterhalb der Glastemperatur vor
und ist fast linear elastisch. Ähnlich wie bei den Metallen ist die Dehnung proportio-
nal zur Spannung, ab einer oberen Spannung kommt es zum Bruch. Diese Spannung wird

Bruchspannung B genannt und ist ein eindeutiger Grenzwert für die Dimensionierung

(Abb. 14.6).

Speziell unverstärkte, teilkristalline Kunststoffe sind oberhalb der Glastemperatur zäh.

Ab der Streckspannung Y (Y steht für eng. Yield: Ausbeute) kommt es zu einer Hals-
bildung. Diese Streckspannung ist wegen der Verjüngung des Querschnitts vergleichbar
mit der Zugfestigkeit der Metalle. Ab dieser Grenze versagt der Werkstoff. Es kann wohl
sein, dass die im weiteren Verlauf des Spannungs-Dehnungsdiagramms wieder ansteigt
und einen noch höheren Wert annimmt. Derartige Maximalwerte haben aber für die Kon-
struktion keine Bedeutung.

Bei höheren Temperaturen oder auch bei Elastomeren kann eine ausgeprägte Streck-
grenze nicht gemessen werden. In dem Fall wird eine 0,5 % Verformung als Grenzwert
gewählt.

Für den E-Modul werden zwei Definitionen verwendet. Oft ist es nicht möglich eine

Hooke’sche Gerade zu zeichnen, das ist eine Tangente durch den Ursprung an die Span-
nungskurve. Der Grund liegt in der Weichheit vieler Materialien. Für die Kunststoffe wird

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

509
die Hooke’sche Gerade daher festgelegt durch die Schnittpunkte bei 0,05 und 0,25 % Deh-
nung. Diese Steigung der so definierten Hooke’schen Geraden ist der E-Modul E0.

Viele Kunststoffe sind nichtlinear elastisch. Bei größeren Spannungen ist der Verlauf
der Kurve nicht gerade. Nach einer Entlastung unmittelbar auf die Belastung geht die Ver-
formung jedoch wieder vollständig zurück. Für die Dimensionierung ergäbe der E-Modul

E0 zu große Werte, speziell wenn die Belastungen oberhalb des Wertes 0;25 erwartet
werden. Für diese Fälle wird der Sekanten-Modul ES genutzt.

14.3.3

Wärmeformbeständigkeit DIN EN ISO 75-1,-2,-3

Die mechanischen Eigenschaften thermoplastischer Kunststoffe sind stark temperaturab-
hängig. Der mit dem Kurzzeit-Zugversuch gemessene E-Modul wird mit zunehmender

Temperatur geringer. Für den Konstrukteur ist hier die Temperatur der Wärmeformbestän-
digkeit wichtig. In Datenblättern wird hierfür der Wert HDT angegeben (heat deflection
test). Dieser Temperaturwert ist geeignet, das relative Verhalten verschiedener Werkstoffe
bei erhöhter Temperatur abzuschätzen.

Die Messung erfolgt mit einem rechteckigen Prüfkörper, der flachkant auf zwei Auf-
lagern liegt und mittig belastet wird (Abb. 14.7). Die Versuchsanordnung wird über eine

Flüssigkeit geregelt aufgewärmt. Man geht davon aus, dass der Prüfkörper bei der gerin-
gen Aufheizgeschwindigkeit immer die gleiche Temperatur wie das Bad hat.

Die Belastung erfolgt entweder mit 1,8 MPa (HDT-A) oder 0,45 MPa (HDT-B). Die

Belastung ergibt sich aus:

F 3L

D 2bh2

Hierin ist F die Last, L der Abstand der Auflager, b die Breite des Prüfkörpers und h
dessen Höhe.

Abb. 14.7 Messung der Wär-

Masse
meformbeständigkeit

Heizbad

(aufheizen mit 2 °C/min)

Probekörper
rechteckig

510

14

Werkstoffprüfung

Der Ergebniswert ist die Temperatur, bei der der Prüfkörper aufgrund der Durchbie-
gung im Randbereich um 0,2 % gedehnt wird. Diese Verformung errechnet sich aus:

L2
s D 3000 h

Hierin ist L das Maß zwischen den Auflagern in mm und h die Probekörperdicke im mm.

14.3.4

Allgemeines Bruchverhalten

Das Bruchverhalten eines Werkstoffes beim Zugversuch hängt von den Gleitmöglichkei-
ten seiner Versetzungen ab. Die inneren Schubspannungen erreichen in allen Ebenen, die
unter 45° zur Achse der Zugkraft liegen, einen Höchstwert.

Trennbruch mit ebener Bruchfläche senkrecht zur Zugrichtung (Abb. 14.8a) tritt bei

Werkstoffen ohne Gleitmöglichkeiten oder solchen mit hohem Verformungswiderstand
ein. Dabei steigt die Kraft F , ohne dass die unter 45° wirkende maximale Schubspannung
in der Lage ist, den hohen Verformungswiderstand zu überwinden. Bereits vorher wird
in den Ebenen senkrecht zur Zugrichtung die Trennfestigkeit von der Normalspannung
überschritten, und die Atome werden getrennt.

Verformungsbruch (Scherbruch) tritt bei Werkstoffen mit vielen Gleitmöglichkeiten
bzw. starker Plastizität auf. Nach einer Einschnürung bricht die Probe unter Wirkung der

Schubspannungen in einer 45°-Ebene (Abb. 14.8c).

Mischbruch als Kombination beider gegensätzlichen Arten tritt bei den meisten Stählen
an Rundproben auf.

Infolge der Einschnürung scheren die Kraterränder unter den Schubspannungen im

Winkel von 45° ab (Abb. 14.8b–d), während im Kratergrund eine relativ ebene Fläche als

Trennbruch entsteht.

Beim Bruch von Proben (genauso bei Bauteilen in Betrieb) lassen sich zwei extreme

Verhaltensweisen beobachten.

a
b
c
d
e

Abb. 14.8 Bruchformen beim Zugversuch, schematische Darstellung. a Trennbruch durch Normal-
spannungen, b Scherbruch, c Verformungsbruch durch Schubspannungen, d, e Mischbruch

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

511

Abb. 14.9 REM-Aufnahmen von Bruchflächen

Bruchverhalten Metalle

Das Bruchbild nach einer Überbelastung gibt Aufschluss über das Verformungsverhalten
eines Werkstoffs:

Trennbruch ! spröder Werkstoff

Verformungsbruch ! zäher Werkstoff

Ein Trennbruch liegt vor, wenn die Probe ohne sichtbare plastische Verformung plötzlich
bricht. Die Bruchfläche ist wenig uneben und zeigt glatte Spaltflächen (Abb. 14.9).

Trennbrüche zeigen Metalle mit:

stark verzerrte Gitter (Martensit)

unterschiedlichen Phasen (Bronze mit intermetallischen Phasen, oder Stahl mit hohem

Anteil an Eutektikum)

großer Korngröße und Kornform der spröden Phase.

Ein Verformungsbruch liegt vor, wenn die Probe nach starker plastischer Verformung
bricht. Die Bruchfläche ist zerklüftet, sie zeigt Waben, deren Ränder erst in der letzten

Phase des Bruches getrennt wurden.

512

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.6 Ursachen für das unterschiedliche Bruchverhalten der Metalle

Ursache

Auswirkungen

Gefüge, feinkörnig

In feinkörnigen Gefügen werden Risse von den Korn-
grenzen angehalten ! Verformungsbruch

Gefüge, heterogen, ungleichmäßig

Im Gegensatz zu homogenen Gefügen gibt es aus-
geprägte Schwachstellen, die vorzeitiges Versagen
auslösen ! Mischbruch

Gefüge, heterogen mit spröder

Die sprödere Kristallart lässt keine Verformung zu, Nei-

Kristallart
gung zum Trennungsbruch. Beispiel: hoch Sn-haltige

Bronzen mit spröden intermetallischen Phasen

Verformungsgeschwindigkeit

Bei langsamer Verformung haben die Versetzungen
genügend Zeit, der Beanspruchung zu folgen, bei
schlagartiger Belastung nicht, deshalb Neigung zum

Sprödbruch

Temperatur

Bei tiefen Temperaturen werden in krz-Werkstoffen

(z. B. Baustahl) die Versetzungen immer weniger be-
weglich, ! Sprödbruch

Spannungszustand, Form des Bauteils

Kerben verändern das innere Spannungssystem,

Gleitbehinderung durch dreiachsige Zugspannungen

! Neigung zum Sprödbruch

Sehr viele Werkstoffe liegen im Bruchverhalten zwischen diesen Extremen. Dann ent-
hält die Bruchfläche sowohl Spaltflächen als auch Waben. Man spricht dann von Misch-
brüchen vor, hier sind Teile der Bruchfläche eben und andere Teile eher zerklüftet.

Welches Bruchverhalten vorliegt, hängt von der Belastungsart und dem inneren Gefüge
ab – also vom Gitteraufbau und den Gitterfehlern (Tab. 14.6).

Bruchverhalten Kunststoffe

Temperatur und Belastungsgeschwindigkeit beeinflussen das Bruchverhalten der Kunst-
stoffe (Abb. 14.10). Bei sehr niedrigen Temperaturen verhalten sich die meisten Kunst-
stoffe überwiegend spröde. Das gleiche gilt für schlagartige Belastungen. Grundsätzlich
gilt, je mehr Zeit und Temperatur vorliegen, desto eher können die Polymerketten der
unvernetzten Materialien aneinander vorbeigleiten.

Sprödbruch

Wie bei den Metallen ist hier die Bruchfläche eben und senkrecht zur Kraftrichtung.

Speziell bei glasklaren amorphen Kunststoffen, z. B. Polystyrol, kommt es unter der Wir-
kung der hohen Spannungen vor dem eigentlichen Bruch zu Crazes. Dies sind im Prinzip

Mikrorisse, die jedoch lokal sind und nicht durch das gesamte Material hindurchgehen

(Abb. 14.11).

Diese Crazes treten auch auf, wenn Lösungsmittel einwirken. Sie sind ein Anzeichen
von inneren Spannungen. Durch das Lösungsmittel werden die Kunststoffmoleküle etwas
voneinander entfernt, sodass die Spannungen diese Mikrorisse auslösen können. Diese

14.3

Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

513
σ
niedrige Temperatur (<< T )

g
schlagartige

Spannung

Belastung

Geschw

T
in
e
d
m
ig
p
k
e
e
r
it
atur
hohe Temperatur (>> T )

g
sehr langsame Belastung

(Langzeitverhalten)

Dehnung ε

Abb. 14.10 Einflüsse auf das Bruchverhalten von Kunststoffen

Abb. 14.11 Crazes an einem

Zugprüfstab aus PS, die Schä-
digungen verlaufen quer zur

Kraftrichtung, d. h. Versagen
aufgrund von Normalspannun-
gen

Risse stellen noch keine mechanische Beeinträchtigung dar, sie sind aber oft ein optischer

Mangel.

Crazes treten auf, wenn keine plastische Verformung möglich ist, also fast immer nur
unterhalb der Glastemperatur.

Verformungsbruch

Oberhalb der Glastemperatur können Kunststoffmoleküle aneinander abgleiten. Das

Bruchbild zeigt oft stark verformte Bruchkanten. Eine Vorstufe des endgültigen Bruchs
ist der Weißbruch. Bei einer starken lokalen Überdehnung, z. B. bei einem Umklappen
eines Filmscharniers, werden die Kunststoffmoleküle lokal in Kraftrichtung gedehnt und
können sich etwas ausrichten. Tatsächlich wird hierbei die Festigkeit des Materials ge-
steigert, sodass Filmscharniere erst durch diese Überlastung einerseits ihre Beweglichkeit
und andererseits ihre Langlebigkeit erhalten.

514

14

Werkstoffprüfung

Ergebnis des Kriechversuchs

Bruch
σ 1
σ 2
ε in %
σ < σ

3

1
ehnung D

0,2
log t

Z

Z
e
ei
m
σ
i
tbr
t

1
ve
u
r
c
p0,2
f
h
σ
orm
lini
ung
e
eit R

2

0,2 %
σ 3
eitdehngrenze R
eitstadfestigk

Z

Z
log t

Abb. 14.12 Ermittlung der Zeitbruchlinie und der Zeitdehnlinie

14.3.5

Zeitfestigkeiten

Die mechanischen Eigenschaften werden im Zugversuch ermittelt. Hierbei wird die Be-
lastung moderat langsam aufgebracht; ab der Belastungsgrenze Rp0;2 ist eine plastische

Verformung messbar. Im Inneren des Materials sind Gleitbewegungen hierfür verant-
wortlich. Genau genommen beginnt die plastische Verformung bereits bei niedrigeren

Spannungen.

Diese sehr geringe plastische Verformung bei Spannungen kleiner der im Zugversuch
gemessenen Grenzspannung Rp0;2 ist sehr langsam und kann mit Langzeitversuchen er-
mittelt werden. Hierfür werden Prüfkörper mit unterschiedlichen Belastungen für sehr
lange Zeit belastet (Abb. 14.12). Je geringer die Belastung einer Probe, desto später hat
sich die Verformung auf 0,2 % aufsummiert und desto später kommt es zum Bruch.

Die Zeitdehngrenze Rp0;2;t und die Zeitstandfestigkeit Rm;t erhalten zusätzliche An-
gaben für die Zeit. Bei einer sehr kurzen Zeit (t D 0 s) ist der Wert identisch mit der

Dehngrenze Rp0;2 des Zugversuchs. Bei einer sehr langen statischen Belastung führen be-
reits geringere Lasten zu einer bleibenden Verformung von 0,2 %.

Zeitstandversuche mit Metallen werden gemäß DIN EN ISO 204/09 durchgeführt. Für

Kunststoffe gilt EN ISO 899-2; hier wird nicht die Zeitbruchlinie ermittelt, sondern das

Isochrone Spannungs-Dehnungsdiagramm und der Kriechmodul (s. Kap. 9).

14.4

Dynamische Belastung

515

Abb. 14.13 Zeitfestigkeiten

100 000 h
diverser warmfester Stähle,

300
schematisch
a

13C3Mo4-4

X20CrMoV12

X5NiCrTi26-15

200
in GP

100

R m, t, 100 000

GP240GH

Gx22CrMoV12-1

X6CrNiMo17-13

400

500

600

700

Temperatur in °C

Speziell für Metalle, die erhöhter Temperatur eingesetzt werden, sind die Zeitfestig-
keiten eines Werkstoffes wichtig. Bei höheren Temperaturen und Spannungen können die

Atome günstigere Energiezustände anstreben, was mit minimalen plastischen Verformun-
gen einhergeht.

Zur Messung der Warmdehngrenze werden die Kriechversuche bei unterschiedlich
hohen Temperaturen durchgeführt. Die Zeitdehngrenze Rp0;2;t;T erhält dann weiterhin An-
gaben über die Belastungstemperatur.

Beispiel für verschiedene Zeitdehngrenzen

R

!

p0;2=1000=350

Spannung, die bei 350 °C nach 1000 h eine plastische Dehnung von

0,2 % hervorruft

R

!

m=10000=550

Spannung, die bei 550 °C nach 10.000 h zum Bruch führt.

Für eine Belastungsdauer von 100.000 h sind die Zeitfestigkeiten unterschiedlicher
warmfester Stähle in Abb. 14.13 dargestellt. Die Legierungselemente haben unterschied-
liche Wirkung. Sie beeinflussen die Gitterart (krz oder kfz), verzögern Rekristallisation
und bilden Carbide. Dadurch werden die Umordnungsvorgänge stark eingeschränkt, so-
dass auch bei hohen Temperaturen die Festigkeit nach langer Belastungszeit nicht verloren
geht.

14.4

Dynamische Belastung

Im Unterschied zu den statischen, d. h. ruhenden Belastungen erfolgen dynamische Belas-
tungen immer mit erhöhter Geschwindigkeit.

Zähigkeit ist eine Eigenschaft des Werkstoffes Energie aufzunehmen. Zäh ist ein Werk-
stoff, bei dem eine Probe oder ein Bauteil auch unter ungünstigen Bedingungen erst nach
starker Verformung bricht. In der Umgangssprache wird diese Eigenschaft beschrieben
mit: zäh wie Leder, spröde wie Glas. Leder lässt sich biegen und reißt erst sehr spät, bei

516

14

Werkstoffprüfung

Abb. 14.14 Einfluss der

Geschwindigkeit auf das

Versagen eines Bauteils, bei
geringer Belastungsgeschwin-

Gleitwiderstand
digkeit ist eine plastische
iderstand

Trennwiderstand

W

Verformung eher möglich

Geschwindigkeit

Glasscheiben genügt ein Anritzen, und mit geringem Energieaufwand durch Klopfen mit
dem Glasschneider tritt der Bruch ein.

Ein zähes Material kann Energie aufnehmen und verformt sich dabei elastisch oder
plastisch. Die Energie für die Verformung eines Werkstoffs ist entweder:

ein Moment, d. h. eine Kraft, die über einen Hebelarm wirkt: W D F s, oder
eine Masse, die mit einer Geschwindigkeit auftrifft: W D 1=2m v2.

Die Arbeit, die zum Zerbrechen einer Probe aufgebracht werden muss, ist ein Maß für die

Zähigkeit eines Werkstoffs.

14.4.1

Bauteilversagen bei dynamischer Belastung

Bauteilversagen ist plastische Verformung oder Bruch. Bei Kraftaufwand von außen wir-
ken im Bauteilinnern Schub- und Normalspannungen, die eine plastische Verformung
bewirken. Wenn Gleitbewegungen nicht möglich sind, z. B. bei einem gehärteten Mate-
rial, kommen die Normalspannungen zur Wirkung. Sie verursachen ein Trennen.

Eine Erklärung hierfür sind die Kräfte, die den Werkstoff zusammenhalten. Wie zwei

Magnete, die man versucht auseinanderzuziehen, werden sie anfangs bei geringer Entfer-
nung versuchen seitlich wegzurutschen und wieder zusammenzukommen. Bei größerer

Entfernung schwindet die Anziehungskraft und der Widerstand gegen das Trennen wird
klein.

Das Gleiten selbst wird mit zunehmender Geschwindigkeit schwieriger. Daher wird bei
einer kleinen Belastungsgeschwindigkeit das Versagen eher plastisch sein und bei höherer

Geschwindigkeit eher spröde (Abb. 14.14).

In ähnlicher Weise kann man den Einfluss der Temperatur betrachten (Abb. 14.15). Je
höher die Temperatur ist, desto größer wird der Abstand zwischen den einzelnen Atomen
und somit ihre Anziehungskraft. Damit wird das Gleiten erleichtert. Bei einer bestimmten

Temperatur findet der Übergang zwischen dem spröden Verhalten bei kleinen Tempera-
turne und dem zähen Verhalten statt. Diese Temperatur wird Übergangstemperatur TÜ
genannt.

14.4

Dynamische Belastung

517

Abb. 14.15 Einfluss der

Temperatur auf das Bauteil-

Gle
versagen; das Überschreiten
itwiderstan
des Widerstands führt zum
d

Versagen

Trennwiderst
iderstand
and

W
spöde
zäh

T

Temperatur

Ü

14.4.2

Spannungszustände

Die Zähigkeit ist keine reine Stoffeigenschaft, sondern wird von der Form des Bauteils und
dem Kraftangriff stark beeinflusst, die den Spannungszustand bestimmen. Eine plastische

Verformung wird erst durch innere Schubspannungen ausgelöst.

Abbildung 14.16 zeigt, wie durch Kerben in einem biegebeanspruchten Balken Span-
nungen im Kerbgrund erzeugt werden. Durch das Umlenken der Kraftwirkungslinien
entsteht am Kerbrand ein zweiachsiges Spannungssystem mit x und y.

Beim Schlagen der Probe kommt es zum Einschnüren im Kerbgrund. Dann behindern
die spannungslosen Kerbränder den quer-schrumpfenden Kerbgrund und setzen ihn unter

Zugspannungen z.

Beim zweiachsigen Spannungszustand ist eine plastische Verformung in der x-z-Ebene
nicht möglich (Tab. 14.7). Es steht nur eine Achse (y-Achse senkrecht zur Oberfläche) für
ein unbehindertes Fließen zur Verfügung.

I

Hinweis Unterschiedliche Spannungszustände bewirken, dass Proben des glei-
chen Stahles im Zugversuch brauchbare Bruchdehnung und -einschnürung zei-
gen, beim Kerbschlagbiegeversuch jedoch spröde brechen können.

Abb. 14.16 Spannungszu-
stand in der Kerbschlagprobe.

a Ansicht, b Querschnitt mit

Bruchfläche

518

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.7 Randbedingungen für den Kerbschlagbiegeversuch

Bedingung

Auswirkung

Schlagartige Belastung

Verformungszeit sehr kurz. Es kommt leichter zu inneren Trennun-
gen als bei langsamen Abgleitvorgängen

Kerbe

Das verformte Volumen ist klein und nur auf die Umgebung der

Kerbe beschränkt

Dreiachsiger Spannungs-

Fließbehinderung in allen drei Achsen (Abb. 14.16)

zustand

Abb. 14.17 Normalprobe mit

V-Kerb

10

55

10

Schlag

14.4.3

Kerbschlagbiegeversuch (DIN EN ISO 148/11)

Bei dieser Prüfung wird an einer Probe die Verformungsarbeit bis zum Bruch gemessen.

Die Versuchsbedingungen sind so gewählt, dass die Verformung stark behindert wird.

Kerbschlagproben

Die Proben stellen einen Balken auf zwei Stützen dar, die durch eine mittig angreifende

Kraft (Hammerfinne Abb. 14.17) schlagartig auf Biegung beansprucht werden. Im Kerb-
grund tritt der mehrachsige Spannungszustand auf.

Scharfe Kerben behindern die Verformung mehr und ergeben kleinere Messwerte. Die

Folge ist: Versuchsergebnisse sind nur dann vergleichbar, wenn sie an Proben gleicher

Form ermittelt wurden. Neben der Kerbform wirken die Querschnittsmaße (Höhe/Breite)

und die Auftreffgeschwindigkeit des Pendels auf die Messwerte ein.

Versuchsablauf

Als Prüfmaschinen werden Pendelschlagwerke verwendet, die in Baugrößen von 0,5. . .

300 J genormt sind. Die Probe wird am tiefsten Punkt der Pendelbahn in ein Widerlager
eingelegt (Abb. 14.18) und das Pendel in die Ausgangslage (1) angehoben.

Es hat dann bei der Fallhöhe h die potentielle Energie Epot (Lageenergie). Nach dem

Ausklinken fällt es auf kreisförmiger Bahn nach unten. In der tiefsten Lage (2) ist seine

14.4

Dynamische Belastung

519

A

Hammerscheibe

A: Ausgangslage
mit Masse m
potentielle

Energie

E = mgh
pot

0

B: Auftrefflage
kinetische

Energie

C

E =1/2 mv²
kin

E =0
pot

C: Endlage

E = mgh
pot

1
h
h

1

0

Schlagarbeit

B

Δ E = mg(h -h )

pot

0

1

Abb. 14.18 Kerbschlagbiegeversuch mit dem Pendelhammer, schematisch dargestellt
potentielle Energie vollständig in kinetische umgewandelt (Ekin). Dort trifft die Hammer-
scheibe auf die Probe und zerschlägt sie. Die zum Bruch erforderliche Schlagarbeit wird
vom Pendel aufgebracht, wodurch dessen Energie abnimmt. Beim Weiterschwingen wird
die verbleibende Energie wieder in potentielle Energie umgewandelt, das Pendel erreicht
in der Endlage (3) nur die kleinere Steighöhe h1.

Angaben der Schlagarbeit enthalten die Probenform und das Arbeitsvermögens des

Hammers.

14.4.4

Kerbschlagarbeit-Temperatur-Kurve

Die Zähigkeit bzw. die Verformbarkeit und damit die Schlagarbeit werden beeinflusst
durch den Gefügezustand (homogen/heterogen, kaltverformt, Korngröße, Ausscheidun-
gen). Eine Auswirkung hat auch das Kristallgitter.

Die Metalle sind verschieden zäh, weil ihre Kristallgitter unterschiedliche Gleitmög-
lichkeiten besitzen (Tab. 14.8)

Untersucht man viele Proben des gleichen Werkstoffs bei verschiedenen Temperaturen
und trägt die Kerbschlagarbeit über der Temperatur auf, so zeigen sich starke Unterschiede
im Verhalten der kubisch-flächen- und der kubisch-raumzentrierten Metalle (Abb. 14.19).

Kubisch-flächenzentrierte Werkstoffe sind auch bei tiefen Temperaturen zäh (z. B.

Kupfer, Nickel und austenitische Stähle).

520

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.8 Gitterformen und sich damit ergebende Verformungsfähigkeit

Kristall-Gitter

Gleitsysteme – Eigenschaft

Beispiele
kfz

12 – sehr zäh

Cu, Al, austenitische Stähle
krz
keine Hauptgleitebenen – spröde, mit

Baustähle
zunehmender Temperatur zäh (Übergangs-
temperatur bei ca. 0 ıC)

hdP

3 wenig zäh – keine, spröde

Mg, Zn, Karbide, Gläser, Diamant

Abb. 14.19 Kerbschlagarbeit-
kfz

Temperatur-Kurve

V

Hochlage
vergütet
erbschlagarbeit KK

Tieflage
überhitzt
gealtert

–40

–20

T 0

20

40

Ü

Temperatur T in °c

Kubisch-raumzentrierte Werkstoffe, wie z. B. alle unlegierten, niedriglegierten und die
hochlegierten Chromstähle, sind bei höheren Temperaturen zäh (Hochlage), bei tiefen

Temperaturen sind sie spröde (Tieflage).

Dazwischen liegt der Steilabfall mit streuenden Messwerten. Die Lage des Steilabfalls
wird durch die Übergangstemperatur Tü gekennzeichnet. Diese kann z. B. in der Mitte
zwischen Hoch- und Tieflage liegen. Bei Stahl ist es auch üblich, diejenige Temperatur
als Übergangstemperatur Tü27 zu bezeichnen, bei der keine Probe weniger als 27 J Kerb-
schlagarbeit zeigt.

I

Beachte Übergangstemperatur Tü ist vom Gefügezustand abhängig und lässt
sich durch Wärmebehandlung beeinflussen.

Die Zähigkeit eines Werkstoffs kann auch ohne Messung allein an der Bruchfläche der

Probe beurteilt werden. Es gibt zwei Grenzfälle:

Verformungsbruch (Abb. 14.20): Merkmal ist eine zerklüftete Bruchfläche, die Ränder
haben Stauchungen und Einschnürungen, ein Zeichen für Zähigkeit.

Trennbruch: Merkmal ist eine fast ebene Bruchfläche mit unverformten und glatten Rän-
dern, ein Zeichen für Sprödigkeit.

14.4

Dynamische Belastung

521

Abb. 14.20 Bruchflächen von

Proben aus Stahl S235JR bei
verschiedenen Temperaturen
geschlagen

Anwendungen des Kerbschlagbiegeversuches:

Kontrolle der Wärmebehandlung der Stähle. Bei Überhitzung oder Anlasssprödigkeit
liegt die Kerbschlagarbeit niedrig.

Kontrolle der Gütegruppen von Stählen nach z. B.: DIN EN 10025. Die Stahlsorten
müssen die Kerbschlagarbeit bei verschiedenen Temperaturen – und damit die Sicher-
heit gegen Sprödbruch – nachweisen.

Kontrolle der Alterungsneigung von Stählen. Hierzu wird die Probe künstlich gealtert
d. h. um 10 % gereckt und auf 250. . . 300 °C angelassen. Behält der Stahl seine Zähig-
keit, so ist er alterungsbeständig.

Hochfeste Stähle haben eine hochliegende Streckgrenze und nur geringe Verformungsfä-
higkeit bis zum Bruch. Der Kerbschlagbiegeversuch ist für sie nicht geeignet. Bei ihnen
wirken atomare Fehlstellen bereits als Kerben, die zum Rissauslöser werden.

Die Theorie des Sprödbruchverhaltens, die sog. Bruchmechanik, arbeitet mit Begrif-
fen wie kritische Risslänge, die bei einer kritischen Zug- oder Biegespannung zu einer

Rissausbreitung führt. Beide stehen im Zusammenhang mit dem sog. Spannungsinten-
sitätsfaktor, der auch als Bruchzähigkeit KIc bezeichnet wird. Spröde keramische Stoffe
werden ebenfalls damit beurteilt. Die Bruchzähigkeit nimmt bei gleichartigen Werkstoffen
mit steigender 0,2 %-Dehngrenze ab.

Bruchzähigkeit KIc, (Risszähigkeit), Werkstoffkennwert, der durch aufwendige Ver-
suche ermittelt wird (Tab. 14.9). In der Zugprobe wird durch Schwingungen ein Anriss
erzeugt und die Spannung ermittelt, die zur Rissausbreitung benötigt wird. Der Zusam-
menhang ist
p

K D

Ic

ac
mit kritischer Risslänge ac

522

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.9 Zusammenhang zwischen Dehngrenze und Bruchzähigkeit

Werkstoff

0,2 %-Dehngrenze/MPa

KIc

Einfacher Vergütungsstahl

480. . . 490

60. . . 190

Höchstfeste Stähle

1300. . . 1400

30. . . 110

Tab. 14.10 Vergleich von statischer und zyklischer Belastung

Belastung

Art der Verformung

Lage der Nennspannung

Bruchart und Zeitpunkt

Statisch, Zug-, Druck- und andere Versuche

Einmalig bis zum Elastisch, später

Über Streckgrenze Re

Gewaltbruch nach Über-

Höchstwert
plastisch
oder Dehngrenze Rp0;2
schreiten von Rm

Zyklisch, Dauerschwingversuche

Periodisch

Elastisch

Im elastischen Bereich,

Dauerbruch nach einiger
ändernd

max

Rp0;01

Zeit, wenn max > D

14.5

Zyklische Belastung

14.5.1

Allgemeines Verhalten

Beim Zugversuch erfolgt eine einmalige zügige Belastung bis zum Gewaltbruch. Viele

Bau- und Maschinenteile sind dagegen einer periodisch schwankenden Belastung aus-
gesetzt (Tab. 14.10). Dabei können sie nach längerer oder kürzerer Zeit bei niedrigeren

Spannungen brechen. Der Bruch erfolgt durch Ermüdung und heißt Dauerbruch oder Er-
müdungsbruch.

Analogie Gewichtheber heben ihre Höchstlast nur einmal. Sollten sie dagegen eine Last
mehrfach hintereinander heben und senken (mehrere Lastspiele), so würden sie das nur
mit einer verkleinerten Last schaffen. Je kleiner die Last, umso mehr Lastspiele bis zur

Ermüdung.

Einmalige Belastung bis zum Bruch

– erträgt höhere Spannungen

– führt zu Gewaltbruch.

Periodisch schwankende Belastung

– nur bei niedrigeren Spannungen

– führt zu Dauerbruch (Ermüdungsbruch).

Ursachen des Dauerbruches

Dauerbrüche erfolgen, obwohl die rechnerischen Spannungen (Nennspannungen) im Bau-
teil sich auf der Hooke’schen Geraden, also im elastischen Bereich befinden. Bei den
meisten Bauteilen ist jedoch die Verteilung der Spannungen über dem Querschnitt nicht
gleichmäßig, es entstehen Spannungsspitzen an besonderen Stellen.

14.5

Zyklische Belastung

523

Abb. 14.21 Dauerbruch einer Ritzelwelle

Spannungsspitzen sind lokal und haben ihre Ursache im fehlerhaften Gitteraufbau.

Korngrenze, feste Ausscheidungen und Versetzungen behindern die Gleitebenen. Durch

Kerben entstehen dreiachsige Spannungszustände, sodass Zonen im Kerbgrund entstehen,
in denen die effektive Spannung ein Mehrfaches der Nennspannung sein kann. Gefüge-
fehler führen ebenfalls zu solchen Spannungsspitzen.

Entstehung des Dauerbruches

Die Spannungsspitzen sind klein genug, dass eine unmittelbare plastische Verformung ört-
lich sehr begrenzt und klein ist. Sie kann nicht gemessen werden. Diese mikroplastischen

Verformungen führen zu einer Mikro-Kaltverfestigung und Versprödung. Sie beginnt an
der Oberfläche, weil dort die Kristallite:

meist höheren Spannungen unterliegen (bei Biegung und Torsion),
leichter verformbar sind als im Innern liegende Kristalle,
mit der Umgebung evtl. chemisch reagieren können.

Die örtliche plastische Verformung im Mikrobereich erzeugt bei wechselnder Belastung
ein Heraustreten (Extrusion) oder Einsinken (Intrusion) von Material und erhöht dadurch
die Rauigkeit, damit die Kerbwirkung und die Spannungen im Kerbgrund. Die Folge ist
eine Rissausbreitung. Nach sehr vielen Lastwechseln kann die Verfestigung so groß sein,
dass eine weitere Mikroverformung unmöglich wird und dann ähnlich wie im Zugversuch
das Versagen eintritt.

Bruchfläche Typisch für ihr Aussehen sind zwei Teilflächen (Abb. 14.21) mit gegensätz-
lichem Charakter.

524

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.11 Mögliche Ausgangspunkte für Risse

Ausgangspunkt

Beispiele

Werkstofffehler

Schlackenteilchen, Randentkohlung

Oberflächenschäden

Kratzer, Bearbeitungsriefen

Kerben (konstruktiv)

Nuten, Wellenabsätze, Bohrungen

Flächenpressung durch Nachbarteile

Aufgepresste Naben, Auflagefläche von Federringen

Abb. 14.22 Spannungsverlauf
σ
bei einer Zugbeanspruchung
o
σ
σ
im Schwellbereich
a
σ m

Spannung
σ u

Lastspiel

Zeit

Die Dauerbruchfläche entsteht über eine längere Zeit und ist durch das periodische

Aufeinanderpressen der Ränder geglättet, sie kann auch Korrosionserscheinungen zeigen.

Rastlinien entstehen durch zeitweilige Abnahme der Belastung.

Die Restbruchfläche entsteht durch Gewaltbruch, wenn der Restquerschnitt zu klein
geworden ist. Sie zeigt teils sehnige Ausfransungen (Verformungen), meist aber körnige,
wenig zerklüftete Flächen (Trennungen), weil durch den Riss eine starke Kerbwirkung
entsteht (Tab. 14.11).

14.5.2

Belastungsformen bei zyklischer Belastung

Die rein statische Belastung ist selten. Häufiger tritt eine statische Grundbelastung auf

(z. B. Gewichtskräfte), die von dynamisch wirkenden Kräften überlagert wird.

Zylinderkopfschrauben erhalten z. B. bei der Montage eine Vorspannung, welche die

Dichtung anpresst. Nach dem Setzen der Dichtung wirkt in der Schraube eine Zugspan-
nung u (Abb. 14.22). Bei laufendem Motor entstehen durch den Gasdruck periodische

Änderungen der Spannung. Die Spannungsausschläge a pendeln um eine Mittelspan-
nung m (Tab. 14.12).

Lastspiel wird der Ablauf einer vollen Schwingung genannt, in Abb. 14.23 sinusförmig
skizziert. Dieser Spannungsverlauf ist ein Beispiel für die Beanspruchung eines Bauteiles
im sog. Schwellbereich.

Beispiel für die Beanspruchung eines Bauteiles im Schwellbereich

Getriebewelle (Abb. 14.23)

Die skizzierte Welle wird durch die Zahnkraft F belastet, sie soll als konstant be-
trachtet werden. Im Stillstand ist die an der Stelle A liegende Faser spannungslos. Nach

14.5

Zyklische Belastung

525

Abb. 14.23 Getriebewelle a schematisch, b Spannungsverlauf eines Randfaserteilchwens

Tab. 14.12 Zyklische Belastungsfälle

Bel.-Fall

Merkmale

Schwellbereich Oberspannung (o) und Unterspannung(u/ haben die gleiche Richtung. Im

Diagramm liegen die Schwingungen nur auf einer Seite zur Nullachse, ähnlich

Abb. 14.22

Wechsel-

Ober- und Unterspannung haben entgegengesetzte Richtungen. Im Diagramm
bereich
liegen die Schwingungen auf beiden Seiten zur Nullachse, ähnlich Abb. 14.23
einer Viertel-Umdrehung ist sie nach oben gelangt und wird durch die max. Biege-Zug-

Spannung o beansprucht.

Nach einer weiteren halben Umdrehung ist Faser A auf der Unterseite und wird
durch die max. Biege-Druck-Spannung beansprucht. Nach einem vollen Lastspiel ist

Faser A wieder spannungslos, das nächste Lastspiel beginnt.

Der skizzierte Spannungsverlauf ist ein Beispiel für die Beanspruchung eines Bauteiles
im sog. Biegewechselbereich (die auftretenden Torsionsspannungen sind hier vernachläs-
sigt). Grundsätzlich kann für alle Arten der Grundbeanspruchung, Zug, Druck, Biegung
und Torsion, die Belastung entweder schwellend oder wechselnd sein.

Beobachtungen, die bereits von A. Wöhler im 19. Jahrhundert bei systematischen Ver-
suchen gemacht wurden, zeigen, dass zyklisch belastete Teile nach einer bestimmten

Anzahl von Lastspielen brechen, wenn der Spannungsausschlag a zu hoch liegt.

Bei ausreichend niedrigen Spannungen ( C
m
a) werden praktisch unendlich viele

Lastspiele ertragen. Das Teil ist dauerfest, seine Beanspruchung liegt unterhalb der Dau-
erschwingfestigkeit.

526

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.13 Dauerschwingversuche und Ziele

Versuche

Ziele

Versuche mit glatten, polierten Proben

Ermittlung der Dauerfestigkeit für die Hauptbeanspru-
chungsarten, Aufstellen von Wöhlerkurven

Versuche mit Proben, die Kerben, Boh- Ermittlung der Gestaltfestigkeit, d. h. der Kerbwir-
rungen, Querschnittsänderungen oder
kungszahl und des Einflusses der Oberflächengüte auf
andere Oberflächenmerkmale haben
die Dauerfestigkeit

Versuche mit vollständigen Bauteilen

Ermittlung von Schwachstellen und ihre Beseitigung
oder ganzen Baugruppen
durch Konstruktions- oder Werkstoffänderung

Ziel der Dauerschwingversuche (Dauerversuche) ist es, diejenigen Mittelspannungen
und Spannungsausschläge zu ermitteln, welche dauernd, d. h. unendlich viele Lastspiele
lang, ohne Bruch ertragen werden können. Diese Spannungen ergeben die Dauerschwing-
festigkeit.

14.5.3

Dauerschwingversuche (DIN 50 100/78)

Die zahlreichen Versuchsarten haben unterschiedliche Ziele (Tab. 14.13)

Für alle Dauerversuche ist der Zustand der Probenoberfläche von starkem Einfluss auf
die Lebensdauer. Aussagekräftige Messwerte können deshalb nur bei gleichartiger Vor-
bereitung der Proben und gleichen Umweltbedingungen während des Versuches erzielt
werden.

Als Beispiel für einen Versuch der ersten Gruppe (Tab. 14.13) wird der Umlaufbiege-
versuch beschrieben, mit dem die Biegewechselfestigkeit bW eines Werkstoffes ermittelt
werden kann.

Umlaufbiegeversuch (DIN 50 113/82)

Dieser Versuch belastet die Probe durch die Anordnung der Kräfte mit einem konstanten

Biegemoment (Abb. 14.24). Bei einer Drehung entstehen wechselnde Biegespannungen,
die um die Mittelspannung null schwingen (ähnlich den Verhältnissen in Abb. 14.24).

Es werden mehrere Proben gleichen Werkstoffs und gleicher Vorbehandlung mit fal-
lenden Spannungsausschlägen a bis zum Bruch geprüft und die Lastspielzahl bis dahin
festgehalten (Bruchlastspielzahl). Proben, welche die Grenzlastspielzahl NG erreichen,
brechen i. Allg. nicht mehr, sodass sie aus dem Versuch genommen werden.

Die Versuchsdrehzahlen liegen bei Metallen zwischen 1000 und 10.000=min. Die Fre-
quenz der Belastung, also die Schwingspiele pro Zeit, hat keinen Einfluss auf die Ergeb-
nisse, solange die Probe sich nicht erwärmt.

Der Versuch wird solange gefahren, bis ein Bruch auftritt. Die Grenzlastspielzahlen
sind werkstoff- und problemabhängige Größen (Stahl z. B. 106. . . 107/. Oberhalb dieser

Zahl kommt es üblicherweise nicht mehr zum Versagen.

14.5

Zyklische Belastung

527

Abb. 14.24 Umlaufbiegever-
such, schematisch. a Probe mit

Belastungskräften, b Momen-
tenfläche

Wöhlerkurve

Aus den ermittelten Wertepaaren, Bruchlastspielzahl NB und Spannungsausschlag a, er-
gibt sich die Wöhlerkurve (Abb. 14.25). Bei nur einem Lastspiel (N

D

B

1) nimmt ist
der mögliche Spannungsausschlag so hoch wie die Zugfestigkeit Rm und fällt dann für
zunehmende Lastspielzahlen flacher ab.

Wenn die Bruchlastspiele logarithmisch aufgetragen werden, ergibt sich eine S-Kurve,
die über einen weiten Bereich gerade ist. Hier lässt sich die Lastspielzahl, die bei einer

Spannungsamplitude zum Bruch führt über die Geradengleichung gut abschätzen. Man
spricht hier von der Zeitfestigkeit.

Kurzzeitfestigkeit
σ
σ a

Betriebsfestigkeit

W

Le
ö
b
h
en
l
s

Spannung
er
d
li
a
n
u
ie
erlinie
a)

b)

Spannungsamplitude

Zeitfestigkeit
a)

b)

Dauerfestigkeit

Dehnung ε

Lastspiele log N

Abb. 14.25 Wöhlerkurve und Lebensdauerlinie (vergl. Haibach, Betriebsfestigkeit, Springer-

Verlag)

528

14

Werkstoffprüfung

Bei genaueren Versuchen werden stets mehrere Proben mit gleicher Beanspruchung
geprüft. Sie brechen bei verschiedenen Lastspielzahlen, die Werte streuen also. Für si-
chere Aussagen ist die Prüfung vieler Proben erforderlich, deren Daten mit statistischen

Methoden ausgewertet werden. Im Bereich der Zeitfestigkeit sind Streuungen der Bruch-
lastspielzahl um den Faktor 25 völlig normal.

I

Hinweis Zeitfestigkeiten sind interessant für Bauteile, die während ihres Einsat-
zes nur eine begrenzte Lastspielzahl durchlaufen.

Bei sehr geringen Spannungsamplituden wird die Wöhlerkurve sehr flach. Man kann
annehmen, dass solche Spannungen unendlich ertragen werden. Diese Spannung wird

Dauerfestigkeit D bezeichnet.

I

Hinweis Wöhlerkurven laufen nicht streng in eine Waagerechte aus, sondern
können auch bis zu höchsten Lastspielzahlen stetig abfallen. Das tritt deutlich
auf z. B. bei:

Metallen mit kfz-Kristallgitter,
bestimmten Konstruktionsfällen, wie z. B. Wälzlagern,

Dauerversuchen in Salzwasser. Beachte: Bauteile in korrosiver Umgebung
sind nicht dauerfest, sie haben nur Zeitfestigkeiten. Je stärker der Korrosi-
onsangriff, desto eher erfolgt der Dauerbruch.

Die Ergebnisse des Wöhlerversuchs haben immer Schwingspiele mit gleicher Span-
nungsamplitude zur Grundlage. In vielen Betriebszuständen gibt es jedoch immer kleinere
und größere Spannungen. Mit modernen Prüfständen können solche unterschiedlichen

Spannungen in statistischer Wahrscheinlichkeit gefahren werden. Die Bruchlastspiele sind
zwangsläufig höher. Aus einer Vielzahl dieser Versuche ergibt sich dann die Lebensdau-
erlinie. Der Bereich der Geraden wird dann als Betriebsfestigkeit bezeichnet.

14.5.4

Dauerschwingfestigkeiten

Die Dauerschwingversuche werde klassisch mit einem konstanten Spannungsverhältnis:

R D u=o gefahren. Man unterscheidet hier:

R D 1 ! Zug/Druckschwellbereich ( D
m

0)

R D 0 ! Schwellbereich ( D
o

2m).

Für die Schwellbelastung (R D 0) sind die ertragbaren Spannungsamplituden geringer,
denn die Mittelspannung m ist hier größer null (Abb. 14.26 Dauerfestigkeit in Abhän-
gigkeit des Spannungsverhältnisses R). Bei nur einem ertragbaren Lastspiel wäre die
mögliche Spannungsamplitude R
m
m.

14.5

Zyklische Belastung

529

Abb. 14.26 Dauerfestigkeit in Abhängigkeit des Spannungsverhältnisses R (Bildquelle: Haibach,

Betriebsfestigkeit, Springer-Verlag)

Für den Zug-Druck-Schwellbereich ergeben sich bei einer Mittelspannung

D
m

0
automatisch höherer Spannungsamplituden.

14.5.5

Dauerfestigkeitsschaubild für Zug-Druck-Beanspruchung
nach Smith

Einen Überblick über das Dauerschwingverhalten eines Werkstoffes bei verschiedenen

Mittelspannungen geben die Dauerfestigkeitsschaubilder (DIN 50 100, Abb. 14.27). Es
zeigt die ertragbaren Ober- und Unterspannungen (Ordinate) über der Mittelspannung

(Abszisse) aufgetragen. Die Ordinatenwerte sind nach oben und unten nur bis zur Fließ-
grenze (Streckgrenze und Quetschgrenze) gültig. Die Verlängerungen der Ober- und Un-
terspannungen schneiden sich in einem Punkt, der statischen Festigkeit Rm.

Die ertragbaren Spannungsausschläge lassen sich für jede beliebige Mittelspannung als
senkrechte Strecken nach oben und unten abgreifen. Bei Spannungen innerhalb des stark
umrandeten Feldes treten keine Dauerbrüche auf.

Das Bild zeigt neben dem Dauerfestigkeitsschaubild (Teil a) einige dynamische Belas-
tungsfälle mit seitlich herausprojizierten Spannungs-Zeit-Diagrammen. Die Spannungen
erreichen jeweils die Dauerfestigkeiten.

a) Dauerfestigkeitsschaubild. Für vier verschiedene Mittelspannungen sind die Span-
nungsausschläge als Hilfslinien eingetragen und seitlich herausprojiziert.

b) Druckbeanspruchung im Wechselbereich, die Unterspannung reicht in den Druckbe-
reich.

530

14

Werkstoffprüfung

Abb. 14.27 Dauerfestigkeitsschaubild für Zug-Druck-Beanspruchung nach Smith
c) Zug-Druck-Wechselbeanspruchung. Die Mittelspannung ist null, die Spannungsaus-
schläge sind gleich und erreichen die Dauerfestigkeit,
d) Zugschwellbeanspruchung, dabei ist die Unterspannung null, die Mittelspannung
gleich dem Spannungsausschlag. Die Oberspannung ist hier gleich der Zugschwell-
festigkeit.

e) Zugbeanspruchung im Schwellbereich mit hoher Mittelspannung. Die ertragbaren

Spannungsausschläge sind klein. Ober- und Mittelspannung haben die gleiche Rich-
tung.

14.5.6

Dauerfestigkeit und Einflussgrößen

Die Werte der Dauerfestigkeit von Proben und Bauteilen werden von zahlreichen Faktoren
beeinflusst, wie die nachstehende Tab. 14.14 zeigt.

14.5.7

Wöhlerversuche mit Kunststoffen

Die Anwendung der Wöhlerversuche ist für Kunststoffe fragwürdig. Der Grund liegt in
einem unterschiedlichen Schadensmechanismus. Bei Metallen wird der Schaden nach
zyklischer Belastung mit einem Aufaddieren von mikroplastischen Verformungen und Mi-
kroverfestigungen erklärt. Grundsätzlich ist das unabhängig von der Frequenz. Es spielt
keine Rolle, in welcher Zeit die Belastungen sich aufaddieren solange sich der Werkstoff
nicht durch die Belastung erwärmt.

14.6

Messung der Härte

531

Tab. 14.14 Einflussgrößen auf die Dauerfestigkeit

Einflussgröße

Wirkung auf die Dauerfestigkeit

Kerben

Je schärfer der Kerbradius und je tiefer die Kerbe ist, desto höher ist die

Spannungskonzentration im Kerbgrund und desto niedriger ist also die

Dauerfestigkeit

Oberflächen-

Jede Abweichung vom glatten, polierten Zustand, wie er beim Probestab
beschaffenheit
vorliegt, mindert die Lebensdauer, d. h. die Dauerfestigkeit. Druckei-
genspannungen, wie sie durch Kaltumformen beim Walzen, Ziehen oder

Kugelstrahlen entstehen. Randschichthärten erhöhen die Dauerfestigkeit

Korrosions-

Bei Versuchen in Vakuum erbringen Proben höhere Bruchlastspielzahlen
beanspruchung
als im normalen Dauerversuch. Somit wirken schon geringste Gehalte an
korrosiven Medien stark auf die Dauerfestigkeit ein. Bei Dauerversuchen in
wässrigen Lösungen ergibt sich, dass die Wöhlerkurve tiefer liegt und auch
bei 109 Lastspielen noch deutlich abfällt

Temperatur

Da die Dauerfestigkeit an die Festigkeit gekoppelt ist, nimmt grundsätzlich
mit Zunehmen der Temperatur die Dauerfestigkeit jedes Werkstoffes ab

Frequenz

Bei Metallen tritt bis zu 104 Lastspielen=min keine Erwärmung auf, in
diesem Bereich hat die Frequenz keinen Einfluss. Bei Kunststoffen beginnt
bei 10 Hz die Erwärmung mit Erweichung und Abfall der Festigkeiten

Anders als Metalle können Kunststoffe sich bei wiederholter Belastung erwärmen.

Bei Kunststoffen gibt es keine Verfestigungen. Insbesondere oberhalb der Glastemperatur
können lokale Spannungsspitzen sehr gut aufgenommen werden.

Für Faserverstärkte Kunststoffe kann als Schadensmechanismus eine Schwächung der

Ankopplung zwischen Kunststoff und Faser auftreten. Wegen der sehr unterschiedlichen

Elastizität der beiden Materialien konzentrieren sich hier die Spannungen. Bei zahlreichen

Wiederholungen kann es zu einem Herausreißen der Fasern kommen, womit langfristig
ein Bauteilversagen ausgelöst wird.

14.6

Messung der Härte

Härte ist der Widerstand des Gefüges gegen das Eindringen eines härteren Prüfkörpers.

Für Mineralien ist die Härteskala nach Mohs2 eingeführt. Jedes Mineral ritzt das niedrige-
re und wird selbst vom höheren geritzt (Abb. 14.28). Die Methode ist für Metalle wenig
aussagekräftig.

Bei Metallen, vor allen bei Stählen, lassen sich Härte und Festigkeit durch Kaltumfor-
men und Wärmebehandlung in weiten Grenzen ändern. Umgekehrt kann aus Härtemes-
sungen auf den Gefügezustand geschlossen werden.

Bei allen Verfahren wird ein Eindringkörper mit bestimmter Kraft in das Werkstück
eingesenkt. Am entstehenden Eindruck wird ein Messwert abgelesen und daraus der Här-
tewert berechnet.

2 (Friedrich Mohs 1773–1839, Wien)

532

14

Werkstoffprüfung

Polypropylen

Fingernägel

Kupfermünze

Zähne

Taschenmesser

Glas

Stahl
z 7
lk 1

Ta

Gips 2 Kalkspat 3 Flussspat 4 Mangan 5 Feldspat 6 uar

Q

Topas 8 Korund 9 iamant 10

D

Abb. 14.28 Mohs-Härteskala, angegebene Stoffe lassen sich mit dem jeweils nächst härteren Metall
ritzen

Deshalb wurden ab 1900 drei Verfahren der statischen Härtemessung entwickelt (Bri-
nell, Vickers, Rockwell). Sie werden auch heute noch nebeneinander benutzt, da jedes von
ihnen seine Anwendungsgrenzen besitzt.

Härteprüfungen werden sehr häufig zur Qualitätskontrolle angewandt. Die Gründe
sind:

die Messung erfolgt am Werkstück selbst, es ist keine Probe erforderlich,
kurze Messzeit, eine Direktablesung der Härte ist möglich,
eine empirisch ermittelte Beziehung zur Zugfestigkeit ermöglicht bei Stählen ihre Kon-
trolle durch eine Härteprüfung am Bauteil.

Die Verfahren unterscheiden sich in Eindringkörper, Prüfkraft und Messwert sowie der

Art, wie der Härtewert bestimmt wird.

Abbildung 14.29 zeigt ein Härteprüfgerät, das zur Messung nach mehreren Verfahren
geeignet ist.

14.6.1

Härteprüfung nach Brinell

Eindringkörper Als preisgünstige, unempfindliche Körper wurden früher geschliffene

Kugeln aus Stahl verwandt (Abb. 14.30). Die Norm schreibt jetzt für alle Stoffe Kugeln
aus Sinterhartmetall vor. Der Kugeldurchmesser D hängt ab von:

der Dicke der Probe und
der Härte des Werkstoffs.

14.6

Messung der Härte

533

Abb. 14.29 Schematische

4

Darstellung eines Universal-

Härteprüfgerätes. Auf dem

8
verstellbaren Tisch 1 liegt der

Prüfling 2, in den der Ein-
dringkörper 3 mittels des

6

Hebelsystems 4 durch die

3

5

Gewichtskraft geeichter Schei-

7
ben 5 eingesenkt wird. Dabei

2
bremst der Stoßdämpfer 6,

1
wenn durch den Handhebel 7
die Arretierung gelöst wird.

Auf der Mattscheibe 8 kann
der Eindruck vergrößert be-
trachtet und gemessen werden

Abb. 14.30 Brinellprüfung:

Prüfkraft F

Eindringkörper, Eindruck und

Messwert

D

Probe
h
s
d2

Eindruck-
oberfläche A
d
d1

Durch den Eindruck der Kugel wird der Werkstoff plastisch verformt und in einem Bereich
neben und unterhalb der entstehenden Kalotte kaltverfestigt. Damit sich vergleichbare und
reproduzierbare Härtewerte ergeben, sind bestimmte Prüfbedingungen festgelegt. Die Hö-
he h der Kalotte, das ist die Eindrucktiefe, soll höchstens 1=8 der Probendicke s betragen.

Der Kugel-; D soll so groß wie möglich gewählt werden. Danach muss nach der Här-
teprüfung mithilfe der Tab. 14.15 festgestellt werden, ob für den ermittelten Eindruck-; d
die Mindestdicke kleiner ist als die Probendicke. Andernfalls ist die nächstkleinere Kugel
zu verwenden.

534

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.15 Mindestdicke der

Eindruck-

Mindestdicke der Proben für die Kugel-;:

Proben in Abhängigkeit vom
durchm. d

D D 1

2

2,5

5

10 mm
mittleren Eindruckdurchmesser 0,2

0,08

1

1,07

0,83

1,5

2,00

0,92

2

1,67

3

4,00

1,84

4

3,34

5

5,36

6

8,00

Prüfbedingungen
a) Die Auflagefläche der Probe darf keine sichtbare Verformung zeigen, deshalb richtet
sich der Durchmesser D der verwendeten Kugel nach der Probendicke s.

b) Der Kugeldurchmesser D ist in vier Stufen genormt.

c) Die entstehende Kalotte soll nicht zu flach sein (unscharfe Ränder), aber auch nicht zu
tief (bei unterschiedlicher Eindrucktiefe kaum differenzierte Messwerte).

d) Messwerte sind nur bei gleichem Beanspruchungsgrad vergleichbar, damit ist das Ver-
hältnis aus Prüfkraft und Kugeloberfläche gemeint. Der Beanspruchungsgrad ist für
fünf Werkstoffgruppen genormt (Tab. 14.16).

Prüfkraft Die am Prüfgerät einzustellende Prüfkraft F wird aus Tabellen des Normblat-
tes entnommen, oder über den Beanspruchungsgrad berechnet:

F D D2 Beanspruchungsgrad=0;102

Die Kraft wird in N angegeben, der Faktor 0,102 rechnet die ursprüngliche ältere Kraft-
angabe Pond in Newton um. Somit sind aktuelle und ältere Messwerte vergleichbar.

Tab. 14.16 Brinellhärteprüfung, Werkstoffgruppen, Beanspruchungsgrad und erfassbarer Härtebe-
reich

Werkstoffe

Brinellbereich HBW

Beanspruchungsgrad

St, Ni, Ti

30

Gusseisen 1)

< 140

10

> 140

30

Cu und

35. . . 200

10

Legierungen

> 200

30

< 35

2,5

Leichtmetalle

< 35

2,5

35. . . 80

5/10/15

> 80

10=15

Pb, Sn

1

14.6

Messung der Härte

535

Messwert An der Probe wird der Durchmesser d der entstandenen Kalotte ausgemessen.

Hierzu ist eine Genauigkeit von ±0,5 % erforderlich, damit der Härtewert nicht mehr als

±1 % unsicher ist. Bei unrunden Eindrücken wird der Mittelwert aus zwei senkrecht auf-
einander stehenden Durchmessern genommen. Das Abmessen erfolgt auf der Mattscheibe
des Gerätes, wo ein vergrößertes Bild der Kalotte erscheint.

Härtewert Durch eine sogenannte Zahlenwertgleichung wird aus Prüfkraft F (in N),

Kugeldurchmesser D (in mm) und Messwert d (in mm) die Brinellhärte HBW berechnet:

Härteangaben verschiedener Messungen an gleichen Werkstoffen sind nur dann ver-
gleichbar, wenn sie mit gleichen Prüfbedingungen ermittelt wurden. Eine Härteangabe
nach Norm muss deshalb die Prüfbedingungen enthalten. Die Kurzangabe der Prüfbedin-
gungen erfolgt nach dem Härtewert in der Reihenfolge: Kugel-;, Prüfkraft (Einwirkdauer,
wenn anders als im Regelfall).

350 HBW 10=3000: Brinellhärte von 350, gemessen mit Hartmetallkugel, D D 10 mm
und F D 3000=0; 102 D 29:420 N, (Standardmessung für Stahl und GJL).

Anwendungsbereiche

Werkstoffe mittlerer Härte bis zu 650 HBW. Bei härteren Werkstoffen verformt sich
die Kugel unter Belastung plastisch, sodass durch die Abplattung ein weicherer Werk-
stoff vorgetäuscht wird.

Werkstoffe mit Phasen von unterschiedlicher Härte: Die große 10-mm-Kugel trifft
mit Sicherheit viele Kristalle, sodass die Durchschnittshärte des gesamten Gefüges er-
mittelt wird (z. B. für Lagermetalle und Gusseisen).

Nachprüfung der Zugfestigkeit von wärmebehandelten Teilen aus un- und niedrigle-
giertem Stahl. Aus vielen Versuchsreihen ist für un- und niedriglegierten Stahl eine
angenäherte Beziehung zwischen der Brinellhärte HB und der Zugfestigkeit Rm (im

Zugversuch ermittelt) festgestellt worden: Zugfestigkeit R

m

10=3 HBW. Dadurch
ist es möglich, Wärmebehandlungen zu kontrollieren, z. B. die Festigkeit vergüteter

Teile ohne wesentliche Beschädigung.

Nicht geeignet ist die Brinellprüfung für sehr harte Stoffe (ungenau) und dünne Oberflä-
chenschichten, weil diese in den Grundwerkstoff eingedrückt werden. Dunkle Oberflä-
chen sind ebenfalls ungeeignet, da man auf ihnen den Eindruck nicht erkennt.

In der Praxis wird die Brinellhärte nicht errechnet, sondern aus den Tabellen der Norm
abgelesen. Prüfgeräte können die Brinellhärte auch direkt anzeigen.

14.6.2

Härteprüfung nach Vickers

Eindringkörper Stumpfe, quadratische Diamantpyramide, empfindlich gegen Stöße und

Verkantungen beim Messen. Geeignet für härteste Stoffe und dünne Schichten.

536

14

Werkstoffprüfung

Abb. 14.31 Härteprüfung
nach Vickers: Eindringkörper,

Prüfkraft F

Eindruck und Messwert d

22°

136°
d1

Eindruck-
oberfläche A
d2

Prüfkraft Die Pyramide erzeugt geometrisch ähnliche Eindrücke. Deswegen ist die Prüf-
kraft zwischen 98 und 980 N ohne Einfluss auf den Härtewert. Bevorzugte Prüfkräfte sind:

F D 49=98=196=294=490=980 N

Die Kraft F soll in ca. 5 s stoßfrei auf den Höchstwert ansteigen und 10 bis 15 s einwirken.

Für Proben, deren Prüffläche sehr klein ist, für dünne Schichten oder wenn die Ober-
fläche nur wenig beschädigt werden darf, sind kleinere Kräfte genormt. Sie betragen

1,96. . . 49 N (DIN 50133 Bl.2) Die Messunsicherheit der Ableseeinrichtung soll ˙1 %
betragen (Toleranzbereich der Härte von ˙2 %).

Messwert An der Probe wird die Diagonale d des Eindrucks gemessen, evtl. als Mittel-
wert der beiden Diagonalen (Abb. 14.31).

Härtewert HV und HBW werden nach ähnlichen Formeln (Zahlenwertgleichungen) ge-
bildet, dem Quotienten aus Prüfkraft durch Eindruckoberfläche. Die Kurzangabe der Prüf-
bedingungen erfolgt durch eine der Prüfkraft proportionale Zahl, zusätzlich durch die

Einwirkdauer, wenn sie von der Norm abweicht.

0;189F

Vickershärte HV D
d 2

640 HV 50

Vickershärte von 640 mit F D 50=0;102 D 490 N und normaler Einwirk-
dauer

180 HV 20/30 Vickershärte von 180 mit F D 20=0;102 D 196 N und erhöhter Einwirk-
dauer von 30 s ermittelt.

14.6

Messung der Härte

537

Anwendungsbereiche

Die Vickers-Härteprüfung ist die genaueste Messung und hat den breitesten Messbereich.

Werkstoffe aller Härtegrade, auch härtester Stoffe wie Sinterhartstoffe. Hierbei erge-
ben sich sehr kleine Eindrücke, deren Diagonale wenige µm beträgt. Je kleiner der

Eindruck, umso höher muss die Oberflächengüte sein.

Dünne Randschichten: Hier ist die Prüfkraft im Kleinkraftbereich so zu wählen, dass
die Schichtdicke mindestens das 1,5-fache der Eindruckdiagonalen beträgt.

Einzelne Kristalle im Gefüge mit Kräften von 0,01. . . 1 N auf Mikrohärteprüfern, eine

Kombination von Härteprüfgerät und Mikroskop.

14.6.3

Härteprüfung nach Rockwell

Im Gegensatz zum Brinell- und Vickers-Verfahren wird die Härte nicht als Quotient von

Kraft durch Eindruckoberfläche errechnet, sondern direkt über die Eindringtiefe bestimmt.

Eindringtiefe und Härtewert können an einem Tiefenmessgerät (Messuhr) abgelesen wer-
den.

Eindringkörper Stumpfer Diamantkegel mit einem Spitzenwinkel von 120°. Die Spitze
ist mit einem Radius von 0,2 mm gerundet. DIN EN 10109 enthält ein Schaubild, aus dem
die Mindestprobendicke in Abhängigkeit von der Härte abgelesen werden kann.

Prüfkräfte Die Prüfgesamtkraft ist konstant und wird in zwei Stufen aufgebracht. Die

Vorkraft F0 beträgt 98 N (10 Pond), die anschließende Prüfkraft 1373 N (140 Pond).

Messverfahren Die Prüfung erfolgt in mehreren Phasen (Abb. 14.32).

1. Der Prüfling muss sicher auf der sauberen Auflage liegen, die Prüffläche senkrecht zur

Kraftrichtung.

2. Der Eindringkörper wird mit der Prüfvorkraft F0 auf den Prüfling gesetzt und die Mes-
suhr auf null gestellt. Damit wird eine Messbasis geschaffen und der Einfluss von

Auflage und Spiel im Gerät ausgeschaltet. Praktisch wird der Auflagetisch mit dem

Prüfling hochgedreht, bis die Diamantspitze den Eindringkörper berührt und ihn so
weit anhebt, bis die Messuhr auf null einspielt. Die Prüfgeräte sind so eingerichtet,
dass dann auf den Eindringkörper die Prüfvorkraft F0 wirkt.

3. Zuschalten der Prüfkraft F1. Unter ihrer Wirkung, 2 bis 8 s lang, dringt der Diamant
weiter in den Prüfling ein, was an der Messuhr beobachtet werden kann. Wenn der

Zeiger zum Stillstand kommt, wird eine Eindringtiefe angezeigt, die für die Messung
noch keine Bedeutung hat, weil sie sich aus plastischer und elastischer Verformung
zusammensetzt.

538

14

Werkstoffprüfung

F

0

0

Messbasis

F +F

0

Probe

0

1

Messbasis

Eindringtiefe

F

0

0
m. elast. Anteil
bleibende

Eindringtiefe h

Abb. 14.32 Härteprüfung nach Rockwell

4. Wegnahme der Prüfkraft F1. Der Eindringkörper bleibt unter Wirkung der Prüfvorkraft
in Kontakt mit dem Prüfling. Die Messuhr zeigt, dass sich der Eindringkörper anhebt:

Die elastischen Verformungen gehen zurück. Jetzt wird die bleibende Eindringtiefe h
angezeigt. Die Skale der Messuhr weist zugeordnete Werte der Rockwellhärte auf, die
jetzt abgelesen werden können.

Härtewert Die Rockwellhärte HRC berechnet sich aus der Differenz zwischen einer

Referenz- und der tatsächlichen Eindrucktiefe.

Neben dem HRC-Verfahren sind weitere Varianten genormt, die den Anwendungsbe-
reich auf andere Werkstoffe und kleinere Probendicken erweitern (Tab. 14.3).

Anwendungsbereiche

Werkstoffe mit Härten 20 < HRC < 70. Das Messergebnis liegt schnell vor. Für wei-
chere Werkstoffe gibt es das HRB-Verfahren. Dabei wird anstelle des Diamantkegels
eine Hartmetallkugel von d D 1=16 Zoll D 1;59 mm verwendet. Es ist in Deutschland
wenig eingeführt.

Gehärtete Randschichten. Schichtdicken sollen das 10-fache der Eindringtiefe h be-
tragen. Deshalb müssen z. B. Einsatzschichten für die Messung dicker als 0,7 mm sein.

14.6.4

Vergleich der Härtewerte nach Brinell, Vickers und Rockwell

Wegen der unterschiedlichen physikalischen Vorgänge bei den einzelnen Messverfahren
besteht keine lineare Beziehung unter den gemessenen Härtewerten. Umrechnungsfor-
meln sind nicht bekannt. Mittels zahlreicher Versuchsreihen sind die Umrechnungstabel-
len nach DIN EN ISO 18265/03 aufgestellt worden. Sie vergleichen in kleinen Sprüngen
die verschiedenen Härtewerte.

14.6

Messung der Härte

539

Zum schnellen Vergleich dienen die folgenden Näherungsformeln:

Brinellhärte

HBW ca. 0,95 HV

Rockwellhärte

HRC ca. 0,1 HV (im Bereich 200. . . 400 HV).

Das Rockwell-Verfahren ist automatisierbar. Die Prüfzeit ist kurz. Gegenüber der Vickers-

Pyramide mit vier Kanten und einer Spitze ist der Rockwell-Kegel unempfindlicher und
das Verfahren für die Fertigungskontrolle besser geeignet. Gehärteter Stahl besitzt eine

Rockwellhärte von etwa 47. . . 67 HRC. Für Werkstoffe mit höherer Härte ist das Verfahren
ungenau, da bei kleinsten Eindringtiefen der Einfluss der Abrundung groß ist.

14.6.5

Schlaghärteprüfung (Poldi-Hammer)

Messprinzip Die Größe eines Härteeindrucks einer unbekannten Probe wird mit der Grö-
ße des Härteeindrucks eines bekannten Vergleichskörpers ins Verhältnis gesetzt.

Messverfahren Der Poldihammer besteht aus einer Hülse, in der durch leichten Feder-
druck ein beweglicher Schlagbolzen gegen einen seitlich eingeschobenen Vergleichsstab
quadratischen Querschnitts gedrückt wird. Dieser wird wiederum gegen eine lose gefass-
te, gehärtete Stahlkugel von D D 10 mm Durchmesser gedrückt, die am unteren Ende aus
der Hülse heraussteht (Abb. 14.33).

Zur Härteprüfung wird das Gerät senkrecht auf die Prüffläche gestellt. Dann wird dem

Schlagbolzen ein kräftiger Schlag mit einem Handhammer von ca. 1 kg Masse versetzt.

Dabei drückt sich die Kugel sowohl in die Probe als auch in den Vergleichsstab ein.

Da die Härte HBWv des Vergleichsstabes bekannt ist, lässt sich die Härte Hp der Probe
errechnen:

s D2 d2p

H D
p

HBWv

D2 d 2

V

Anwendungsbereich Der Poldihammer ist leicht, handlich, in jeder Lage benutzbar und
preisgünstig. Er dient als Ersatz für die Brinellprüfung bei schweren Guss- und Schmie-

Abb. 14.33 Auswertung der

Hammerschlag

Poldi-Härteprüfung

Vergleichskörper
dV
dP

Probe

540

14

Werkstoffprüfung
destücken oder bei bereits eingebauten und nicht mehr ausbaubaren Teilen. Schnelle Wa-
renkontrolle im Materiallager.

Die Poldihärte ist nicht mit der im Standardversuch ermittelten Brinellhärte identisch,
denn die statische Druckbeanspruchung im Brinellhärteprüfer wirkt anders als die dyna-
mische Schlagbeanspruchung mit dem Poldihammer. Bei letzterem sind außerdem bedingt
durch Reibungsverluste die Druckkräfte auf Vergleichsstab und Probe nicht ganz gleich.

14.6.6

Härteprüfung nach Shore

Für sehr weiche Materialien, speziell für Elastomere und Schäume, wird die Härte
nach dem Shore-Verfahren gemessen. Ein Stift wird hierbei in eine Oberfläche gedrückt

(Abb. 14.34).

Härtewert Die Eindringtiefe gibt den Härtewert an. Die maximale Tiefe ist 2,5 mm und
entspricht dann einer Härte von 0. Die maximale Härte ist bei einer Eindringtiefe von

0 mm auf den Wert 100 festgelegt. Die Angabe des Härtewerts erfordert immer die zu-
sätzliche Angabe des Prüfkörpers. Für sehr weiche Materialien hat dieser eine stumpfe

Kegelspitze (Shore A). Damit ein Eindringen in härtere Materialien möglich ist, wird beim

Shore D Verfahren eine schlankere Spitze verwendet.

Typische Werte für Shore A sind

Gummibärchen: 10

Autoreifen: 50 bis 70

Hartplastik: 100.

Bei der Bestimmung der Shore-Härte spielt die Temperatur eine entscheidende Rolle, so-
dass die Messungen in einem eingeschränkten Temperaturintervall von 23 °C ±2 K norm-

Eindringkörper

Messkraft

Probekörper

Eindringkörper

Shore-Härte A

Shore-Härte D

- Durchmesser 1,2 mm

- Eindringweg 0 – 2,5 mm

- Anpresskraft

(12,5 ± 0,5) N

(50 ± 0,5) N

Kegelstumpf 35°

Kegelspitze 30°

Stirnfläche 0,78 mm

Radius der Spitze 0,1 mm

Abb. 14.34 Shore-Härteprüfung

14.7

Thermische Verfahren

541

Abb. 14.35 Vergleich der

90

Härtewerte nach Shore A und

Shore D

80
e D

Shor 70

60

50

10

20

30

40

Shore A
gerecht durchgeführt werden müssen. Die Dicke des Prüfkörpers sollte mindestens 6 mm
betragen. Die Härte ist 3 s nach der Berührung zwischen der Auflagefläche des Härteprüf-
gerätes und des Prüfkörpers abzulesen. Bei Prüfkörpern mit deutlichen Fließeigenschaften
kann die Härte auch nach 15 s abgelesen werden.

Ein direkter Zusammenhang zwischen Shore A und Shore D ist nicht linear (Abb.

14.35).

14.7

Thermische Verfahren

Die Eigenschaften von speziell thermoplastischen Kunststoffen sind stark temperaturab-
hängig. Zur Kennwertermittlung und zur Charakterisierung sind drei Verfahren notwen-
dig3 (Abb. 14.35).

14.7.1

TGA (Thermo-Gravimetrie-Analyse) DIN EN ISO 11358

Die Makromoleküle der Kunststoffe sind thermisch nicht stabil. Je nach Art des Kunst-
stoffs und damit Aufbau der Moleküle findet die Zersetzung bei definierten Temperaturen
statt. Dabei geht der Kunststoff in den gasförmigen Zustand über. Mit der Thermogravime-
trie wird die Massenänderung einer sehr geringen Materialprobe während des Aufheizens
mit einer konstanten Heizrate beobachtet. Notwendig ist ein Messsystem mit einem gere-
gelten Ofen und einer integrierten Waage.

Massenänderung haben folgende mögliche Ursachen:

physikalische Prozesse, z. B. Verdampfen, Sublimieren von Zusatzstoffen/Additiven
chemischer Zerfall, d. h. thermische Zersetzung mit Bildung flüchtiger Produkte
chemische Reaktion, z. B. Reduktion (d. h. Abgabe von Sauerstoffatomen) oder Oxida-
tion (d. h. Aufnahme von Sauerstoffatomen)

3 Weiterführende Literatur: Grellmann W., Seidler S., Kunststoffprüfung, C. Hanser Verlag; Ehren-
stein G.W., Riedel G., Trawiel P., Praxis der thermischen Analyse von Kunststoffen, Hanser Verlag

542

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.17 Übersicht über thermische Prüfverfahren und deren Anwendung

Verfahren

Anwendung

TGA

Bestimmung von Füllstoffgehalten und Charakterisie-

(Thermo-Gravimetrie-Analyse)

rung von Kunststoff

DSC

Bestimmung von Glastemperatur, Schmelztemperatur,

(differential scanning calorimetry)

Kristallisationsgrad

DMA

E-Modul als Funktion der Temperatur

(Dynamisch-mechanische Analyse)

100

80

60

-52,2 %

Σ -69,0 %
erlust in %

40

-12,5 %

-4,3 %

20

Gewichtsv

0

200

400

600

800

Temperatur in °C

Abb. 14.36 TGA Messkurvevfür PBT GF30 mit Anteil PTFE zur Verbesserung der Gleiteigen-
schaften (Quelle vgl. http://wiki.polymerservice-merseburg.de/index.php/Veraschungsmethode).

Zunächst erfolgt bei 420 °C ein Gewichtsverlust von 52,2 % (PBT), dann bei 587 °C ein Gewichts-
verlust von 12,5 % (PTFE), bei 650 °C verbrennt der Pyrolyseruß mit 4,3 % und der Rest von 31 %
entspricht dem Glasfasergehalt von 31 % (GF 30)

In Abb. 14.36 ist eine Messkurve eines glasfaserverstärkten PBT dargestellt, das mit PTFE
zur Verbesserung der Gleiteigenschaften versehen ist. PBT zersetzt sich bei geringerer

Temperatur als PTFE, sodass die Gewichtsanteile eindeutig zugeordnet werden können.

Die Zersetzung erfolgt meist unter Ausschluss von Sauerstoff. Auf diese Weise kann man
bei hoher Temperatur und nach Zugabe von Sauerstoff die Zersetzungsrückstände verbren-
nen. Da Kunststoffe zum größten Teil aus Kohlenstoff und Wasserstoff bestehen, ist der

Zersetzungsrückstand fast ausschließlich Kohlenstoff. Die Reste, die dann noch gewogen
werden, haben mineralischen Ursprung, in diesem Fall sind das die Glasfasern.

14.7.2

DSC (differential scanning calorimetry)

Mit Kalorimetrie wird die Messung von Wärmeströmen gemessen. Beim Aufheizen von

Material kommt es zu Phasenänderungen. Bei Wasser gibt es z. B. bei 0 °C den Übergang
von Eis zu flüssigem Wasser. Bei der Umwandlung schmelzen die Eiskristalle, wobei
zusätzliche Wärme benötigt wird.

14.7

Thermische Verfahren

543

Abb. 14.37 Messprinzip einer

DSC

Referenz

Probe

Referenz Probe
atur

Temper

Zeit
enz

Temperaturfühler

.-Differ

Temp

Probentemperatur

Für die Messung dieser Kristallisationswärme erwärmt man eine geringe Probenmenge
mit einer geringen Aufheizgeschwindigkeit und vergleicht die Temperatur der Probe mit
einer Referenzprobe (Abb. 14.37). Die Referenz ist üblicherweise ein leerer Probentiegel.

Während des Schmelzvorgangs ändert sich die Temperatur nicht, solange die zwei Pha-
sen Kristalle und Schmelze gleichzeitig vorliegen. Die Messkurve kann bei konstanter

Aufheizgeschwindigkeit einfach in eine Temperaturdifferenzkurve über der Probentem-
peratur umgewandelt werden.

Hier wird vereinfacht von Wärme gesprochen. Gemeint ist die Enthalpie H , die den

Wärmeinhalt darstellt:

H D mcpT C pV

Hierin ist m die Masse, cp die Wärmekapazität, T die Temperatur. Für weitgehend inkom-
pressible Materialien und Messungen bei konstanten Drücken p kann bei Betrachtung der

Enthalpiedifferenzen das Produkt aus Volumen V und Druck p vernachlässigt werden.

Damit spiegeln die gemessenen Temperaturdifferenzen die Wärme wieder. Die Ände-
rungen der Wärme über einen Zeitraum hinweg sind Wärmeströme, diese können positiv
oder negativ sein. Positive Messergebnisse bedeuten, dass Wärme zugeführt werden muss,
also ein endothermer Vorgang. Negative Werte bedeuten exotherme Abläufe, bei denen

Wärme frei gesetzt wird. Das ist der Fall, wenn man eine Probe abkühlt und sich Kristalle
bilden, wobei die Kristallisationswärme frei wird. Aber auch wenn eine Reaktion statt-
findet, z. B. wenn die Probe bei höheren Temperaturen und nach Zugabe von Sauerstoff
verbrennt.

Interpretation von DSC-Kurven

Weil mit einer konstanten Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit gearbeitet wird, kann zu
einem bestimmten Zeitpunkt jeweils die Temperatur angegeben werden (Abb. 14.38). Zur

Festlegung der Schmelztemperatur wird der Peak ausgewertet. Die einfachste Möglich-
keit ist hier die Temperatur zu wählen, bei der die Wärmestromdifferenz am höchsten ist.

Analog wird beim Abkühlen der Kristallisationsvorgang abgebildet.

544

14

Werkstoffprüfung

Temperaturänderung jeweils

Kristallisationstemperatur

3 °C/min

Δ H = 210 J/g
om in W/g
c
otherm
ärmestr
ex

W

Abkühlung

0

1. Aufheizen

2. Aufheizen

Δ H = 175 J/g
m
othermex

Δ H = 212 J/g
m

Schmelztemperatur

Zeit

60

80

100

120

140

Temperatur in °C

Abb. 14.38 DSC-Kurve für Aufheiz- und Abkühlvorgänge

Abb. 14.39 Schmelzpeak

Aufheizen
beim Aufheizen einer Kunst-
kleine Kristalle
große Kristalle
stoffprobe
om
exotherm
ärmestr
endotherm

W

Summenkurve

Temperatur

Die Form und die Temperaturlage des Peaks geben wichtige Informationen. Aus der

Temperaturlage kann man auf die Sorte des Kunststoffs schließen, denn die Schmelztem-
peratur hängt direkt vom molekularen Aufbau ab.

Beim Aufschmelzen eines Kunststoffs können kleinere Kristalle leichter schmelzen als
die größeren. Daher erstreckt sich der Aufschmelzvorgang über einen Temperaturbereich
von einigen °C (Abb. 14.39).

Während des Aufheizens schmelzen die Kristalle. Der Wärmestrom wird während der
gesamten Zeit gemessen und bildet einen charakteristischen Peak (Abb. 14.39). Dieser

Peak ist die Summe vieler Einzelpeaks, denn ein thermoplastischer Kunststoff besteht
meistens aus unterschiedlich langen Molekülketten, sodass kleinere und größere Kristal-
le entstehen. Ein schmaler Peak bedeutet, dass es sich um ein Material mit einer engen

Molekulargewichtsverteilung handelt.

14.7

Thermische Verfahren

545

Die schraffierte Fläche innerhalb der Kurve (Abb. 14.38) ist die für das Schmelzen
bzw. für das Kristallisieren notwendige Wärme. Bei einer Materialuntersuchung wird man
die Probe zunächst aufheizen und schmelzen und anschließend wieder definiert abkühlen
lassen. Hierbei kann die Schmelzwärme kleiner sein als die Kristallisationswärme. Die

Ursache ist dann, dass die untersuchte Materialprobe zu einem Kunststoffbauteil gehört,
das mit sehr hohen Abkühlgeschwindigkeiten hergestellt wurde. In diesem Fall steht für
die Kristallisation nicht genug Zeit zur Verfügung. Damit erhält man Informationen über
die Vorgeschichte, also die Produktionsbedingungen, eines Kunststoffbauteils.

Wird die Probe erneut aufgeheizt (2. Aufheizen), ist die Vorgeschichte „gelöscht“,
denn die DSC-Versuche erfolgen bei geringen Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten.

Die Schmelzwärme ist dann so hoch wie die Kristallisationswärme.

I

Hinweis Die Kristallisationstemperatur ist immer niedriger als die Schmelztem-
peratur. Das hat mit der Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit zu tun. Bei einer

Abkühlgeschwindigkeit von 0 °C=min wären beide Temperaturen gleich. Dann
bilden sich Kristalle während gleichzeitig andere Kristalle schmelzen.

Kristallisationsgrad

Der Kristallisationsgrad gibt an, wieviel Prozent des Kunststoffs kristallisiert während der

Rest noch amorph ist. Für die Angabe des Kristallisationsgrads wird das Verhältnis zu
einer 100 % kristallisierten Probe gebildet.

K D Hm=H 0m

Hierin ist Hm die beim Aufheizen gemessene Schmelzwärme und H 0 die Wärme des
m

100 % kristallinen Materials. H 0 ist ein ziemlich theoretischer Wert, denn ein thermo-
m
plastischer Kunststoff kann nicht vollständig kristallisieren. Dieser Wert wird üblicher-
weise aus Tabellen entnommen.

Die H 0 Werte lassen sich auf folgende Art ermitteln (Abb. 14.40):

m

1. Eine Materialprobe wird auf eine Zieltemperatur abgeschreckt und dort sehr lange
gehalten. Je niedriger die Zieltemperatur ist, desto geringer ist der Kristallisationsgrad.

2. Die Probe wird wieder geschmolzen und die Kristallisationstemperatur und -wärme
wird gemessen. Man stellt fest, dass die Kristallisationstemperatur (Schritt 1) kleiner
ist als die Schmelztemperatur.

3. Aus mehreren Versuchen mit stetig steigenden Kristallisations- und Schmelztempera-
turen lässt sich die Schmelztemperatur T 0 extrapolieren, das ist die Gleichgewicht-
m
stemperatur bei unendlicher Abkühlgeschwindigkeit T 0.

c

4. Die Kristallisationswärme bei unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten wird in ei-
nem Diagramm über der Schmelztemperatur aufgetragen. Hier kann schließlich der

Wert H 0 bei der Gleichgewichtstemperatur (Schritt 3) abgelesen werden.

m

546

14

Werkstoffprüfung
m
m
atur T

Temper

H 0
m
chmelz-
chmelz-Enthalpie H

S

0

S

T

T 0
m
m

Kristallisations-Temperatur T

Kristallisations-Temperatur Tc
c

Abb. 14.40 Ermittlung der Schmelzenthalpie H 0
m

14.7.3

DMA (Dynamisch mechanische Analyse)

Das mechanische Verhalten der Kunststoffe ist stark temperaturabhängig. Von besonderer

Bedeutung ist hier die Abhängigkeit des E-Modul von der Temperatur.

Bei der DMA wird ein Probekörper zyklisch belastet und gleichzeitig wird die Tempe-
ratur stetig angehoben. Die Belastung führt zu einer Verformung. Als Belastung werden
oft Verdrehungen (Torsionen) vorgenommen, in dem Fall wäre die Verformung eine Sche-
rung (Schubbelastung). Hier wird zum besseren Verständnis eine zyklische Zugbelastung
verwendet (Abb. 14.41).

Bei einem elastischen Werkstoff, z. B. bei einem Metall erfolgt die Verformung ohne

Verzögerung. Bei einem Kunststoff kann die Verformung zeitverzögert erfolgen, insbeson-
dere bei Temperaturen oberhalb der Glastemperatur. Dann ist der Werkstoff viskoelastisch,
d. h. einzelne Molekülgruppen können aneinander vorbeigleiten. Bei jedem Zyklus er-
wärmt sich der Kunststoff ein wenig.

Analog zu elektrischen Strömen, bei denen man in Abhängigkeit vom Phasenwinkel
von Scheinleistung und Blindleistung spricht, unterteilt man bei einer um einen Phasen-
winkel ı verschobenen Schwingung der „Antwort-Verformung "“ von einem Speichermo-
δ
σ (t)

Zeit in sec

T(t)

ε (t)

90

270

Phasenwinkel in °

F(t)

Abb. 14.41 Prinzip einer dynamisch-mechanischen Analyse (DMA)

14.7

Thermische Verfahren

547

Abb. 14.42 Auswertung

Speichermod
einer DMA, der Speicher-
ul E‘
modul E0 ist weitgehend der
δ

E-Modul, wie er im Zug-
versuch gemessen wird. Der

,
aktor tan

Verlustmodul E00 kennzeichnet
tan δ
die aufgenommene Energie,
erlustf
tan ı ist das Verhältnis aus

E-Modul

V

Verlustmodul E‘

E0=E00

T

Temperatur
g
dul E0 und einem Verlustmodul E00. Beide Module stehen über den Verlustfaktor „tan ı“
in einer Beziehung:

E00
tan ı D E0

Als Ergebnis der Schwingungen bei steigenden Temperaturen wird der Speichermodul ste-
tig kleiner. Ab der Glastemperatur können die Moleküle immer besser abgleiten, weshalb
hier der Verlustmodul steigt (Abb. 14.42). Mit weiterer Temperatur kann der Werkstoff nur
noch sehr wenig Energie aufnehmen, weil die Ketten direkt abgleiten, daher sinkt der Ver-
lustmodul wieder. Der Verlustfaktor tan ı ist bei Werkstoffen mit hohem nichtelastischen

Verformungsanteil hoch.

Für den Anwender ist der Verlustmodul uninteressant. Eine Darstellung des Verlust-
faktors gibt aber wichtige Hinweise über den Werkstoff. Einige Kunststoffe haben unter-
halb der Glastemperatur ein weiteres Maximum, man spricht hier von Nebenerweichung

(Abb. 14.43). Kleinere Molekülgruppen, z. B. Moleküle seitlich der Kette, werden beweg-
lich.

Abb. 14.43 E-Modul als

Nebenerweichung

Glastemperatur

Funktion der Temperatur von

T

T
n
g

PVC

104

102

103

101

1
δ

102

101

10-1
aktor tan
erlustf

E-Modul in N/mm²

1

10-2

V

-100

0

100

200

Temperatur in °C

548

14

Werkstoffprüfung

Die Nebenerweichung ist besonders bei Polycarbonat (PC) wichtig. Obwohl PC als
amorpher Werkstoff mit einer Glastemperatur von 145 °C eigentlich bei Raumtemperatur
spröde sein sollte, ist er wegen der Nebenerweichung bei 100 °C sehr zäh.

14.8

Prüfung von Verarbeitungseigenschaften

(technologische Versuche)

Die Prüfungen sind den Verarbeitungsvorgängen nachgeahmt und stellen fest, ob der

Werkstoff in der Probe oder im Halbzeug den Arbeitsgang rissfrei übersteht. Meist werden
keine Messungen vorgenommen, evtl. Längenmessungen.

14.8.1

Biegeversuch (DIN EN ISO 7438/05)

Der Versuch soll zeigen, ob die Stahlsorte in kaltem Zustand rissfrei gebogen werden
kann. Dabei wird ein Flachstahl von der Dicke a nach Abb. 14.44 durch einen Dorn von
bestimmten Durchmesser D zwischen zwei gerundeten Kanten hindurchgedrückt. An der

Probenunterseite entstehen Zugspannungen. Sie führen bei zu großem Biegewinkel ˛ zu

Rissen.

Der Dorndurchmesser D in Abhängigkeit von der Dicke a regelt die Beanspruchung.

Je kleiner D, desto größer ist die Wahrscheinlichkeit, dass Zugrisse entstehen.

14.8.2

Tiefungsversuch nach Erichsen (DIN EN ISO 20482/03)

Mit einem Werkzeug nach Abb. 14.45 wird das Tiefziehen nachgeahmt. In einen Blech-
streifen wird dreimal ein Näpfchen solange gezogen, bis an der Unterseite ein Anriss zu
sehen ist. Der Weg von der Berührung der Kugel mit dem unverformten Blech bis zum

Anriss ist die Tiefung. Sie hängt von der Blechdicke ab. Für die Blechqualitäten gibt es
unterschiedliche Tiefungswerte, die in Kurvenblättern zusammengefasst sind.

Abb. 14.44 Technologischer

Biegedorn

F

Biegeversuch

Probe

D
a

Auflager
α

50
d + 3a

50

14.8

Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Versuche)

549

Abb. 14.45 Tiefungsversuch
nach Erichsen

An der Unterseite des Näpfchens lässt sich noch die Korngröße des Werkstoffs beurtei-
len. Bei Grobkorn entsteht eine apfelsinenartige Oberfläche, bei Feinkorn ist die verformte

Oberfläche für das Auge glatt.

14.8.3

Stirnabschreckversuch nach Jominy (DIN EN ISO 642/00)

Mit dem Versuch kann die Einhärtung eines Stahles geprüft werden. Eine austenitisierte

Probe wird nach Abb. 14.46 in eine Vorrichtung gehängt und nur von der Stirnseite her ab-
geschreckt. Durch Festlegung von Wasserdruck, Rohrquerschnitt und Abstand Rohrende-

Blende (12,5 mm) werden konstante Abkühlbedingungen erreicht.

Nach dem Erkalten werden Härtewerte über die ganze Länge der Probe gemessen und
über der Länge in ein Diagramm übertragen. Aus dieser Stirnabschreckkurve lassen sich

Einhärtung oder Durchhärtung des Stahles erkennen.

Abb. 14.46 Stirnabschreckversuch. a Versuchsanordnung; b Stirnabschreckprobe und -kurve;
c Streuband des Vergütungsstrahles 34CrMo4

550

14

Werkstoffprüfung

Streubänder sind auch in zahlreichen Normen enthalten, z. B. in:

Vergütungsstähle DIN EN 10083,

Einsatzstähle DIN EN 10084,

Werkstoffauswahl aufgrund der Härtbarkeit DIN 17021-1.

Infolge der Analysenstreuungen ergibt sich in der Praxis für eine Stahlsorte nicht eine

Einzelkurve, sondern ein Streuband. Die Einhärtung ist auch noch vom Grad der Austeni-
tisierung abhängig.

14.9

Untersuchung des Gefüges

14.9.1

Mikroskopische Untersuchungen

Untersucht werden Strukturelemente in der Größe zwischen 0,001 µm und 100 µm. Da-
zu müssen sie mikroskopisch vergrößert werden (Tab. 14.18). Zum Einsatz kommen hier

Lichtmikroskope, bei denen die Tiefenschärfe mit zunehmender Vergrößerung klein wird.

Kleine Tiefenschärfe bedeutet, dass bei einer nicht ebenen Oberfläche nur ein geringer Be-
reich scharf gesehen wird. Das ist wie bei einer Landkarte, die in einem bergigen Bereich
nur in einem bestimmten Höhenlinienbereich scharf gedruckt wäre.

Alle Proben müssen durch Schleifen und Polieren eingeebnet werden. Damit ist diese

Art der Mikroskopie zur Untersuchung von Bruchflächen weniger geeignet.

Durch Ätzen mit Säuren werden Gefügestrukturen sichtbar. Säuren greifen Korngren-
zen sowie Gefüge (Perlit, Ferrit) unterschiedlich stark an, wodurch die polierte Oberfläche
das Licht unterschiedlich reflektiert und Strukturen sichtbar werden (Abb. 14.47). Die

Ätzmittel müssen so beschaffen sein, dass sie mit dem Werkstoff reagieren können. Da-
bei muss der interessierende Gefügebestandteil optisch herausgestellt werden. Herstellung

Tab. 14.18 Mikroskopische Verfahren

LM, Lichtmikroskop REM, Raster-Elektronen- TEM, Transmissions-
mikroskop

Elektronenmikroskop

Vergrößerung
bis zu 1000
bis 200.000
bis 1.000.000

Auflösung, d. h.

0,3 µm

0,01 µm

0,001 µm D 1 nm
kleinster Abstand
von 2 Punkten

Schärfentiefe bei

0,01 µm

35 µm

–

1000-facher Vergröße-
rung

Gegenstände der

Gefüge

Bruchflächen, Gefüge

Gitterstörungen,

Beobachtung

Spannungsfelder in

Gittern

14.9

Untersuchung des Gefüges

551

Abb. 14.47 Geätzte Me-
tallproben im Schnitt.

a Korngrenzenätzung –
ferritisches Material,
b Kornflächenätzung, schema-
tische Darstellung – ferritisch-
perlitisches Material
und Auswertung solcher Gefügebilder ist Gegenstand eines wissenschaftlichen Fachge-
bietes, der Metallographie.

Untersuchungen mit einem Rasterelektronenmikroskop haben systembedingt eine er-
heblich höhere Schärfentiefe. Ein Schleifen und Polieren der Probekörper ist nicht not-
wendig. Somit eignen sich diese Mikroskope eher zur Analyse von Bruchflächen.

14.9.2

Quantitative Gefügeanalyse

Neben qualitativen mikroskopischen Untersuchungen spielt in der Technik auch die quan-
titative Analyse der erhaltenen Gefügebilder eine immer größere Rolle.

Dabei stehen zwei wichtige Kenngrößen im Vordergrund: Korngröße und Phasenvolu-
menanteil.

Korngröße Sehr bedeutsam für die mechanischen Eigenschaften Festigkeit und Zähig-
keit: Je kleiner die Korngröße, desto größer sind tendenziell Festigkeit und Zähigkeit eines

Werkstoffes.

Bei der Korngrößenbestimmung (auch Porengrößen, Partikelgrößen) wird meist die
mittlere Kornfläche im Gefügebild oder seltener die mittlere Sehnenlänge im Linien-
schnittverfahren ausgewertet. In allen Fällen ist für die Signifikanz des Ergebnisses wich-
tig, dass die untersuchte Probenstelle statistisch repräsentativ für das Werkstück ist.

Die mittlere Kornfläche ergibt sich einfach aus dem Verhältnis der Anzahl der Körner
innerhalb des untersuchten Bereiches zur Größe des untersuchten Bereiches. In diesem

552

14

Werkstoffprüfung

Zusammenhang hat sich in der Praxis eine Korngrößenkennzahl G nach ASTM durchge-
setzt. Es gilt Z D 8 2G.

Dabei ist Z die Anzahl der Körner pro Quadratmillimeter Probenoberfläche.

Zur Bestimmung des Phasenvolumenanteils (auch Porenvolumen) macht man sich die

Erkenntnis zunutze, dass in einer Probe Volumen-, Flächen-, Linien- und Punktanteil ei-
ner Phase gleich sind. Für manuelle Auswertung kann man über ein Gefügebild einen

Punkt oder ein Linienraster legen und dann im einfachsten Fall auszählen. Damit das Er-
gebnis verlässlich ist, werden einige Hundert oder Tausende Punkte bzw. Linienabschnitte
benötigt. Es ist hilfreich, mehrere Bilder und Proben zu untersuchen.

Linienschnittverfahren Über ein Gefügebild in geeigneter Vergrößerung wird eine so
große Anzahl von Linien gelegt, dass sich einige Hundert bis einige Tausend Schnittpunk-
te ergeben. Das kann anhand eines ausgedruckten Fotos oder im Computer automatisiert
erfolgen. Im letzteren Fall muss aber ein geeignetes Bildanalyseprogramm vorausgesetzt
werden, welches Korngrenzen zweifelsfrei analysiert. Die mittlere Sehnenlänge (D Korn-
größe) ist die Gesamtlinienlänge geteilt durch die Anzahl der Schnittpunkte. Bei diesem

Verfahren ist es auch möglich, die Kornform quantitativ zu analysieren, wenn man die
mittlere Sehnenlänge in bedeutsame Richtungen (z. B.: Walz-, Quer- und Blechnormal-
einrichtung) misst.

Phasenvolumenanteil Beeinflussung der Eigenschaften eines Werkstoffes auf komple-
xere Art und Weise. In Sinterwerkstoffen wird eine möglichst niedrige Porosität ange-
strebt, wenn die Festigkeit hoch sein soll. In Schnellarbeitsstählen ist die Verschleißbe-
ständigkeit davon abhängig, wie viele Karbide sich gebildet haben.

Vi

A

L

N

D
i

D
i

D
i

Vges

Ages

Lges

Nges

Vi :

Volumen einer Phase

Vges: Gesamtes untersuchtes Volumen

Ai :

Fläche einer Phase im Gefügebild

Ages: Gesamtfläche des Gefügebildes

Li : Anteil einer Phase entlang einer Messlinie

Lges: Gesamtlänge der Linien im Gefügebild

Ni : Punktanteil einer Phase

Nges: Anzahl der Punkte im Gefügebild.

14.9.3

Makroskopische Untersuchungen

Bereiche mit hohen Schwefelkonzentrationen (Schwefelseigerungen) in Stahl sind in der

Regel nicht schweißgeeignet. Schwefelseigerungen treten besonders häufig und stark in

14.10

Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

553

Abb. 14.48 Baumann-

Abdruck: Seigerungszone in
einem T-Profil

Abb. 14.49 Faserverlauf in
einem kaltgestauchten Schrau-
benkopf
unberuhigt vergossenem Stahl auf, der gemäß der aktuellen europäischen Normung nicht
mehr Stand der Technik ist. Bei schweißtechnischer Verarbeitung von Stahlhalbzeug un-
geklärter Herkunft (z. B. Reparatur von alten Stahlbauten) ist die Kenntnis der Seige-
rungszonen unverzichtbar, denn in schwefelarmen Bereichen kann der Stahl in der Regel
problemlos geschweißt werden.

Für den Baumann-Abdruck wird der interessierende Querschnitt durch Schleifen prä-
pariert. Anschließend wird ein Baumann-Abdruck hergestellt (Abb. 14.48, Abb. 14.49):

Hierzu wird Fotopapier in der Dunkelkammer in Schwefelsäure getränkt und auf die
präparierte Fläche gedrückt. An Schwefelseigerungen wird das Papier durch den entste-
henden Schwefelwasserstoff dunkel (Abb. 14.48).

14.10

Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

Der allgemeine Trend zu Gewichtseinsparung, um Kosten und Energieverbrauch zu sen-
ken, führt zu immer kleineren Querschnitten, sodass sich innere Fehler stärker auswirken
können. Für Bauteile, deren Bruch Menschenleben gefährdet oder große Folgeschäden
nach sich ziehen kann (Sicherheitsbauteile), muss deshalb eine 100-%ige Stückprüfung
auf verborgene Fehler erfolgen.

Sicherheitsbauteile sind z. B. Achsen und Lenkungsteile von Fahrzeugen, Druckbehäl-
ter, Hochdruckarmaturen, Schweißnähte.

Dabei sollen fehlerhafte Rohguss- oder Schmiedeteile und Halbfabrikate bereits vor der

Weiterverarbeitung und ebensolche Fertigteile vor dem Einbau oder der Inbetriebnahme
ausgesondert werden.

Daneben können noch auftreten: Materialverwechslung, falsche Einhärtetiefe oder

Kernfestigkeit durch fehlerhafte Wärmebehandlung.

Grundsatz moderner Qualitätssicherung: Qualität der Bauteile wird produziert und
nicht „herausgeprüft“ (zerstörungsfreie Werkstoffprüfungen Terminologie DIN EN 1330,

Teile 1–5/97-00).

554

14

Werkstoffprüfung

Tab. 14.19 Übersicht zu Fehlern und Ursachen bei der zerstörungsfreien Werkstoffprüfung

Übersicht: Fehler

Risse an der Oberfläche und im Innern und Entstehung

Einschlüsse

Schleifrisse durch örtliche Überhitzung beim Ausfall des

Gasblasen

Kühlschmierstoffes,

Härterisse durch zu schroffes Abschrecken,

Schlackenteilchen

Warmrisse bei Gussteilen infolge behinderter Schrumpfung Sandeinschlüsse, Lunker
in der Form,

Schmiederisse durch zu schnelle Umformung heterogener

Bindefehler in Schweißnähten.

Gefüge,

Schmiedefalten und Doppelungen,

Spannungsrisse durch zu schnelles Erwärmen von der

Oberfläche her. Der Kern löst sich von der Randschicht oder
reißt quer

Tab. 14.20 Einsatzbereiche zerstörungsfreier Prüfverfahren

Verfahren

Physikalischer

Anwendbar zur Bestimmung/Ermittlung von

Effekt

Fehler

Lage

Größe

Eigensch. Messen

Eindringverfahren

Kapillar-

C

C

(C)

wirkung

Magnetpulver-

Streufluss

C

C

(C)

Prfg.

Magnetinduktion

Permeabilität

C

(C)

(C)

C

Schicht-

Dicke

Wirbelstrom-

Elektr.

C

C

C

C

(C)

prüfung

Leitfähigkeit

Durchschallung

Absorption

(C)

(C)

C

Impuls-Echo-Verf.

Reflexion

C

C

(C)

C

Abstand,

Prüfdicke

Klangprobe

Eigenresonanz

C

Röntgenstrahlen

Grobstruktur

Absorption

C

(C)

(C)

(C)

(C)

Feinstruktur

Interferenz

C

Gammastrahlen

Absorption

C

(C)

(C)

(C)

C geeignet

(C) bedingt geeignet
nicht geeignet

Die Erkennbarkeit der Fehler mithilfe der einzelnen Verfahren ist unterschiedlich und
hängt von Art, Größe und Lage des Fehlers im Prüfling ab. Prüfdauer und Kosten bestim-
men daneben das Prüfverfahren für einen gegebenen Fall. So hat jedes Verfahren seine

Anwendungsbereiche.

14.10

Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

555

14.10.1

Eindringverfahren (Penetrierverfahren, DIN EN 571/97)

Prüfprinzip Oberflächenrisse können durch die Kapillarwirkung (Kapillare D Haarröhr-
chen) benetzende Flüssigkeiten aufsaugen. Nach oberflächlichem Entfernen bleiben Reste
im Spalt zurück. Einige Verfahren verwenden Flüssigkeiten, die unter UV-Licht hell auf-
leuchten (Met-L-Check und UV-Apenol-Verfahren).

Fehleranzeige Durch Aufbringen einer zweiten Entwicklerflüssigkeit oder eines -pulvers
entstehen am Rissausgang farbige Markierungen.

Anwendung Eindringverfahren sind für alle Arten von Werkstoffen zur Ortung von

Oberflächenrissen geeignet. Für Massenteile sind automatische Erkennungssysteme mit

Kameras und Rechner entwickelt worden.

14.10.2

Magnetische Prüfungen (DIN EN ISO 9934/02)

Prüfprinzip Die ferromagnetischen Werkstoffe (Eisen-Triade im PSE: Fe, Ni, Co) lassen
sich dauerhaft magnetisieren. Im fehlerfreien Werkstück verlaufen die Feldlinien unge-
stört (Abb. 14.50).

Querrisse stören den Verlauf und lenken die Feldlinien nach außen, wo sie ein Streufeld
erzeugen. Längsrisse sind nicht nachweisbar, wenn die Feldlinien das Teil nur in Längs-
richtung durchfluten. Um beide Fehlerarten zu erfassen, werden verschiedene Arten der

Magnetisierung gleichzeitig angewandt.

Abbildung 14.50 zeigt die Kombination von Jochmagnetisierung mit Stromdurchflu-
tung. Der mit Gleichstrom gespeiste Magnet erzeugt im Prüfling ein längsgerichtetes

Streufeld

Querriss

Quer-

Längsmagnetisierung

Prüfling

Längsriss

Magnet-
joch

Abb. 14.50 Magnetische Rissprüfung. a Prüfung mit Längsmagnetisierung, b Längs- und Querma-
gnetisierung kombiniert

556

14

Werkstoffprüfung

Magnetfeld. Es erfasst Querfehler im ganzen Querschnitt. Gleichzeitig wird ein starker

Wechselstrom durch den Prüfling selbst geschickt, der ein schraubenförmiges Wechsel-
feld erzeugt. Damit werden Längsfehler in der Randzone erfasst.

Fehleranzeige durch Magnetpulver (Fe3O4- oder Fe-Teilchen) in Öl aufgeschlämmt.

Im Streufeld werden die Teilchen als Brücke über den Spalt festgehalten und bilden eine

Raupe.

Induktive Anzeige Das Streufeld erzeugt in einer kleinen Spule, der Sonde, Induktionss-
tröme, die den Fehler akustisch oder optisch am Oszilloskopbildschirm anzeigen.

14.10.3

Wirbelstromprüfung (DIN EN ISO 15549/10)

Prüfprinzip In einer vom Wechselstrom durchflossenen Spule befindet sich ein metal-
lischer Werkstoff (der Prüfling). Durch Induktion entstehen in ihm elektrische Ströme.

Sie werden als Wirbelströme bezeichnet, weil sie keine eindeutige Richtung wie in einem
definierten Leiter (Draht) besitzen.

Die Wirbelströme erzeugen ein magnetisches Feld, das rückwirkend die Daten der Spu-
le verändert. Nach dem Ohm’schen Gesetz hängt bei konstanter Spannung der Strom vom
elektrischen Widerstand des Prüflings ab. Damit wirken sich alle Gefügeabweichungen,
welche den elektrischen Widerstand verändern, auf die Wirbelströme aus.

Messverfahren Grundsätzlich wird der Prüfling mit einem fehlerfreien gleichen Teil
verglichen. Von diesem Referenzteil werden die Daten festgehalten und mit denen des

Prüflings verglichen.

Fehleranzeige Änderung im Ausschlag eines Messinstrumentes oder des Kurvenbildes
am Oszillographen. Serienprüfung ist leicht automatisierbar.

Fehlerarten und Unterschiede, die magnetinduktiv erfasst werden können:

Reinheitsgrad von Reinstmetallen

Gehalt an Legierungselementen

Wärmebehandlungszustand (Härte, Festigkeit, Einhärtungstiefe)

Querschnittsminderung durch innere Fehler.

Anwendungen

Fehlerprüfung an Halbzeugen mit zwei Durchlaufspulen und automatischer Aussortie-
rung (Defektograph). Geschwindigkeit des Durchlaufmaterials bis zu 60 m=min.

Fehlerprüfung an Einzelteilen mit einer Tastspule. Sie kann auch in Bohrungen einge-
führt werden. Defektometer (Circograph, Dr. Förster).

14.10

Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

557

Sortierung von Teilen mit z. B. unterschiedlicher Härte, Zusammensetzung, Reinheits-
grad, Porosität u. a.

Dickenmessung von Wanddicken, Folien, Isolier- und Plattierschichten von einer Seite
mit Tastspulen, von beiden Seiten mit Gabelspulen.

14.10.4

Ultraschallprüfung (DIN EN 583, Teil 1–6/97–08)

Prüfprinzip Schallwellen pflanzen sich in Metallen als mechanische Schwingung gerad-
linig mit hoher Geschwindigkeit fort. Sie werden an Grenzflächen stark reflektiert, sodass
der weiterlaufende Schall geschwächt wird.

Die Werkstoffprüfung benutzt Schallwellen, deren Frequenzen über dem Hörbereich
liegen und darum Ultraschall genannt werden. Je kleiner der Fehler, desto höher die not-
wendige Prüffrequenz zur Entdeckung.

Frequenzbereiche:

Hörbereich: 10. . . 20.000Hz

Ultraschallbereich: 0,5. . . 20 MHz.

Bei der Ultraschallprüfung vergleicht man die Schwächung oder die Reflexion des Schalls
an inneren Fehlern mit den Daten eines fehlerfreien Werkstückes. Der Schall wird an

Grenzflächen reflektiert, wenn die Dichteunterschiede sehr groß sind. Grenzflächen im

Material sind z. B. Risse und Trennflächen zwischen Phasen wie z. B. Kristallen verschie-
dener Dichte, Schlackenteilchen und Gasblasen.

Ankoppelung Wird der Prüfkopf trocken auf den Prüfling aufgesetzt, hindert der Luft-
spalt die Schallwellen. Darum wird die Luft durch einen Stoff höherer Dichte ersetzt (als

Koppelungsmittel dienen Wasser, Glyzerin, Pasten).

Erzeugung des Ultraschalls

Piezoelektrischer Effekt (M. und P. Curie): Einige Kristalle, z. B. Quarz, laden sich bei
elastischer Verformung (unter Einwirkung von Kräften) elektrisch auf, sodass eine Span-
nung gemessen werden kann (Piezoelektrizität: piezo = drücken). Umgekehrt werden
beim Anlegen einer hochfrequenten Wechselspannung Schwingungen gleicher Frequenz
erzeugt (200 kHz. . . 25 MHz). Sie sind als Sender und Empfänger geeignet.

Durchschallungsverfahren arbeiten mit getrennten Sende- und Empfangsköpfen, der

Schall muss den dazwischenliegenden Prüfling durchdringen. Bei Innenfehlern wird der

Schall stärker geschwächt als im fehlerfreien Werkstoff. Am Empfangskopf entsteht eine
kleinere Spannung, die am Messgerät angezeigt wird.

Die Tiefenlage des Fehlers kann beim Durchschallungsverfahren nicht bestimmt wer-
den.

558

14

Werkstoffprüfung

Laufzeit t=2 v
s

Schall

Rissabstand

Ultraschall-

Prüfkopf

Schallweg

Riss

(Ungänze)

Fehler-
signal

Oszilloskop-

Anzeige

Abb. 14.51 Ultraschall-Prüfung: Prüfling mit Riss

Impuls-Echo-Verfahren Der Prüfkopf enthält Empfänger und Sender in einem Bauele-
ment vereinigt und sendet Ultraschallstöße (Impulse) von sehr kurzer Dauer (1. . . 10 µs) in
kurzen Abständen aus. Zwischen den Impulsen ist der Quarz elektronisch als Empfänger
für die schwächeren Reflexe von den Grenzflächen geschaltet.

Fehleranzeige Auf dem Bildschirm sind die Spannungsimpulse als Zacken auf der x-

Achse zu sehen (Abb. 14.51). Der Schall durchläuft den Prüfling mit der Dicke s, wird
an der Rückwand reflektiert und trifft als Echo wieder auf den Prüfkopf. Während dieser

Laufzeit wird der Weg s zweimal zurückgelegt.

Am Bildschirm ist das Eingangssignal und nach der Laufzeit t das Rückwandsignal

(Echo) zu sehen. Wegen der konstanten Schallgeschwindigkeit kann die x-Achse in Län-
geneinheiten geeicht werden. Bei Fehlern im Werkstoff liegt das Fehlersignal (Fehlerecho)

zwischen den beiden Zacken. Seine Tiefenlage kann abgelesen werden.

Beim Impuls-Echo-Verfahren kann die Tiefe des Fehlers bestimmt werden. Die Pro-
benrückseite muss nicht zugänglich sein.

Anwendung der Ultraschallprüfungen: Günstige Kosten und große Tiefenwirkung füh-
ren zu einer breiten Anwendung für Metalle, Gummi und Polymere. Fehlerkontrolle an

Schmiede- und Gussrohteilen, Rissprüfung an Schienen und Rädern von Schienenfahr-
zeugen, Prüfung von Schweißnähten und Klebverbindungen, Dickenmessung.

Nachweisgrenzen Fehler, die parallel zur Schallrichtung liegen, ergeben keine Reflexi-
on. Zum Aufspüren werden Winkelköpfe eingesetzt, die den Schall schräg einleiten. Dabei
sind Sender und Empfänger getrennt.

Die Prüfergebnisse unterliegen zahlreichen Einflüssen, die vom Prüfling, den Prüf- und

Messgeräten und vom Beobachter ausgehen. Bei unsicheren Aussagen wird es durch an-
dere Verfahren ergänzt.

14.10

Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

559

14.10.5

Röntgen-/Gammastrahlen-Prüfung (DIN EN 444/94)

Röntgen- und Gammastrahlen gleichen physikalisch den Lang-, Mittel- und Kurzwellen
der Nachrichtentechnik und dem Licht. Es sind elektromagnetische Schwingungen, die
sich geradlinig fortpflanzen. Sie unterscheiden sich durch wesentlich kleinere Wellenlän-
gen und dadurch höhere Frequenzen (Tab. 14.21).

Auf den kleinen Wellenlängen beruht ihre Fähigkeit, zwischen den Atomen in die Ma-
terie einzudringen und sie bei genügend hoher Energie (Frequenz) auch zu durchdringen.

Je kleiner die Wellenlänge, desto größer ist die prüfbare Werkstoffdicke.

Diese Strahlen reagieren beim Durchgang durch Materie auf verschiedene Weise. Dar-
aus ergeben sich wichtige Anwendungen zur Werkstoffuntersuchung (Tab. 14.22).

Zur zerstörungsfreien Fehlersuche wird vorwiegend der erste Effekt ausgenutzt. Bei

Gegenwart von inneren Fehlern (Hohlräumen) werden die Strahlen weniger geschwächt
als bei massivem Werkstoff. Die austretende Strahlung zeigt dadurch Intensitätsunter-
schiede. Sie werden:

optisch betrachtet (Leuchtschirm, Monitor),
fotografisch festgehalten (Dokumentation),
durch Messgeräte angezeigt.

Erzeugung der Strahlen

Röntgenstrahlen bestehen aus einem Spektrum verschiedener Wellenlängen, Gamma-
strahler senden eine konstante Wellenlänge aus.

Tab. 14.21 Spektrum der elektromagnetischen Wellen

Frequenz f in Hz

Wellenlänge

Wellenart

50

6 103 m

Technischer Wechselstrom

106. . . 1010

300 m. . . 3 cm

Rundfunk und Fernsehen

1013

30 µm

Infrarot

0,4. . . 0,8 µm

Sichtbares Licht

106. . . 1016

30 nm

Ultraviolett

1018. . . 1022

0,3 nm. . . 3 10–5 nm

Röntgen- und
-Strahlen

Tab. 14.22 Wirkung von Röntgen- bzw. Gammastrahlung und deren Nutzung für die Bauteilprü-
fung

Reaktion

Ausnutzung

Absorption der Strahlen durch die

Röntgen-Grobstrukturprüfung, (Gefügeuntersuchung auf

Materie (Schwächung)

Fehler)

Beugung an Kristallgitterebenen

Röntgen-Feinstrukturanalyse, (Bestimmung von Kristall-
gittern und -fehlern)

Anregung der Atome zur Eigen-

Röntgen-Fluoreszenz, Bestimmung von Legierungs-
strahlung
bestandteilen (Spektralanalyse), Anzeige von Strahlen auf

Leuchtschirmen und Filmen

560

14

Werkstoffprüfung

Abb. 14.52 Röntgenröhre

(schematisch)

Röntgenstrahlen In einer Röntgenröhre (Abb. 14.52) werden von der glühenden Katho-
de Elektronen ausgesandt. Sie treffen, durch die angelegte Hochspannung beschleunigt,
auf die Wolfram-Anode. Ihre hohe Geschwindigkeit wird dabei von der Elektronenhül-
le der W-Atome abgebremst. Die Bewegungsenergie wandelt sich größtenteils in Wärme
um, ein kleiner Teil in eine Bremsstrahlung, in die sog. Röntgenstrahlung (C. W. Röntgen,

1895). Deren Frequenz steigt mit der Höhe der angelegten Hochspannung.

Die entstehende Wärme muss durch Öl- oder Wasserkühlung abgeführt werden. Zur
besseren Handhabung und Erfüllung der Vorschriften für Hochspannung und Strahlen-
schutz ist die Röhre nebst Transformator in ein Gehäuse eingebaut (Eintankanlage).

Gammastrahlen entstehen durch Kernzerfall radioaktiver Elemente. Aus Kostengrün-
den werden keine natürlichen Strahler (Radium, Thorium), sondern die instabilen Isotope
einiger Elemente benutzt, die in Kernreaktoren entstehen (Tab. 14.23). Gammastrahlen
sind kurzwelliger als Röntgenstrahlen (größere Eindringtiefe), benötigen aber längere Be-
lichtungszeiten für Filme.

Strahlenquelle ist das eigentliche Isotop, etwa 0,5. . . 3 mm, zylinderförmig. Sie ist gas-
dicht in die Strahlerkapsel mit Wolfram-Abschirmung eingeschlossen, damit die Strah-
lung nicht allseitig austreten kann.

Da Gammastrahler nicht „abgestellt“ werden können, besteht das vollständige Iso-
topengerät aus einer massiven Abschirmung, die meist kugelförmig die Strahlerkapsel
umschließt (außen Pb, innen W). Die Strahlerkapsel kann ohne Gefährdung des Perso-
nals, evtl. fernbedient, der Abschirmung entnommen werden.

Da sie wesentlich kleiner als eine Röntgenröhre ist, lässt sie sich auch dichter an den

Prüfling heranbringen, wie z. B. beim Isotopenmolch, einem Gerät, das zur Schweißnaht-
prüfung auf Baustellen durch Rohre gezogen werden kann.

Tab. 14.23 Künstliche Gammastrahler

Isotop

Halbwertszeit (HWZ)

0,1-Wert Schicht (Blei)

Herstellung

Cobalt 60Co

5,2 Jahre

42 mm

Neutronenbeschuss (59Co)

Cäsium 137Cs

30 Jahre

24 mm

Uranspaltung

Iridium 192Ir

74 Tage

11,5 mm

Neutronenbeschuss

14.11

Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

561

Anwendung Kontrolle von Schweißnähten und Gussteilen mit Dicken bis 100 mm bei

Stahl, 400 mm bei Al; Lagerschalen für Verbrennungsmotoren, Revisionsuntersuchungen
in Kessel-, Brücken- und Flugzeugbau.

Filmaufnahmen halten die geometrische Form des Fehlers dokumentarisch fest, ein

Vorteil gegenüber den Ultraschallverfahren.

Die aus dem Prüfling austretenden Strahlen treffen auf eine doppeltbeschichtete Film-
folie. Intensitätsunterschiede setzen sich in Schwärzungsunterschiede des Films um. Um
hohe Kontraste zu erzielen, werden Verstärkungsfolien beigelegt und die Filmrückseite
mit Bleifolien abgedeckt, um Streustrahlen fernzuhalten.

I

Hinweis Das Arbeiten mit Röntgen- oder Gammastrahlen kann zu gesundheit-
liche Schäden führen (Verbrennungen, Haarausfall, Veränderung von Erbfakto-
ren, Krebs).

Leuchtschirm Röntgenstrahlen regen bestimmte Kristalle zur Abgabe sichtbarer Strah-
len (grüngelb) an. Diese Stoffe, auf einer Platte aufgetragen, bilden den Leuchtschirm. Auf
ihm erscheint ein Schattenbild des Prüflings (Fehler hell), jedoch mit geringer Lichtstärke.

Röntgenbild-Verstärkerröhre: Mithilfe der Elektronik kann das Röntgen-Leucht-
schirmbild verkleinert und verstärkt werden. Es erhält dann eine 103-fache Helligkeit
auf dem Monitor und kann fernsehtechnisch übertragen werden. Beobachter können dann
in einem strahlengeschützten Raum sitzen.

14.10.6

Computertomographie

Für die Tomographie werden aus einer Vielzahl von Röntgenbildern mit jeweils ver-
schiedener Perspektive räumliche Darstellungen erzeugt. Auf diese Weise ist es möglich,
zerstörungsfrei in das Innere eines Bauteils zu sehen und Hohlräume oder Risse auf-
zuspüren. Eine andere Möglichkeit ist, Baugruppen im zusammengebauten Zustand zu
betrachten und auf diese Weise die Passgenauigkeit zu überprüfen.

Mit industrieller 3D-Computer-Tomographie lassen sich Dichteänderungen und Fehler
nachweisen, sowie ihre Art, Geometrie und Lage im Bauteil charakterisieren. Beispiels-
weise ist Computer-Tomographie bei Turbinenschaufeln aus Ni-Basis-Superlegierungen
für Strahltriebwerke üblich.

14.11

Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

Die Überprüfung der chemischen Zusammensetzung eines metallischen Werkstückes ist
von zentraler Bedeutung in der Wareneingangskontrolle, bei der Vorbereitung von Re-
paraturen und bei Schadensuntersuchungen. Dazu werden hauptsächlich zwei Verfahren
verwendet, die Funkenspektrometrie und die energiedispersive Röntgenanalyse im Ras-
terelektronenmikroskop.

562

14

Werkstoffprüfung

14.11.1

Funkenspektrometrie

Bei der Funkenspektroskopie wird zwischen Probe und einer Wolframelektrode ein Fun-
ken (Lichtbogen) gebildet. Dabei werden Atome aus der Probe gelöst (verdampft). Durch
die hohe Temperatur der verdampften Atome werden die Elektronen angeregt, höhere

Energiezustände als im Grundzustand anzunehmen. Von den angeregten Zuständen fallen
die Elektronen in Zustände niedriger Energie zurück und senden dabei elektromagnetische

Strahlung für das betreffende Element charakteristischer Wellenlängen aus. Die Wellen-
länge der Strahlung ist umgekehrt proportional zur Energiedifferenz. Die entstehenden

Spektren sind sehr komplex und befinden sich im Bereich des sichtbaren Lichtes.

Durch Prismen oder Gitter können die Spektren zerlegt und anschließend die Inten-
sitäten einzelner Wellenlängen (Linien) bestimmt werden. Die Intensität einer Linie ist
näherungsweise proportional zum Gehalt des zugehörigen Elementes.

Anwendungsbereiche Werkstoffherstellung, Wareneingangskontolle, Schadensanalyse

Analysevoraussetzungen Für ein Abfunken ist eine ebene Probenfläche von ca. 15 mm

Durchmesser erforderlich.

Möglichkeiten und Grenzen Je nach Ausbaugrad eines Funkenspektrometers können
unterschiedlich viele (ca. 20) Elemente gleichzeitig analysiert werden. Die Mindestge-
nauigkeit von heutigen Funkenspektrometern ist 0,01 Masseprozent, durch genaue Kali-
bration können aber Spurenelemente eine Größenordnung genauer bestimmt werden. Das

Element mit dem geringsten Atomgewicht, das heute mit modernsten Geräten analysier-
bar ist, ist Bor. Elemente mit höherem Atomgewicht sind leichter analysierbar.

Aufgrund der großen Anzahl von Linien (> 1000) ist es zur quantitativen Analyse not-
wendig, Vergleichsproben mit bekannter Zusammensetzung zu untersuchen (kalibrieren).

14.11.2

Energiedispersive Röntgenanalyse (EDX)

im Rasterelektronenmikroskop

Bei einem Raster-Elektronenmikroskop wird ein Elektronenstrahl auf die Oberfläche des

Prüfkörpers gelenkt und tastet diese zeilenförmig ab. Der Elektronenstrahl regt ähnlich
wie beim Billardspiel Elektronen an der Oberfläche an. Diese Elektronen der Oberfläche
können einerseits von einem Detektor registriert werden und so Bildpunkt-Signale erzeu-
gen, die ähnlich wie bei einem Fernsehgerät zu einem flächigen Bild zusammengesetzt
werden.

Eine weitere Möglichkeit ist die eindeutige Elementanalyse. Die angeregten Elektronen
der Oberfläche entwickeln je nach Element, zu dem sie gehören, eine Röntgenstrahlung.

Die Wellenlänge der Strahlung ermöglicht eine Zuordnung der Strahlung zu einem che-
mischen Element.

14.11

Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

563

Abb. 14.53 EDX-Spektrum
eines Einschlusses in einem

Baustahl

Zur Analyse muss die emittierte Röntgenstrahlung spektral zerlegt werden, d. h. die

Röntgenintensität in Abhängigkeit von der Wellenlänge ist zu bestimmen. Mit Halbleiter-
detektoren kann direkt die Energie eines einzelnen Röntgenquants ermittelt werden. Man
spricht dann von der energiedispersiven Röntgenanalyse (energy-dispersive x-ray analysis

D EDX).

Bei der Elementanalyse im Rasterelektronenmikroskop (REM) wird durch den Elektro-
nenstrahl die Emission von kurzwelliger Röntgenstrahlung angeregt – im Gegensatz zum
langwelligen sichtbaren Licht bei der Funkenspektrometrie. Jedes einzelne Element hat
auch hier ein charakteristisches Spektrum. Anhand des Spektrums kann ein chemisches

Element eindeutig bestimmt werden. Die Intensität der Röntgenstrahlung einer bestimm-
ten Wellenlänge und damit Energie ist in erster Näherung proportional zur Konzentration
des jeweiligen Elementes.

Im Gegensatz zur Funkenspektrometrie sind Kalibrationsproben bei EDX nicht not-
wendig, weil die zu analysierenden Spektren nur wenige Linien enthalten. So können
völlig unbekannte Werkstoffe untersucht werden.

Anwendungsbereiche Schadensanalyse, Kriminaltechnik, Wareneingangskontrolle für

Kleinteile.

Analysevoraussetzungen Solange eine Probe optisch sichtbar und elektrisch leitfähig
ist, kann sie analysiert werden. Elektrisch nicht leitfähige Proben laden sich im REM auf,
was die Messung stört. Abhilfe: Bedampfen der Probe mit Kohlenstoff (Fehlerquelle!)

Möglichkeiten Ein Rasterelektronenmikroskop mit energiedispersiver Analyse ermög-
licht die Kombination aus Abbildung mit gleichzeitiger Bestimmung der chemischen Zu-
sammensetzung an jedem einzelnen Ort. So ist es beispielsweise möglich, die chemische

Zusammensetzung von Einschlüssen in heterogenen Legierungen zu analysieren.

Grenzen Genauigkeiten bis zu 0,1 Masseprozent erreichbar, ungenauer als die Funken-
spektrometrie.

Die Qualität eines Systems ist an der Untersuchbarkeit leichter Elemente ablesbar. Die

Röntgenstrahlung leichter Elemente ist längerwellig und damit schwieriger detektierbar.

Modernere Geräte gehen hinunter bis zum Sauerstoff, Stickstoff oder Kohlenstoff.

Anhang A: Die systematische Bezeichnung
der Werkstoffe

A.1

Kennzeichnung der Stähle

Die Europäische Norm DIN EN 10027 hat ältere Normen (DIN 17006 und DIN 17007)

abgelöst.

Viele DIN-Normen enthalten noch die alten Bezeichnungen, ebenso Lehrbücher und

Literatur. Einen Vergleich einiger Kurznamen enthält Tab. A.1.

Tab. A.1 Vergleich alter und

DIN 17006 u. a.

DIN EN 10027-1/05
neuer Kurznamen für Stähle

St 37-3

S235J2

StE 355

S355N

StE 355 TM

S355M

TStE 355

P355NL1

Ck 35, Cm 35

C35E, C35R

57 NiCrMoV 7 7

57NiCrMoV7-7

X 46 Cr 13

X46Cr13

X 10CrNiTi 18 10

X10CrNi18-10

S-6-5-2-5

HS6-5-2-5

GS-38

GE200

GS-17 CrMo 5 5

G17CrMo5-5

G-X 22 CrMoV 12 1

GXCrMoV12-1

A.1.1

Bezeichnungssystem für Stähle

Wie Tab. A.1 zeigt, sind die Kurznamen der legierten Stähle nur gering verändert worden.

Dagegen gelten für die unlegierten Stähle völlig neue Kurznamen. Sie werden abhängig
von der Verwendung des Stahles gebildet, weitere Symbole sind je nach Verwendungs-
zweck unterschiedlich.

© Springer Fachmedien Wiesbaden 2015

565

W. Weißbach, M. Dahms, C. Jaroschek, Werkstoffkunde, DOI 10.1007/978-3-658-03919-6

566

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

A.1.2

Aufbau des Kurznamens (DIN EN 10027-1/05)

Der Kurzname besteht aus einer Folge von Buchstaben und Ziffern auf 4 Positionen:

Pos. 1

Pos. 2

Pos. 3

Pos. 4

Werkstoff-

Haupteigenschaft

Besondere Werkstoffeigenschaften, Erzeugnisart
sorte

Herstellungsart

Hauptsymbole

Zusatzsymbole

Beispiel: Baustahl S355J2W+Z

1. S

2. 355

3a. J2

3b. W

+

4. + Z

Anwendungs-

Streckgrenze

Vorgeschriebene

Wetterfester Stahl

Feuerverzinkt
bereich Stahlbau

R eH

Kerbschlagarbeit

Tab. A.2 Symbole für den Anwendungsbereich auf Pos. 1; Zeichen (G): Wahlweise für Stahlguss
vorgestellt

Symbol Verwendungszweck

Symbol Verwendungszweck

B

Betonstahl

M

Elektroblech und -band

(G) C

Unlegierte Stähle mit < 1 % Mn

(G) P

Stähle für Druckbehälter

P

(G)–

Niedriglegierte Stähle mit < 5 %

LE,

R

Schienenstahl
unlegierte Stähle mit > 1 % Mn, Automaten-
stähle

D

Flacherzeugnisse zum Kaltumformen

(G) S

Stähle für den Stahlbau

(G) E

Stähle für den Maschinenbau

T

Feinst- und Weißblech

H

Kaltgewalzte Flacherzeugnisse aus höher-

(G) X

Legierte Stähle mit mindestens
festen Stählen zum Kaltumformen
einem LE > 5 % (hochlegierte

Stähle)

L

Stähle für Leitungsrohre

Y

Spannstahl

A.1

Kennzeichnung der Stähle

567

A.1.3

Stähle für den Stahlbau

Hauptsymbole

Zusatzsymbole

1 Bereich

2 Mech.

3a Herstellungsart, zusätzliche

3b Eignung für bestimmte Ein-

4

Eigenschaften
mechanische Eigenschaften
satzbereiche bzw. Verfahren

G S

Kerbschlagarbeit KV in J

C
bes. Kaltformbarkeit

Mindest-

D
für Schmelztauchüberzüge

27

40

60
streck-

E
für Emaillierung
z. B. Stähle

Symbol

J

K

L
grenze

F
zum Schmieden
nach

R

Schlagtemperatur in °C
e, min

H
für Hohlprofile

Tab.

DIN EN

Temp.

RT

0 -20 -30

-40

-50

L
für tiefe Temperaturen

A.11

10025-2/04
f. d.

M
thermomechanisch,

A.12

-3/04

Symb.

R

0 2

3

4

5
kleinsten

N
normalisierend gewalzt

A.13

-4/04

A
auscheidungshärtend

Erzeugnis-

P
für Spundwände

-5/04

M
thermomechanisch,
bereich

Q
zum Vergüten

-6/04

N
normalisierend gewalzt

S

Schiffbau

G

Q
vergütet

T
für Rohre
wahlweise

G
andere Merkmale

W
wetterfest
vorgestellt

(evtl. 1 oder 2 Folgeziffern)

Beispiele:

S235JRC:

(S) Stahlbaustahl mit R e ≥ 235 MPa, KV, = 27 J, bei (R) Raumtemperatur, (C) kaltumformbar

S355J2+CR: (S)

Stahlbaustahl
mit

R e ≥ 355 MPa, (J) KV = 27 J bei (2) – 20 °C, (+CR) kaltgewalzt (→ A.12)

S460NLH:

(S) Stahlbaustahl mit R e ≥ 460 MPa, (N) normalisierend gewalzt, (L) für tiefere Temperaturen, kaltzäh,

(H) Hohlprofil

A.1.4

Stähle für Druckbehälter

Hauptsymbole

Zusatzsymbole

Pos. 1

2

3a

3b

4

B

Gasflaschen

H

Hochtemperatur

G P

Re, min

M
thermomechanisch,

L

Tieftemperatur

Tab.

z. B. Stähle
f. d.

N
normalisierend gewalzt

R

Raumtemperatur

A.11

DIN EN 10028/07
kleinsten

Q
vergütet

X

Hoch- u. Tieftemp.

A.12

Stahlguss

Erzeugnis-

S
einfache Druckbehälter

A.13

DIN EN 10213/07
bereich

T

Rohre

G
andere Merkmale

(evtl. 1 oder 2 Folgeziffern)

Beispiele:

P355M: (P)

Druckbehälterstahl
mit

R e ≥ 355 MPa, (M) thermomechanisch gewalzt, KV bei – 20 °C geprüft

P355ML1: desgl. für Tieftemperatur geeignet, kaltzäh, KV nach Tab. 4.22

P460QH: Druckbehälterstahl mit R e ≥ 460 MPa, (Q) vergütet, (H) für höhere Temperaturen. Nach Norm
wird eine bestimmte 0,2-%-Dehngrenze bei 300 °C gewährleistet.

A.1.5

Stähle für den Maschinenbau

Hauptsymbole

Zusatzsymbole

Pos. 1

2

3a

3b

4
wie oben

G Andere Merkmale,

C

Eignung zum

G E

A.12
evtl. mit 1 oder 2 Folgeziffern

Kaltziehen
z. B. Stähle DIN EN 10025-2/04

Beispiele: E295: Baustahl mit R e ≥ 295 MPa;

Stahlguss DIN EN 10293/05

GE200: Stahlguss mit R e ≥ 200 MPa

568

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

A.1.6

Flacherzeugnisse (kaltgewalzt) aus höherfesten Stählen
zum Kaltumformen

Pos. 1

2

3a

3b

4

H

R e, min

B

Bake Hardening

P

P-legiert
oder

C

Komplexphase

T

TRIP-Stahl

D
für Schmelz-
z. B. Bleche +
mit

I
isotroper Stahl

X

Dualphasen-
tauch-

Tab.

Bänder

Zeiche

LA
niedriglegiert
stahl
überzüge

A.13

DIN EN 10268/06
n T

M
thermomech.

Y

IF

(interstitiell

R m, min
gewalzt
frei)

Beispiel: H420M +Z: (H) Blech mit R e ≥ 420 MPa, (M) thermomechanisch gewalzt, (Z) feuerverzinkt

A.1.7

Flacherzeugnisse (kaltgewalzt) aus weichen Stählen
zum Kaltumformen

Pos. 1

2

3

4

Cnn
kaltgewalzt

D
für Schmelztauchüberzüge

D

Dnn
warmgewalzt, für unmittelbare

EK
für konv. Emaillierung

Kaltumformung

ED
für Direktemaillierung

Tab.

Xnn

Walzart (kalt/warm) nicht

H
für Hohlprofile

A.12
vorgeschrieben

T
für Rohre

A.13
nn

Kennzahl nach Norm

G
andere Merkmale
z. B. Bleche + Bänder

Beispiele: DC04H:

(FeP04) (H) Blech für Hohlprofile

DIN EN 10111/08, 10130/06,

DC03+ZE: (FeP03) (+ZE) Blech elektrolytisch verzinkt

10209/13

DX51D+Z: (FeP02G) (D), Blech für Schmelztauchüberzüge, (+Z)

verzinkt

A.1.8

Nach der chemischen Zusammensetzung bezeichnete Stähle

Bei Stählen, die für eine Wärmebehandlung vorgesehen sind, werden die Gehalte an C
und anderen LE (für das Umwandlungsverhalten wichtig) im Kurznamen angegeben.

A.1.8.1

Unlegierte Stähle mit mittlerem Mn-Gehalt < 1 %

Pos. 1

2

3

4
nn Kennzahl

C
zum Kaltumformen

S
für Federn

G C

= 100-facher

D
zum Drahtziehen

U
für Werkzeuge

Tab.

z. B. Vergütungs-

C-Gehalt

E
vorgeschrieb.

W
für Schweißdraht

A.12

Stähle
max. S-Gehalt %

G
andere Merkmale

DIN EN 10083-1/06

R
vorgeschrieb.

S-Bereich (%)

Beispiele: C60S: Stahl mit 60/100 = 0,6 % C für (S) Federn

C35E: Vergütungsstahl mit 35/100 = 0,35 % C, (E) max. S-Gehalt vorgeschrieben

C35R: Vergütungsstahl wie vorstehend, Automatensorte

A.1

Kennzeichnung der Stähle

569

A.1.8.2

Niedriglegierte Stähle (mittlerer Gehalt der LE < 5 %) ohne Zeichen,
auch unlegierte Stähle mit >1 % Mn, und Automatenstähle

Pos.1

2

2a

3

4
nn

Kennzahl =100-facher LE-Symbole nach fallenden Gehalten ___

Tab.

G ⎯

C-Gehalt
geordnet, danach Kennzahlen
mit

A.11

Bindestrich getrennt in gleicher Folge

A.12
z. B. Einsatzstähle

DIN EN 10084/08,

Automatenstähle

DIN EN 10087/98

Kennzahlen sind Vielfache der prozentualen Legierungsgehalte. Die Faktoren sind:

1000

Bor

10

Al, Be, Cu, Mo, Nb, Pb, Ta, Ti, V, Zr

100

C, N, P, S

4

Cr, Co, Mn, Ni, Si, W

Beispiele zu niedriglegierten Stählen:

9SMn28:

Automatenstahl mit 9/100 = 0,09% C, (S28)/100 = 0,28 % S, Mn nach Norm

25CrMo4+QT:

Niedriglegierter Stahl mit 25/100 % C, (Cr4)/4 = 1 % Cr, Mo nach Norm, (QT) vergütet

GS20MnMoNi5-5:

(G) Stahlguss, (20) = 0,2 % C, (Mn 5)/4 = 1,25 % Mn, (Mo5)/10 = 0,5 % Mo, Ni nach Norm

A.1.8.3

Nichtrostende Stähle und andere legierte Stähle (ausgenommen

Schnellarbeitsstähle), sofern der mittlere Gehalt mindestens eines

Legierungselementes 5 % ist

Pos.1

2

2a

3

4

G X
nn

Kennzahl

LE-Symbole nach fallenden Gehalten geordnet,

___

Tab.

= 100-facher danach die %-Gehalte der Hauptlegierungsele-

A.11
z. B. Nichtrostende

C-Gehalt
mente mit Bindestrich in gleicher Folge

A.12

Stähle

DIN EN 10088/05

Beispiele: X6CrNiMo18-9: hochlegiert, mit 6/100 = 0,06 % C, (Cr18) = 18 % Cr, (Ni 9) = 9 % Ni, Mo nach Norm

GX3CrNi13-4: (G) hochlegierter Stahlguss, mit 3/100 = 0,03 % C, (Cr13) = 13 % Cr und (4 Ni) = 4 % Ni

A.1.8.4

Schnellarbeitsstähle

Pos.1

2

2a

3

4

HS
nn

Prozentualer Gehalt der LE in der Folge W-Mo-V-Co (Bindestrich)

––

Tab. A.12

Beispiel: HS6-5-2: (HS) Schnellarbeitsstahl mit 6 % W, 5 % Mo, 2 % V und C-Gehalt nach Norm

Zusatzsymbole für Stahlerzeugnisse (Pos. 4)

Tab. A.3 Für besondere Anforderungen an das Erzeugnis

+C

Grobkornstahl

+H
mit besonderer Härtbarkeit

+F

Feinkornstahl

+Z15/25/35

Mindestbrucheinschnürung Z (senkr. zur Oberfläche) in %

570

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

Tab. A.4 Zusatzsymbole für den Behandlungszustand (Pos. 4)

+A
weichgeglüht

+M
thermomechanisch umgeformt

+AC
auf kugelige Carbide geglüht

+N
normalgeglüht / normalisierend umgeformt

+AR
wie gewalzt (ohne bes. Bedingungen)

+NT
normalgeglüht und angelassen

+AT
lösungsgeglüht

+P
ausscheidungsgehärtet

+C
kaltverfestigt

+Q
abgeschreckt

+Cnnn
kaltverfestigt auf min. R m = nnn MPa

+QA
luftgehärtet

+CPnnn
kaltverfestigt auf min. R p0,2 = nnn MPa

+QO

Ölgehärtet

+CR
kaltgewalzt

+QT
vergütet

+DC

Lieferzustd. dem Hersteller überlassen

+QW
wassergehärtet

+HC
warm-kalt-geformt

+RA
rekristallisationsgeglüht

+I
isothermisch behandelt

+S
behandelt auf Kaltscherbarkeit

+LC
leicht kalt nachgezogen / gewalzt

+SR
spannungsarmgeglüht

+T
angelassen

+U
unbehandelt

+TH
behandelt auf Härtespanne

+WW
warmverfestigt

Tab. A.5 Symbole für die Art des Überzuges (Pos. 4)

+A
feueraluminiert

+SE
elektrolytisch verzinnt

+AS
mit einer Al-Si-Legierung überzogen

+T
schmelztauchveredelt mit PbSN

+AZ
mit einer Al-Zn-Legierung (> 50 % Al)

+TE
elektrolytisch mit Pb-Sn überzogen (Terne)

überzogen

+CE
elektrolytisch spezialverchromt (ECCS)

+Z
feuerverzinkt

+CU

Cu-Überzug

+ZA
mit einer Zn-Al-Legierung (> 50 % Zn)

überzogen

+IC
anorganische Beschichtung

+ZE
elektrolytisch verzinkt

+OC
organische Beschichtung

+ZF
diffusionsgeglühte Zn-Überzüge

(galvannealed)

+S
feuerverzinnt

+ZN

Zn-Ni-Überzug (elektrolytisch)

A.1.9

Nummernsystem (DIN EN 10027-2/92)

Werkstoff Stahlgruppen-

Stahl nummer

1. 2080

Hochlegierter

Cr-Werkzeugstahl

X210Cr12

A.1

Kennzeichnung der Stähle

571

Stähle werden mit einer „Eins“ mit Punkt und einer vierstelligen Ziffernfolge bezeich-
net.

Die ersten beiden Ziffern der Ziffernfolge geben die Stahlgruppe an, in die der Stahl
gehört (Tab. A.6), die beiden letzten sind Zählziffern innerhalb der Gruppe.

Das System unterscheidet unlegierte und legierte Stähle, die jeweils in Qualitäts- und

Edelstähle unterteilt werden.

Unlegierte Stähle

Tab. A.6 Werkstoffnummern (Die Zählziffern sind mit nn bezeichnet)

Werkstoffnummer

Beschreibung

Qualitätsstähle

1.01nn u. 1.91nn

Allgemeine Baustähle mit

R m< 500 MPa

1.02nn u. 1.92nn

Sonstige, nicht für eine Wärmebehandlung bestimmte Baustähle mit R m < 500 MPa

1.03nn u. 1.93nn

Stähle mit im Mittel < 0,12 % C oder R m < 400 MPa

1.04nn u. 1.94nn

Stähle mit im Mittel ≥ 0,12 < 0,25 % C oder R m ≥ 400 < 500 MPa

1.05nn u. 1.95nn

Stähle mit im Mittel ≥ 0,25 < 0,55 % C oder R m ≥ 500 < 700 MPa

1.06nn u. 1.96nn

Stähle mit im Mittel ≥ 0,55 % C

R m ≥ 700 MPa

1.07nn u. 1.97nn

Stähle mit höherem S- oder P-Gehalt

Edelstähle

1.10nn

Stähle mit besonderen physikalischen Eigenschaften

1.11nn

Bau-, Maschinenbau- und Behälterstähle mit < 0,50 % C

1.12nn

Maschinenbaustähle mit ≥ 0,50 % C

1.13nn

Bau-, Maschinenbau- und Behälterstähle mit besonderen Anforderungen

1.15nn bis 1.18nn

Werkzeugstähle

Legierte Stähle

Tab. A.7 Werkstoffnummern (Die Zählziffern sind mit nn bezeichnet)

1.08nn u. 1.98nn

Stähle mit besonderen physikalischen Eigenschaften

1.09nn u. 1.99nn

Stähle für verschiedene Anwendungszwecke

572

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

Edelstähle

Werkzeugstähle

1.20nn

1.21nn

1.22nn

1.23nn

1.24nn

1.25nn

Cr

Cr-Si, Cr-Mn,

Cr-V, Cr-V-Si,

Cr-Mo, Cr-Mo-V,

W,

W-V,

Cr-Mn-Si

Cr-V-Mn, Cr-V-Mn-Si

Mo-V

Cr-W

Cr-W-V

1.26nn

Werkstoffe

1.27nn

1.28nn
außer Klassen 24, 25, 27
mit Ni

Sonstige

Verschiedene Stähle

1.32nn

1.33nn

1.35nn

1.36nn

Schnellarbeitsstähle

Schnellarbeitsstähle

Wälzlagerstähle

Werkstoffe mit bes. magnetischen
ohne Co
mit Co

Eigenschaften ohne Co

1.37nn

Werkstoffe

1.38nn

Werkstoffe

1.39nn Werkstoffe
mit besonderen magnetischen
mit besonderen physikalischen
mit besonderen physikalischen

Eigenschaften mit Co

Eigenschaften ohne Ni

Eigenschaften mit Ni

Chemisch beständige Stähle

1.40nn

1.41nn

1.43nn

1.44nn

1.45nn / 1.46nn

Nichtrostende

Nichtrostende

Nichtrostende

Nichtrostende

Nichtrostende

Stähle mit

Stähle mit

Stähle mit

Stähle mit

Stähle mit

< 2,5 % Ni ohne

< 2,5 % Ni mit Mo,

≥ 2,5 % Ni ohne

≥ 2,5 % Ni mit Mo,

Sonderzusätzen

Mo, Nb und Ti
ohne Nb und Ti

Mo, Nb und Ti
ohne Nb und Ti

1.47nn

1.48nn

1.49nn

Hitzebeständige Stähle und

Hitzebeständige

Hitzebeständige

Hochwarmfeste

Hochwarmfeste Werkstoffe

Stähle < 2,5 % Ni

Stähle mit ≥ 2,5 % Ni

Werkstoffe

Bau-, Maschinenbau- und Behälterstähle

1.50nn

1.51nn

1.52nn

1.53nn

1.54nn

1.55nn

1.56nn

1.57nn

1.58nn

1.59nn

Mn-Cu

Mn, Si,

Mn-Si

Mn-V

Mn-Ti

Mo,

B, Mn-B

Ni

Cr-Ni

Cr-Ni mit Cr-Ni mit

Cu

Mn-Cr

Si-V

Si-Ti

Nb,Ti,V <1,65 % Mn
mit

≥1,0 %

≥1,5 %

Mn-Si-V

W

<1 % Cr

<1,5 % Cr <2,0 % Cr

1.60nn

1.62nn

1.63nn

1.65nn

1.66nn

1.67nn

1.68nn

1.69nn

Cr-Ni

Ni-Si

Ni-Mo

Cr-Ni-Mo

Cr-Ni-Mo

Cr-Ni-Mo mit

Cr-Ni-V

Cr-Ni
mit

Ni-Mn

Ni-Mo-Mn
mit
mit

< 0,4 % Mo

Cr-Ni-W
außer

≥ 2,0 %

Ni-Cu

Ni-Mo-Cu

< 0,4 % Mo

< 0,4 % Mo +≥ 3,5 %

Cr-Ni-V-W Klassen

< 3% Cr

Ni-Mo-V

+ < 2 % Ni

+≥ 2,0 %

< 5 % Ni oder

57 bis 68

Ni-Mn-V

< 3,5 % Ni

≥ 0,4 % Mo

1.70nn

1.71nn

1.72nn

1.73nn

1.75nn

1.76nn

1.77nn

1.79nn

Cr

Cr-Si

Cr-B

Cr-Mn

Cr-Mo mit

Cr-Mo

Cr-V mit

Cr-V mit

Cr-Mo-V

Cr-Mn-Mo

Cr-Mn-B

< 0,35 % Mo
mit

< 2,0 % Cr

> 2,0 % Cr

Cr-Mn-V

Cr-Si-Mn

Cr-Mo-B

≥ 0,35 % Mo

1.80nn

1.81nn

1.82nn

1.84nn

1.85nn

1.87nn 1.88nn 1.89nn

Nicht für eine

Cr-Si-Mo

Cr-Si-V

Cr-Mo-W

Cr-Si-Ti

Nitrierstähle

Wärmebehandlung beim

Cr-Si-Mn-Mo

Cr-Mn-V

Cr-Mo-W-V

Cr-Mn-Ti

Verbraucher vorgesehene

Cr-Si-Mo-V

Cr-Si-Mn-V

Cr-Si-Mn-Ti

Stähle.

Cr-Si-Mn-Mo-V

Hochfeste, schweißgeeignete

Stähle

A.2

Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe

573

A.2

Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe

Nach DIN EN 1560/11 (Gießereiwesen – Werkstoffkurzzeichen und -nummern) werden

Kurzzeichen aus max. 6 Positionen gebildet:

Pos. 1. EN für Europäische Norm

Pos. 2. GJ für Gusseisen; J steht für I (iron), um Verwechslungen zu vermeiden.

EN

GJ

3.

4.

5.

6.

EN GJ S F-300 H Kugelgraphitguss (GJS) ferritisch (F),

↓ ↓ ↓ ↓

R

m, min = 300 MPa, wärmebehandelt (H)

Pos. 3. 4. 5. 6.

Pos. 3. Zeichen für Grafitform

Pos. 6. Zeichen für zusätzliche Anforderungen

L-

Lamellar-

H-
graphitfrei

D

Gussstück im Gusszustand

S-

Kugel-

X-

Sonderstruktur

H
wärmebehandelt

V-

Vermicular-

W

Schweißeignung für Fertigungsschweißungen

M-

Temperkohle

Z
zusätzliche Anforderungen nach Bestellung

Pos. 4. Zeichen für Mikro- oder Makrogefüge

Pos. 5. Angabe der mechanischen Eigenschaften

A

Austenit

Sorte

Eigenschaft

1) in MPa

F

Ferrit

GJL

Mindestzugfestigkeit1) oder Härte HBW, HV

P

Perlit

Mindestzugfestigkeit1) −

GJMB

Mindestbruchdehnung (%), zusätzlich

M

Martensit

GJMW
angehängt

L

Ledeburit

- RT: Schlagzähigkeit bei Raumtemperatur,

Q

Abschreckgefüge

- LT bei Tieftemperatur gemessen

T

Vergütungsgefüge

Anhänger über Herkunft der Probestücke

B
nichtentkohlend geglüht

....S
für getrennt gegossene

W
entkohlend geglüht

....C
für dem Gussstück entnommene

N
grafitfrei

....U
für angegossene Probestücke

Bezeichnung nach der chemischen Zusammensetzung

Alle anderen

Bezeichnung wie bei den legierten Stählen mit C-Kennzahl, Symbole der LE, Multiplikatoren

Sorten
mit Bindestrich. Hochlegierte Sorten mit vorgestelltem X (wahre Prozente)

Beispiele:

EN-GJL-200U

Gusseisen mit Lamellengraphit (L) und R m= 200 MPa, Probe angegossen

EN-GJL-HB150

Gusseisen mit Lamellengraphit und einer Härte von 150 HBW

EN-GJS-350-22-RT

Gusseisen mit Kugelgraphit (S), R m = 350 MPa, A = 22 % bei RT gemessen

EN-GJMB-600-3

Temperguss (M), nichtentkohlend geglüht (B), R m= 600 MPa, A = 3 %

EN-GJLA-XNiCuCr15-6-2

Gusseisen mit Lamellengraphit (L) in austenitischem Gefüge (A), hochlegiert (X) mit

15 % Ni, 6 % Cu und 2 % Cr

574

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

A.3

Bezeichnung der NE-Metalle

A.3.1

Allgemeines

Reinmetalle werden mit den chemischen Symbolen bezeichnet, dahinter folgt der Metall-
gehalt in Prozent.

Legierungen werden nach dem Basismetall und dem Hauptlegierungselement in nach-
stehender Reihenfolge benannt (Chemische Symbole der Metalle).

1. Symbol des Basiselementes

Kurzzeichen

Beschreibung

2. Symbol des Hauptlegierungselementes

3. Prozentzahl des Hauptlegierungselementes

CuCr

Cu-Legierung mit Cr nach Norm. Ohne

Zur weiteren Klärung können angefügt werden:

weitere Angabe, nur eine Sorte!

4. Symbol des dritten Legierungselementes

CuAl10Ni

Cu-Legierung mit 10 % Al und Ni nach

5. Prozentzahl des dritten LE (wenn zur

Norm

Unterscheidung von ähnlichen Sorten nötig)

CuNi25Zn15

Cu-Legierung mit 25 % Ni und 15 % Zn

Beachte: Abweichungen von diesen Regeln sind evtl. in
den Normen für die einzelnen NE-Metalle festgelegt.

TiAl6V4

Ti-Legierung mit 6 % Al und 4 % V

A.3.2

Bezeichnung von Aluminium und -legierungen

DIN EN 573 Aluminium und Aluminiumlegierungen, Chemische Zusammensetzung und

Form von Halbzeug

DIN EN 573-1/04 Numerisches Bezeichnungssystem

Normbezeichnung EN AW - 1 2 3 4

4 Ziffern + Buchstabe für nationale Variante

1. Ziffer für Legierungsreihe (Tabelle A.8)

2. Ziffer für Legierungsvariante

3. + 4. sind Zählziffern
für Aluminium A
für Halbzeug W

(für Gusslegierungen C)

Tab. A.8 Aluminium-Legierungsserien nach DIN EN 573-3/09

Leg.-Serie

Legierungselemente

Leg.-Serie

Legierungselemente

1x x x

Al unlegiert

5 x x x

Al Mg + Mn, Cr, Zr

2 x x x

Al Cu + weitere

6 x x x

Al MgSi + Mn, Cu, PbMn

3 x x x

Al Mn + Mg

7 x x x

Al Zn + Mg, Cu, Zr

4 x x x

Al Si + Mg, Bi, Fe, MgCuNi

8 x x x

Sonstige; z. B. Fe, FeSi, FeSiCu

A.3

Bezeichnung der NE-Metalle

575

Tab. A.9 Bezeichnung der Werkstoffzustände durch Anhängesymbole aus Buchstaben und bis zu

2 Ziffern nach DIN EN 515/93 Al und Al-Legierungen, Halbzeug

Symbol

Basiszustand

Bedeutung der Ziffer

F

Herstellungszustand
keine Grenzwerte für mechanische Eigenschaften

O1

1 hocherhitzt, langsam abgekühlt

O2
weichgeglüht

2 thermomechanisch behandelt

O3

3 homogenisiert

Symbol

Zustand

Bedeutung der 1. Ziffer

Bedeutung der 2. Ziffer

1 nur kaltverfestigt

2: 1/4-hart

H
kaltverfestigt

2 kaltverfestigt + rückgeglüht

4: 1/2-hart

3 kaltverfestigt + stabilisiert

6: 3/4-hart

H34

4 kaltverfestigt + einbrennlackiert

8: vollhart

1: aus Warmformtemperatur abgeschreckt + kaltausgehärtet

T

2: aus Warmformtemperatur abgeschreckt + kaltverfestigt + kaltausgehärtet
wärmebehandelt

3: lösungsgeglüht + kaltverfestigt + kaltausgehärtet

4: lösungsgeglüht + kaltausgehärtet (stabiler Zustand)

5: aus Warmformtemperatur abgeschreckt + warmausgehärtet

6: lösungsgeglüht + warmausgehärtet

7: lösungsgeglüht + überhärtet

8: lösungsgeglüht + kaltverfestigt + warmausgehärtet (stabiler Zustand)

9: lösungsgeglüht + warmausgehärtet + kaltverfestigt (stabiler Zustand)

DIN EN 573-2/94 Bezeichnungssystem mit chemischen Symbolen

Beispiel für Normangabe: EN AW-6061 [Al Mg1SiCu] als Ausnahme auch EN AW-Al

Mg1SiCu

Tab. A.10 Erhöhung der Festigkeit um Rm in MPa im Zustand Hx8 gegenüber dem weichgeglüh-
ten (O)

R

Δ R

R

Δ R
m
m
m
m

Beispiel:

weich (O)

hart Hx8
weich (O)

hart Hx8

H24: bedeutet: (2) kaltverfestigt + rückgeglüht; (4)

bis 40

55

165...200

100
auf ½-hart kaltverfestigt

45...60

65

205...240

105

65...80

75

245...280

110

H18: bedeutet: (H) kaltverfestigt, (8) vollhart

85...100

85

285...320

115

105...120

90

≥ 325

120

125...160

95

576

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

A.3.3

Bezeichnung von Kupfer und -legierungen

DIN EN 1412/95 Kupfer und Kupferlegierungen, Europäisches Nummernsystem. Die

Normangabe besteht aus 6 Zeichen.

C

2.

3.

4.

5.

6.

Zeichen 1: C Zeichen für Kupfer

Zeichen 2: Buchstabe für die Erzeugnisform

B

Blockform zum Umschmelzen

M

Vorlegierung

Werkstoff in Form

S
von Schrott

C

Gusserzeugnis

X
nicht genormte Werkstoffe

F

Schweißzusatz, Hartlote

R
raffiniertes Cu in Rohform

W

Knetwerkstoffe

Zeichen 3. bis 5: Zählziffern für genormte Sorten 0. . . 799 und für nichtgenormte 800. . .

999

Zeichen 6: Buchstabe(n) für Legierungssystem:

A oder B Cu, unlegiert

G

CuAl

L oderM CuZn Zweistofflegierung

C oder D Cu, niedriglegiert, Σ LE < 5 %

H

CuNi

N oder P CuZnPb

Legierungen Σ LE > 5 %

J

CuNiZn

R oder S CuZn Mehrstofflegierung

E, F

K

CuSn

Beispiele für Kupferwerkstoffe

CC383H: (C) Gusserzeugnis aus einer (H) CuNi-Legierung

CW101C: (W) Knetwerkstoff aus (C) niedriglegiertem Cu (CuBe2)

CW508L: Knetwerkstoff aus einer (L) CuZn-Legierung (Messing)

DIN EN 1173/08 Kupfer und Kupferlegierungen, Zustandsbezeichnungen

Tab. A.11 Anhängesymbole, bestehend aus einem Buchstaben und 3 Ziffern für bestimmte Eigen-
schaftswerte

Buchstabe

Eigenschaft und Kennwert Beispiel

A

Bruchdehnung in Prozent A005: A = 5 %

B

Federbiegegrenze

B370: 370 MPa
a) Die Buchstaben D und M

D a)

gezogen, ohne festgelegte mech. Eigenschaften
werden ohne weitere

G

Korngröße

Bezeichnungen verwendet.

H

Härte HBW oder HV

H030: 30 HV

M a)

wie gefertigt, ohne festgelegte mech. Eigenschaften

R

Zugfestigkeit

R700: 700 MPa

Y

0,2%-Dehngrenze

Y350: 350 MPa

A.4

Bezeichnung der Kunststoffe

577

Beispiele

Normbezeichnung

Maßnorm

Werkstoff

Eigenschaften

Band EN 1652 CuBe2 R1200

EN 1652

CuBe2 ------

R1200 (Zugfestigkeit)

Stange EN 12164 CuZn39Pb M

EN 12164

CuZn39Pb3

M (ohne vorgegebene Eigenschaften)

A.4

Bezeichnung der Kunststoffe

Normung

DIN EN ISO 1043-1/02 (E-2009) Kennbuchstaben und Kurzzeichen, Basispolymere

DIN EN ISO 1043-2/02 (E-2009) Kennbuchstaben und Kurzzeichen, Kurzzeichen für

Füll- und Verstärkungsstoffe

DIN EN 14598/05 Verstärkte härtbare Formmassen (SMC und BMC), Bezeichnung

Allgemeine Kurzzeichen

Der Buchstabe P für „poly“ wird zur Kennzeichnung von Homopolymeren benutzt. Der

Buchstabe P darf auch für Copolymere und andere Polymere benutzt werden, wenn sein

Weglassen zu Verwechslungen führen könnte.

Für Copolymere werden die Kennbuchstaben für die monomeren Bestandteile verwen-
det, in der Reihenfolge, wie sie in der Bezeichnung des Materials auftreten, für das das

Kurzzeichen gebildet werden soll. Die Kennbuchstaben für die Bestandteile erscheinen in
der Regel von links nach rechts in der Reihenfolge der absteigenden Massengehalte (in

Massenprozent) der monomeren Bestandteile des Copolymers.

Kurzzeichen für Polymergemische (blends) werden aus den Komponenten mit Pluszei-
chen gebildet, das Ganze in Klammern. Beispiel: (ABSCPC).

Tab. A.12 Kurzzeichen für Kunststoffe

Kurzzeichen

Chemische Bezeichnung

Arta

ABS

Acrylnitril-Butadien-Styrol
t

ASA

Acrylnitril-Styrol-Acrylester
t

(Propfcopolymer)

BS

Butadien-Styrol
t

CA

Celluloseacetat
t

CAB

Celluloseacetobutyrat
t

CAP

Celluloseacetopropionat
t

CP

Cellulosepropionat
t

EP

Epoxidharz
d

EC

Ethylcellulose
t
a t: Thermoplast, d: Duromer, e: Elastomer, tpe: thermoplastisches Elastomer

578

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

Tab. A.12 (Fortsetzung)

Kurzzeichen

Chemische Bezeichnung

Arta

ETFE

Ethylen-Tetrafluorethylen
t

FF

Furanharze
d

UF

Harnstoff-Formaldehyd
d

LCP

Liquid Crystals Polymers
t

MP

Melamin-Phenolformaldehyd
d

MF

Melamin-Formaldehyd
d

AAS

Methacrylat-Acrylat-Styrol
t

NBR

Nitril-Butadien-Kautschuk
e

PAN

Polyacrylnitril
t

PA11

Polyamid
t

PA12

Polyamid
t

PA6

Polyamid
t

PA66

Polyamid
t

PAI

Polyamidimide
t

PAR

Polyarylat
t

PB

Polybuten
t

PBT(P)

Polybutylenterephthalat
t

PC

Polycarbonat
t

PCTFE

Polychlortrifluorethylen
t

PDAP

Polydiallylphthalat
t

PEEK

Polyetheretherketon
t

PEI

Polyetherimid
t

PES

Polyethersulfon
t

PE-HD

Polyethylen (hohe Dichte)

t

PE-LD

Polyethylen (niedrige Dichte)

t

PET(P)

Polyethylenterephthalat
t

PI

Polyimid
t

PMMA

Polymethylmethacrylat
t

POM

Polyoxymethylen, (Polyacetal,
t

Polyformaldehyd)

PPO

Polyphenylenoxid
t

PPS

Polyphenylensulfid
t

PP

Polypropylen
t

PS

Polystyrol
t

PS-HI

Polystyrol high impact (schlag-
t
zäh)

PSU

Polysulfon
t

PTP

Polytetephthalate
t
a t: Thermoplast, d: Duromer, e: Elastomer, tpe: thermoplastisches Elastomer

A.4

Bezeichnung der Kunststoffe

579

Tab. A.12 (Fortsetzung)

Kurzzeichen

Chemische Bezeichnung

Arta

PTFE

Polytetrafluorethylen
t

PFPFEP

Polytetrafluorethylen-
t

Perfluorpropylen

PUR

Polyurethan
e/d

PVC-U

Polyvinylchlorid, hart
t

PVC-P

Polyvinylchlorid, weich
t

PVF

Polyvinylfluorid
t

PVDC

Polyvinylidenchlorid
t

PVDF

Polyvinylidenfluorid
t

SI

Silicon
e

SAN

Styrol-Acrylnitril
t

SB

Styrol-Butadien
t

SBR

Styrol-Butadien-Kautschuk
e

TPU

Thermoplastische Polyurethane
tpe

UP

Ungesättigter Polyester
d
a t: Thermoplast, d: Duromer, e: Elastomer, tpe: thermoplastisches Elastomer

Zusatzbezeichnungen

Tab. A.13 Zusatzzeichen für besondere Eigenschaften der Polymere (mit Bindestrich angehängt)

Symbol

Bedeutung

Symbol

Bedeutung

Symbol

Bedeutung

C
chloriert

D

Dichte

E
verschäumt, verschäumbar

F
flexibel

H
hoch

I
schlagzäh

L
linear

M
mittel, molekular

N
normal, Novolak

P
weichmacherhaltig

R
erhöht, Resol

U
ultra, weichmacherfrei

V
very, sehr

W

Gewicht

X
vernetzt, vernetzbar

580

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

Eigenschaften der sehr gebräuchlichen Standard-Thermoplaste

Kurz-

Erstar-

TGlas

TEins

TEins

Dichte

Besondere Merkmale und Eigen-
zeichen runga
kurz

Dauer
schaften

ABS
a

85 und
ca. 90
ca. 80

1,03. . . 1,07 schlagzäh, moderat kratzfest,

100b
wenig witterungsbeständig, gal-
vanisierbar

PA11
tk

50

140

75

1,03. . . 1,05 hochzäh, beständig gegen

Öl/Fett/Kraftstoff, geringe Was-
seraufnahme

PA12
tk

50

140

75

1,01. . . 1,04 hochzäh, beständig gegen

Öl/Fett/Kraftstoff, geringste Was-
seraufnahme,

PA6
tk

30 (lf),

150

90

1,12. . . 1,15 zähhart im luftfeuchten Zustand,

10 (tr)d
verschleißfest, kann bis 7,5 %

Wasser aufnehmen

PA66
tk

40 (lf),

150

90

1,13. . . 1,16 zähhart im luftfeuchten Zustand,

6 (tr)d
verschleißfest, kann bis 8,5 %

Wasser aufnehmen

PBT(P) tk

55

160

100

1,3. . . 1,32
zähhart, Beständig gegen viele

Lösemittel, möglicher Abbau bei
langfristigem Wasserkontakt

PC
a

145

135

100

1,2. . . 1,24
transparent, sehr zäh und bruch-
fest, beständig gegen verdünnte

Säuren, viele Öle und Fette sowie
gegen Ethanol, jedoch unbestän-
dig gegen Basen, aromatische
und halogenierte Kohlenwasser-
stoffe sowie Ketone und Ester.

PE-HD tk

100

90

70

0,94. . . 0,96 zäh, geringe Steifigkeit, geringe

Kratzfestigkeit, chemikalienbe-
ständig

PE-LD
tk

100

85

65

0,91. . . 0,93 zäh, geringe Steifigkeit, geringe

Kratzfestigkeit, chemikalien-
beständig, weicher/flexibler als

PE-HD

PMMA a

105. . . 120

90

75

1,15. . . 1,19 Bekannt als Plexiglas, trans-
parent, spröde, kratzfest,
witterungsbeständig

POM
tk

70

120

100

1,39. . . 1,43 sehr schlagzäh, sehr gute Gleit-
eigenschaften
a a: amorph, tk: teilkristallin
b Bei zwei Phasen liegen zwei Glastemperaturen vor, die weiche/elastische Phase sorgt für Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen
c Die Glastemperatur kann durch den Weichmacheranteil in weiten Bereichen variiert werden
d Durch Feuchtigkeitsaufnahme ändern sich die Eigenschaften, tr: trocken, lf: luftfeucht

A.4

Bezeichnung der Kunststoffe

581

Kurz-

Erstar-

TGlas

TEins

TEins

Dichte

Besondere Merkmale und Eigen-
zeichen runga
kurz
dauer
schaften

PP
tk

0. . . 20

130

90

0,9
zäh, geringe Steifigkeit, gut che-
mikalienbeständig

PS
a

95

90

80

1,05
glasklar, spröde, kratzfest,
alterungs- und witterungsemp-
findlich

PS-HI
a

85 und

70

60

1. . . 1,05
schlagzäh, milchig opak,

95b
alterungs- und witterungsemp-
findlich

PVC-U a

80

70

60

1,38. . . 1,55 sehr witterungsbeständig, bei

Verbrennung chlorhaltige Ga-
se – können mit Luftfeuchtigkeit

Salzsäure bilden

PVC-P
a

50c

60

55

1,16. . . 1,35 je nach Weichmacheranteil
sehr weich, Versprödung durch

Weichmacherverlust nach Lage-
rung, giftige Brandgase

SAN
a

100

95

85

1,08
transparent, steif, höhere Festig-
keit und Kratzfester als PS
a a: amorph, tk: teilkristallin
b Bei zwei Phasen liegen zwei Glastemperaturen vor, die weiche/elastische Phase sorgt für Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen
c Die Glastemperatur kann durch den Weichmacheranteil in weiten Bereichen variiert werden
d Durch Feuchtigkeitsaufnahme ändern sich die Eigenschaften, tr: trocken, lf: luftfeucht

Glossar

Adaptronik befasst sich mit technischen Systemen, die mithilfe von Sensoren und Ak-
toren sich automatisch geänderten, äußeren Bedingungen anpassen.

Adaptiv selbsteinstellend, -anpassend

Aktor (Aktuator) Gerät, das aufgenommene Signale durch Umwandlung zugeführter

Energie in Aktionen umsetzt. Auch Werkstoff, der bei Anlegen einer Spannung sich z. B.

verlängert und damit mechanische Arbeit verrichten kann

Anisotropie richtungsabhängige Eigenschaften. Anisotropie ist der Gegensatz von Iso-
tropie (griech.), isos D gleich; tropos D Richtung. Die r -Werte sind von der Winkellage
der Zugprobe zur Walzrichtung abhängig. Deshalb gibt es mehrere Anisotropie-Werte r .

Anisotropie r r-Wert kennzeichnet die Neigung zu Dickenänderungen unter Zug/Druck
beim Tiefziehen, r die Neigung zur Zipfelbildung.

Senkrechte Anisotropie r r -Werte liegen zwischen 0,8 und 2,8. Aus 3 Werten (0°, 45ůnd 90° zur Walzrichtung) wird ein Mittelwert r D

C

C
m

1=4.r0
r90

2r45/ errechnet.

Ebene Anisotropie r D 1=2.r C

0
r90
r45/, sie liegt zwischen 0 und 1, kann auch
negativ sein und äußert sich in der Zipfelbildung.

Aufhärtung ist die teilweise Martensitbildung in der Wärmeeinflusszone der Schweiß-
naht.

Austenitisieren ist das Herstellen eines homogenen, feinkörnigen
-MK-Gefüges im

Stahl. Dazu müssen Ferrit umgewandelt und Carbide gelöst und verteilt werden. Dieser

Auflösungs- und Diffusionsvorgang benötigt Zeit. Dabei kann die Korngröße wachsen.

Chemisches Gleichgewicht Wenn Druck und Temperatur konstant gehalten werden,
streben die Stoffe der Gleichung ein bestimmtes Verhältnis an.

583

584

Glossar

Diffusion lat. D Ausbreitung, Verschmelzung, Ergießung, physikalischer Mechanismus
für einen Ausgleich eines Konzentrationsunterschieds.

Einhärtungstiefe Et ist der Abstand in mm vom Rand senkrecht zum Kern bis zu einer

Stelle mit einer vereinbarten Grenzhärte GH. GH kann z. B. auf 50 % der Randhärte
festgelegt werden (Abb. 5.23).

Elastizität Ein Körper kann sich unter Last verformen, nach einer Entlastung geht die

Verformung vollständig zurück.

Elektronegativität EN (nach Linus Pauling) Linus Pauling berechnete aus den Bin-
dungsenergien chemischer Verbindungen die Vergleichszahlen EN. Sie bewerten die An-
ziehung, die ein Atom innerhalb einer chemischen Verbindung auf die Elektronen des

Partners ausübt.

Energieminimum Allgemeines Streben der Materie nach einem Zustand niedrigster

Energie, vergleichbar mit dem Fließen des Wassers zu Orten niedrigster Höhe.

Erosion ist die mechanische Abtragung der Oberfläche durch strömende Flüssigkeiten
oder Gase. Mitgeführte Feststoffteilchen verstärken die Verschleißrate durch Abrasion

(Furchung).

Eutektikum eutektisch, zum Eutektikum gehörend (griech.) D das Feingebaute. Eutek-
tikum ist das feinkörnige, besonders strukturierte Gefüge.

Formänderungsfestigkeit kf ist die wahre Fließspannung in MPa (auf den Augen-
blicksquerschnitt bezogen).

Glastemperatur Tglas Molekulare Stoffe sind unterhalb Tglas eingefroren und damit sprö-
de. Mit Überschreiten von Tglas können die Moleküle gegeneinander abgleiten, der Stoff
wird plastisch formbar. Teilkristalline Kunststoffe können bei weiterer Erwärmung bis
über die Schmelztemperatur Tschmelz flüssig werden, indem die kristallinen (geordneten)

Bereiche ebenfalls abgleiten können. Eine vollständige Kristallisation ist bei Kunststoffen
unmöglich, da sich die Moleküle gegenseitig behindern. Der Grad der Kristallisation liegt
meist zwischen 40 und 60 %. Der nicht kristallisierte Teil ist amorph.

Hauptgruppenelemente Ihre Atome haben vollständige Unterschalen; das hinzukom-
mende Atom wird in die Außenschale eingebaut.

Hooke’sches Gesetz Im elastischen Bereich ist jede Spannung der zugehörigen Deh-
nung proportional. Der Proportionalitätsfaktor ist der Elastizitätsmodul E. Er beschreibt
die Steifigkeit des Metalls in diesem Bereich und ergibt sich aus dem Verhältnis von

Glossar

585

Spannung und Dehnung im elastischen Bereich. Mit diesem Wert lässt sich somit die Ver-
formung bei einer bestimmten Beanspruchung errechnen.

Hysterese Das Zurückbleiben der Wirkung hinter der Ursache, z. B. bei Blattfedern. Ein-
und Rückfedern verlaufen wegen der Reibung nach verschiedenen Kennlinien. Auch ma-
gnetische Hysterese.

Isotropie gleiche Eigenschaften in alle Raumrichtungen.

Kräfte F sind physikalische Größen und zeigen Größe und Richtung einer Last an.

Kräfte wirken von außen auf ein Bauteil und bewirken im Innern von Bauteilen die Span-
nungen. Dabei wird die Kraft auf den Belastungsquerschnitt bezogen (Einheit N=mm2 D

MPa).

Normalspannungen wirken senkrecht zur Fläche,

Schubspannungen wirken parallel zur Fläche.

Zulässige Spannungen (zul) sind die ertragbaren Beanspruchungen. Ein Kriterium für
die zulässige Spannung ist in der Regel ein bestimmtes Maß an bleibender, plastischer

Verformung.

Kriechen ist eine sehr langsame, bleibende Formänderung unter Spannung. Nach einer
längeren Kriechphase mit konstanter Kriechgeschwindigkeit (temperatur- und spannungs-
abhängig) stellt sich eine Zunahme der Kriechgeschwindigkeit ein, die bis zum Bruch
führt (Vorgänge in Abschn. 2.4.6). Wegen dieser Kriechvorgänge haben Metalle keine

Dauerstandfestigkeit, also eine Spannung, die sie zeitlich unbegrenzt ertragen könnten.

Memory-Effekt Werkstoffe nehmen nach einer plastischen Verformung von bis zu 10 %
bei niedriger Temperatur ihre ursprüngliche Gestalt an, wenn sie erwärmt werden.

Nebengruppenelemente Ihre Atome haben unvollständige Unterschalen; das hinzukom-
mende Atom wird dort eingebaut.

Oxidationsmittel Stoff, der Elektronen aufnimmt und die Oxidation herbeiführt. Er
selbst wird dabei reduziert.

Phasen sind in sich homogene Körper mit etwa konstanten Eigenschaften, die durch eine

Grenzfläche von andersartigen Phasen unterschieden werden können.

Phasengleichgewicht ist hier der Zustand der größten thermodynamischen Stabilität. Sie
ist erreicht, wenn das System ein Minimum der freien Enthalpie (d. h. nutzbaren Energie)

besitzt. Die freie Enthalpie setzt sich bei gegebener Temperatur sowohl aus der Energie
als auch der Entropie der Phasen zusammen.

586

Glossar

Plasma ist der 4. Aggregatzustand der Materie, die Moleküle sind teilweise in positive

Ionen und negative Elektronen gespalten.

Plastizität Die Verformbarkeit unter Last ist irreversibel, d. h. unumkehrbar.

Primärzementit entsteht in der flüssigen Schmelze, grobkörnig (Abb. 3.19).

Pyrolyse (pyro [griech.] – mittels Feuer, Hitze) Zerlegung von höhermolekularen Stoffen
bei hohen Temperaturen. Pyrolyse ist die thermische Zersetzung unter Luftabschluss, um
eine Oxidation zu vermeiden.

Raffination D Reinigung, Veredlung von Naturstoffen (Zucker- und Ölraffination)

Rapid Prototyping Schnelle Herstellung von Erstbauteilen (Prototypen) nach verschie-
denen Verfahren. Sie werden beispielsweise mithilfe der Daten aus der CAD-Konstruktion
in Schichten aus lichthärtenden Kunststoffen, Papierlagen oder lagenweise aufgespritzten

Metallen erzeugt. Auch zur Herstellung von Einmalformen aus Kunstharzsand angewandt.

Reduktionsmittel Stoff, der Elektronen abgibt und die Reduktion herbeiführt. Er selbst
wird dabei oxidiert.

Sekundärzementit, im festen Zustand durch Ausscheidung aus
-Mischkristallen auf
den Korngrenzen wachsend, feinkörnig.

Sensor Bauteil, das Änderungen physikalischer Größen erfassen und meist in Form elek-
trischer Signale weitergeben kann

Sintern ist ein Glühen von feinkörnigen, pulvrigen Stoffen. Die Teilchen vergrößern
durch Platzwechsel der Atome ihre Berührungsflächen und kristallisieren darüber hinweg
unter Veränderung der Poren. Treibende Kraft ist dabei die Verringerung der Oberflächen-
energie der Teilchen.

Spannungsrelaxation (Spannungsermüdung) Nachlassen der Spannung durch das Krie-
chen z. B. bei vorgespannten Schrauben, oder das Setzen von Dichtungen und Federn.

Squeeze-Casting Pressgießen D Gießen mit langsamer Formfüllung und hohem Stem-
pelnachdruck in Druckgießformen ergibt porenfreien Guss. Anwendung z. B. für Sicher-
heitsbauteile an Fahrzeugen.

Stahl ist eine warmumformbare Eisenlegierung. Stahl kann, muss aber nicht warmumge-
formt werden. Es gibt auch Gussstahl. Alle nicht warmumformbaren, also nur gießbaren

Eisenlegierungen werden als Gusseisen bezeichnet.

Glossar

587

Stoffeigenschaft ändern ist Fertigen durch Eigenschaftsänderungen, z. B. mithilfe von

Erzeugung und Bewegung von Versetzungen im Kristallgitter, Diffusion von Atomen oder
chemischen Reaktionen mit Wirkmedien.

Textur Bevorzugte Ausrichtung der Kristallachsen. Führt in der Regel zu anisotropem

Verhalten des Werkstoffes.

Thixoguss/Thixogießen Gezielte, induktive Erwärmung eines zylindrischen Rohlings in
den halbfest-flüssigen Zustand, danach Pressen, meist von unten, in die Form. Führt zu
weniger Turbulenzen bei der Formfüllung und kleinerer Schwindung.

Thixotropie D Verhalten von fest-flüssigen Phasengemischen, bei Scherbeanspruchung
dünnflüssiger zu werden, z. B. thixotrope Farben, die zunächst pastös sind und erst durch
den Pinseldruck flüssig werden.

Umformgrad ' ' D ln.1 C "/ ist die auf die Momentanlänge bezogene logarithmische

Formänderung (durch Integration der Differential-Quotienten L=L/.

Unterkühlung ist die Temperaturdifferenz zwischen der örtlichen Temperatur in der

Schmelze und ihrer Erstarrungstemperatur. Sie kann mit einer Trägheit der Teilchen
erklärt werden. Mit der Unterkühlung wächst die Wahrscheinlichkeit der Keimbildung.

Unterkühlung spielt nicht nur beim Übergang flüssig-fest, sondern auch bei Umwandlun-
gen im festen Zustand eine Rolle Je größer die Unterkühlung, desto größer ist die treibende

Kraft für die Umwandlung.

Viskoelastizität beschreibt das Verhalten von Kunststoffen im Bereich der Glastempera-
tur und darüber. Die langen Moleküle erstrecken sich über Bereiche und können über der

Glastemperatur eine gewisse Elastizität aufrecht halten. Mit steigender Temperatur nimmt
die Elastizität ab und die Plastizität zu.

Zunderung (Verzunderung) ist der Materialverlust durch Reaktion des Stahles mit hei-
ßen Gasen über 600 °C.

Sachverzeichnis

A
amorphes Metall, 34

Abkühlbedingung, 44

Anforderungen an Warmarbeitsstähle, 179

Abkühlgeschwindigkeit, 41

Anforderungsprofil der Kaltarbeitsstähle, 177

Abkühlgeschwindigkeit, kritische, 205

Angriffsmittel, 459

Abkühlung, kontinuierliche, 219

Anhängezeichen für die Gießart, 289

Abkühlungsgeschwindigkeit, kritische, 209

Anion, 461

Abkühlverlauf, 101, 103

Anisotropie, 43, 583

Abkühlverlauf einer Cu-Zn-Legierung, 106

Anisotropie, ebene, 583

Abkühlzeit tab, 189

Anisotropie, senkrechte, 583

Abrasion, 436

Anlassen, 174, 181, 214

Abscheiden aus der Gasphase, 441

Anlasssprödigkeit, 227

Abschrecken, 211

Anlasstemperatur, 214

Abschrecken, gebrochenes, 218

Anlegierungstechnik, 430

Abschrecken, unterbrochenes, 218

Anodenschlamm, 304

Abschreckmittel, 208, 212

Antihaftbeschichtung, 443

Abtragungsgeschwindigkeit, 469

Anwärmzeit tan, 188
adaptiv, 583

Anziehungskraft, 462

Adaptronik, 452, 583

Aufhärtbarkeit, 207

Adhäsion, 436

Aufhärtung, 149

ADI, 273

Aufkohlen, 245

Aktivierung, thermische, 77

Aufkohlung in Salzbädern, 247

Aktivierungsenergie, 71, 81

Aufkohlungstiefe, 246

Aktor, 452, 453, 583

Auftraglöten, 437, 440

Al-Hydroxid, 290

Auftragschweißen, 437, 440

Al-Legierung, sprühkompaktierte, 433
aushärtbare Legierungen, 230

˛-
-Umwandlung, 191

Aushärten, 65, 105, 229, 300

Alterung, 104, 233

Auslagern, 230

Alterung, künstliche, 104, 233

Ausscheidung, 104, 300

Altschrott, 131

Ausscheidung, feindisperse, 447

Aluminieren, 257

Ausscheidung, inkohärente, 65

Aluminium, unlegiertes, 293

Ausscheidung, kohärente, 65

Aluminium-Gusslegierung, 299

Ausscheidungen aus übersättigten

Aluminiumnitrid, 354

Mischkristallen, 103

Aluminiumoxid, 347

Austausch-Mischkristall, 89

Aluminiumtitanat, 350

Austenit, 114, 118, 121, 129, 140
amorphe C-Schicht, 442

Austenit, homogener, 192

589

590

Sachverzeichnis

Austenitbildner, 143

C-Schicht, amorphe, 443

Austenitisieren, 174, 181, 583

CuZn-Gusslegierung, 312

Austenitkorngröße, 191

CVD-Verfahren, 437, 441, 444

Austenitzerfall, 122

Automatenstahl, 163

D

Dampfbehandlung, 426

B

Dampfmantel, 212

Bainit, 220

Dauerformen, 263
bainitisches Gusseisen, 273

Dauermodell, 263

Bainitumwandlung, 223

DECHEMA-Tabellen, 478

Basiswerkstoff, 434

Deckschicht, 469

Baustahl, wasserfester, 479

Dendriten, 33

Baustahl, wetterfester, 157

Depolarisation, 465

Baustähle nach DIN EN 10025, 150

Desoxidation, 134, 136, 139

Bauxit, 290

Desoxidationsmittel, 134

Beizsprödigkeit, 138, 461

Desoxidationsreaktion, 137

Belüftungselement, 467

Diamantschicht, 443

Beschichten, 437
diamond like carbon, 442

Bezeichnung der Kunststoffe, 577

Dichte, 29

Bezeichnung reiner Metalle, 287

Diffusion, 79

Bezeichnung von Kupfer und -legierungen, 576

Diffusionsglühen, 193

Bezeichnungssystem für Stähle, 568

Diffusionskoeffizient D, 80

Biegehalbmesser, 149

Diffusionsschicht DS, 252

Bimetall-Element, 465

Diffusionsstrom, 85

Bimetall-Korrosion, 471

Dipol, 462

Bimetallkorrosion, 320

Direkthärten, 250

Bindung, metallische, 26

Direkthärtestahl, 249

Bindungsenergie Q, 28

Direktreduktion, 132, 421

Bindungskraft, 28, 29

Blech, oberflächenveredeltes, 168

Dispersionsschicht, 447

Borcarbid, 353

Dispersionsverfestigung, 67

Borid, 442

DLC-Schicht, 442

Borieren, 256

Dolomit, 319

Bornitrid, 354

Doppelcarbid, 141

Bridgeman-Verfahren, 45

Druckgießen, 337

Druckguss, 289

Druckgusslegierung, 338

C

Duktilität, 47

Carbidbildner, 141, 145, 159

Durchhärtung, 175, 209

Carbonitrid, 142, 252, 442

Durchwärmzeit td, 188

Carbonitrieren, 248

Carbonyl-Verfahren, 421

Carnalit, 319

E

Cermet, 427

Edelstahl, legierter, 148

CEV-Werte, 153

Eigenkeim, 41
chemisches Beschichten, 437

Eigenschaftsprofil der austenitischen Stähle,
chemisches Gleichgewicht, 583

159

Chromieren, 257

Eigenschaftsprofil von Gusseisen, 269

Cluster, 64

Eigenschaftsprofil warmfester Stähle, 161

Sachverzeichnis

591

Eigenschaftsverbesserungen durch
eutektoider Zerfall, 120

Veränderung der Oberflächen, 436

Eigenschaftsvergleich

Metall – Ingenieur-Keramik, 344

F

Eigenschaftswerte von Oxidkeramiken, 350

Federstahl, 170

Eigenspannung, 198

Fehler, dreidimensionaler, 55

Einfachhärten, 250

Fehler, flächenförmiger, 54

Einfluss der Gießart, 290

Fehler, linienförmiger, 52

Einfluss der Legierungselemente, 176

Fehler, punktförmiger, 51

Einfluss des Kohlenstoffs, 176

Feinkorn, 42, 63

Einfluss von Verunreinigungen, 287

Feinkornbaustahl, nicht vergütet, 154

Feinkornbaustahl, vergütet, 156

Einhärtbarkeit, 207

Ferrit, 114, 121, 123, 125, 129, 130, 140

Einhärtung, 175
ferromagnetisches Metall, 329

Einhärtungstiefe, 584

Ferro-Titanit, 427

Einlagerungsmischkristall, 91, 118

Fertigungsverfahren für keramische Stoffe, 346

Einsatzhärtungstiefe CHD, 251
feste Lösung, 89

Einsatzstahl, 245

Feuerraffination, 303

Einsetzen, 245

Flächenkorrosion, gleichmäßige, 469

-Eisen, 112, 114

Flacherzeugnis, 146

Eisenbegleiter, 132

Flammhärten, 240
elektrisch Heizen, 136

Flammspritzen, 439

Elektrolyse, 304, 447

Fließkurve, 61

Elektrolyt, 463

Fließspannung, 77

Elektrolytkupfer, 304

Fließvermögen, 421

Elektronenpaarbindung, 27

Flugrost, 469

Elektronenstrahlverdampfung, 445

Formgebung durch Pressen, 422

Elektrostahlverfahren, 133

Formgedächtnis, freies, 455

Elektrostriktion, 453

Formgedächtnis, unterdrücktes, 455

Element, galvanisches, 464

Formgedächtnis-Legierung, 452, 454

Elementarzelle (EZ), 35

Formhärten, 237

Emaillieren, 437

Fremdatom, 51

Energie-Minimum, 27, 70, 584

Fremdkeim, 41

Entbinderung, 423

Fremdrost, 469

Entphosphorung, 136

Fremdstromschutz, 481

Entropie-Maximum, 70

Fülldichte, 421

Entschwefeln, 271

Fully Stabilized Zirkonia, 348

Entschwefelung, 268

Entzinkung, 471

Erosion, 584

G

Erosionskorrosion, 473
galvanische Spannungsreihe, 463

Erstarrungsvorgang, 41
galvanischer Schutz, 481

Erwärmzeit te, 188
galvanisches Beschichten, 437

Erzeugnisformen für Al-Legierungen, 295
galvanisches Element, 464

ESU, Elektro-Schlacke-Umschmelzen, 136

-Mischkristall, 128

ESU-Umschmelzanlage, 136

Gasaufkohlung, 248

Eutektikum, 103, 117, 119

Gasnitrieren, 254
eutektisch, 584

Gattierung, 268
eutektische Legierung, 99

Gefüge, 39

Eutektische Legierungssysteme, 97

Gefüge der Lagerwerkstoffe, 449

592

Sachverzeichnis

Gefüge von Ti-Legierungen, 327

Heißbruch, 138

Gefüge, kolumnares, 45

Heißgaskorrosion, 475

Gemischtlegierungstechnik, 429
heißisostatisches Pressen, 424

Gießeigenschaft, 263
hitzebeständige NiCr-Legierung, 332

Gießen, 263

Hitzebeständigkeit, 160, 162, 332

Gießkeilprobe, 267

Hochdruckgasabschrecken, 214

Gitterfehler, 51

Hochofenprozess, 132

Gitterkonstante, 35
höchstschmelzendes Metall, 427

Gleichgewicht, 69

Hochtemperaturkorrosion, 474

Gleitebene, 47
hochwarmfeste Legierungen, 333

Gleitlinie, 47

Horizontalstrangguss, 270

Gleitmöglichkeit, 49

HS-Stahl, 181

Gleitrichtung, 48, 50

Hüttenkupfer, 303

Gleitschichten, 451

Hybridlager, 170, 354

Gleitsystem, 49, 50

Hydrathülle, 462

GP-Zone, 64, 301

Hysterese, 44

Graphit, 129, 130, 266, 355

Graphit, wurmförmiger, 278

I

Graphitausbildung, 267

Induktionshärten, 240

Graphiteinschlüsse, 265

Induktive Einzelstabvergütung, 228

Graphitverfeinerung, 268

Infiltrieren, 426

Grenzhärte, 252

Ingenieurkeramik, 341

Grobkorn, 42

Ingenieurkeramik, Bausteine, 343

Grobkornbildung, 76

Inhibitor, 481

Grobkornglühen, 196
inkohärent, 301

Grübchenbildung, 244
intermetallische Phase, 91

Grünbearbeitung, 346

Ion, Bildung, 461

Guss, säurefester, 265

Ion, Entstehung, 461

Guss, verschleißfester, 265

Ionenbindung, 27, 462

Gusseisen mit Kugelgraphit, 264, 272

Ionenleitfähigkeit, 462

Gusseisen mit Lamellengraphit, 264
isostatisches Pressen, 422

Gusseisen mit Vermiculargraphit, 264
isotherm, 191

Gusseisen, austenitisches, 265, 281

Isotropie, 43

Gusseisen, duktiles, 271

Gusseisen, säurebeständig, 280

Gusseisen, sphärolithisches, 271

K

Gusseisen, veschleißbeständiges, 280

Kaltarbeitsstahl, 174, 177, 178

Kaltauslagern, 230, 301

Kaltverfestigung, 68, 308

H

Karbidanteil, 177

Haltepunkt, 189

Kathodenzerstäubung, 445

Hardening, 58

Kation, 461

Hartbearbeitung, 346

Kavitation, 474

Härten, 202, 204, 210

Kavitationskorrosion, 473

Härten, Einfluss des Kohlenstoffs, 176

Keimzahl, 41

Härteverzug, 216
kohärent, 301

Hartverchromen, 447

Kohlenstoff, Einfluss, 130

Hebelbeziehung, 101

Kohlenstoffäquivalent CEV, 149

Hebelgesetz, 95

Kohlenstoffdesoxidation, 135

Sachverzeichnis

593

Kohlenstoffschicht, 443

Kunststoff-Formenstahl, 174, 179

Kohlungspulver, 247

Kupfer, niedriglegiertes, 306

Kokillenguss, 270, 289

Kupfersorten, 306

Kondensationswärme, 27

Kurzzeitgasnitrieren, 254
kontinuierlich, 191

Konzentrationselement, 468

Koordinationszahl, 36

L

Korngrenze, 54

Lager, selbstschmierendes, 451

Korngrenzengleiten, 77

Lagermetall, 450

Korngrenzenseigerung, 200

Lagerwerkstoff, Anforderung, 449

Lagerwerkstoffe, Gefüge, 449

Korngrenzenverfestigung, 63, 68, 298, 309

Langerzeugnis, 146

Korngrößenklasse, 54

Laserdispergieren, 441

Kornverfeinerung, 64

Laserhärten, 242

Kornvergröberung, 76

Laserlegieren, 441

Kornwachstum, 76

Laser-Umschmelzhärten, 242

Korrosion, 459

LDAC-Verfahren, 133

Korrosion, interkristalline, 470

Ledeburit, 119, 128

Korrosion, klimatische, 436

Leerstelle, 51

Korrosion, örtliche, 469

Leerstellendiffusion, 80

Korrosion, selektive, 470

Legierung, eutektische, 98

Korrosionsbeanspruchung, 180

Legierung, eutektische oder naheutektische,

Korrosionsbeständigkeit, 63

100

Korrosionselement, 465

Legierung, höherfeste, 68

Korrosionsprodukt, 459, 468

Legierung, übereutektische, 119

Korrosionsriss, 470

Legierung, untereutektische, 119, 125

Korrosionsschäden, 460

Legierungssystem, 88

Korrosionsschutz, 475

Legierungstruktur, 88

Korrosionssystem, 468

Leitfähigkeit, 30

Kriechen, 83, 84, 585

Leitfähigkeit, elektrische, 63

Kriechfestigkeit, 335

Leitwert, Vergleich, 31

Kriechfestigkeit der Metalle, 86

Lichtbogenofen, 134

Kriechgeschwindigkeit, 84, 86

Lichtbogenspritzen, 439

Kriechvorgang, 84

Lichtbogenverdampfung, 445

Kristallerholung, 72

Linienhärtung, 240

Kristallfehler, 51

Liquidus-Linie, 94

Kristallgitter, 31, 37

Lochfraß, 470

Kristallgitter, hexagonales, 37

Lochkorrosion, 470

Kristallgitter, kubisch-flächenzentriertes, 38

Lokalelement, 465, 476

Kristallgitter, kubisch-raumzentriertes (krz), 38

Löslichkeit, 90, 140

Kristallgitter, tetragonales, 38

Löslichkeitslinie, 99

Kristalline, 443

Lost-Foam-Guss, 185

Kristallisationsformen, gerichtete, 335

Lösungsbehandeln, 66, 230

Kristallisationswärme, 27, 42

Lösungsdruck, 463

Kristallite, 33

Lufthärter, 209

Kristallkeim, 41

Kristallseigerung, 97, 312

Kristallsystem, 35

M

Kroll-Verfahren, 325

Magnesit, 319

Kryolith, 291

Makroelement, 466

594

Sachverzeichnis

Mangan Mn, 139

Nitrierstahl, 252

Mantelhärtung, 240

Nitrierverfahren, 254
maraging steel, 231

Normalglühen, 193

Martensitbildung, 205, 229, 273

Normalglühen, Wirkung, 195

Martensit-Startpunkt Ms, 202

Nummernsystem, 570

Maskenformen, 263

Massivgleitlager, 449

O

Medium, ionenleitfähiges, 461

ODS-Legierung, 86

Meehanite-Guss, 270

Opferanode, 320, 482

Meerwasser, 318

Overlay, 451

Memory-Effekt, 585

Oxidation, 132

Messing, 310

Oxidation, anodische, 293, 295

Metall, polymorphes, 39

Oxidation, chemische, 295

Metalleigenschaft, 26

Oxidationsmittel, 585
metallische Bindung, 27

Oxidkeramik, 343

Mg-Behandlung, 271

Mg-Druckgusslegierung, 320

Mikroelement, 466

P

Mikrokerbe, 472

Packungsdichte, 36

Mikrokristallin, 443

Partially Stabilized Zirkonia, 348, 349

MIM, 422

Passivierung, 478

Mischcarbid, 139, 141, 280

Passivschicht, 469

Mischkeramik, 347

Patentieren, 212

-Mischkristall, 117, 122, 130

Perlit, 120, 125

Mischkristall, übersättigtes, 104

Perlitbildung, 122

Mischkristallbildner, 140

Perlitstufe, 212

Mischkristall-Legierung, Eigenschaften, 97

Pfannenmetallurgie, 135

Mischkristallverfestigung, 60, 68, 97, 105, 298,

Phase, 88

308

Phase, intermetallische, 162

Mischungslücke, 99

Phasengleichgewicht, 585

Monel®-Metall, 331

Phasenumwandlung, 108

Multilayer, 446

Phosphor P, 138
pH-Wert, 466

Piezoelektrizität, 453

N

Plasmanitrieren, 254

Nanokristallin, 443

Plasmaspritzen, 439

Natriumaluminat, 290

Plasmen, 444

NE-Metalle, besondere Eigenschaften, 286

Platine, geschweißt, 167

Neuschrott, 131

Platzwechsel, 70

Nichtoxidkeramik, 343

PM-Spritzgießen, 422

Nickel, 329

Polygonisierung, 72

Nickel-Eisen-Legierung, 331

Polymer-Pyrolyse, 356

Nickel-Kupfer-Legierung, 331

Porensaum, 252

Nickelmartensit, 232

Porosität, 418

Nitrid, 442

Pressbarkeit, 421

Nitridbildner, 142

Pressdichte, 422

Nitrieren, 251

Pressen, 419

Nitrierhärtetiefe, 252

Pressen, isostatisches, 422

Nitriersalz, 255

Presshärten, 237

Sachverzeichnis

595

Presskörperfestigkeit, 421

Schalenhärter, 207

Primär-Aluminium, 290

Schalenhartguss, 280

Primärgefüge, 40

Schichten mit speziellen Funktionen, 443

Primärzementit, 586

Schichtstruktur, 441

Prozessgas, 446

Schichtwerkstoff, 434, 435, 442

Pseudolegierung, 88, 427

Schichtwerkstoffe für Werkzeuge, 442

Pulver, fertiglegiertes, 430

Schleuderguss, 263, 289, 314

Pulveraufkohlung, 246

Schließkraft, 336

Pulverherstellung, 421

Schmelzfluss-Elektrolyse, 290

Pulvermetallurgie, 417

Schmelztauchen, 437

PVD-Verfahren, 437, 441, 445

Schmelztemperatur, 29

Schmiedefaser, 46

Schnellarbeitsstahl, 174, 180

Q

Schraubenversetzung, 52

QPQ-Verfahren, 255

Schubspannung, kritische, 47

Schüttsintern, 421

R

Schutz, galvanischer, 481

Randentkohlung, 210

Schwefel S, 138

Randschichthärtung, 327

Schweißeignung, 150, 160

Rapid Prototyping, 586

Schweißzusätze, 440

Rattermarke, 474

Schwingungsrisskorrosion, 473

Reaktion, anodische, 467

Schwundausgleich, 425

Reaktion, chemische, 460

Seigerungszone, 137

Reaktion, elektrochemische, 461

Sekundär-Aluminium, 290

Reaktion, kathodische, 467

Sekundärgefüge, 40

Reaktion, metallphysikalische, 461

Sekundärhärte, 181

Reaktion, peritektische, 106

Sekundärmetallurgie, 134

Reckalterung, 234

Sekundärzementit, 124, 129, 130, 586

Reduktionsmittel, 586

Selbstaushärtung, 302

Reibkorrosion, 474

Sensor, 452, 453, 586

Rekristallisation, 73, 75

Sherardisieren, 257

Rekristallisationsgefüge, 73

Sicherheitsbauteil, 553

Rekristallisationstemperatur, 73, 74

Siebanalyse, 421

Relaxationsversuch, 87

Silicium Si, 139

Restaustenit, 206, 215, 273

Siliciumcarbid, 351

Restspannung, 198

Siliciumnitrid, 353

Roheisen, 131

Silikatkeramik, 343

Rohkupfer, 303

Silizieren, 257

Rohr, geschweißtes, 167

Sinterhartmetall, 427

Rost, 469

Sintern, 420

Rotbruch, 138

Sintern mit flüssiger Phase, 424

Rotschlamm, 290

Sinterschmieden, 426

Sintertemperatur, 423

Sinterverhalten, 351

S

Sinterwerkstoff, Einteilung, 431

Salzbad, 213

Sol-Gel-Verfahren, 357

Salzbadnitrieren, 255

Solidus-Linie, 94

Sauerstoff O, 138

Sondercarbid, 141

Sauerstoff-Aufblasverfahren, 133

Sonderguss, 265

596

Sachverzeichnis

Sondernitrid, 252

Superelastizität, 455

Spaltkorrosion, 468, 469

Supernitrid, 446

Spannungsreihe, galvanische, 463

Superplastizität, 78

Spannungsrelaxation, 586

Spannungsrisskorrosion, 472

Spendermittel, 243

T

Sphäroguss, 271
tailored blanks, 167

Spongiose, 471
tailored tubes, 167

Spritzzusätze, 438

Tannenbaumkristall, 33

Sprödbruchsicherheit, 150

Teilchenstrom J, 80

Teilchenverfestigung, 64, 68, 299

Sprühkompaktieren, 432

Temperguss, 264, 274

Spülen, 136

Temperguss, Eigenschaften, 277

Squeeze-Casting, 586

Temperguss, schwarzer, 274, 275

Stahl, 129

Temperguss, weißer, 274, 275

Stahl, ausscheidungshärtender, 231

Tenifer®-Verfahren, 255

Stahl, austenitischer, 143, 157, 160, 480

Tetragonal Zirkonia Polycrystal, 348, 350

Stahl, austenitisch-ferritischer, 480

Textur, 44

Stahl, Bor-legiert, 237
thermische Ausdehnung, 30

Stahl, ferritischer, 144, 159, 160, 480
thermischer Schutz, 436

Stahl, hitzebeständiger, 162
thermisches Spritzen, 435, 437

Stahl, hochwarmfester, 161
thermochemisches Verfahren, Allgemeines, 243

Stahl, höherfester, 152, 195
thermomechanische Behandlung, 236

Stahl, Kaltumformen, 164
thermomechanisches Verfahren, 234

Stahl, kaltzäher, 156

Thermoschock, kritischer, 345

Stahl, korrosionsbeständiger, 479

Thixogießen, 587

Stahl, ledeburitischer, 177

Tiduran-Verfahrenr, 327

Stahl, mikrolegierte, perlitarm, 236

Tieftemperaturbehandlung, 206

Stahl, mikrolegierter, 154

Titan, niedriglegiertes, 326

Stahl, rostfreier, 158

Titan, unlegiertes, 325

Stahl, übereutektoider, 177

Titanaluminid, 92, 329

Stahl, unlegierter, 146

Titanlegierung, 326

Stahl, untereutektoider, 177

Tonerde, reine, 290

Stahlerzeugnis, 146

Tränken, 426

Stahlguss, 182, 184

TRENPRO®-Verfahren, 238

Stahlguss für Druckbehälter, 185

Tribooxidation, 436

Stahlguss, hitzebeständiger, 163, 185

Tribosystem, 448

Stahlguss, korrosionsbeständiger, 185

Trockenbatterie, 465

Stahlsorten, 146

Standzeiterhöhung, 182

Stängelkristall, 40, 45

U

Stängelkristallisation, 45

Überhitzen, 76, 210

Stapelfehler, 55

Übersicht Korrosionsschutzschichten, 477, 478

Stickstoff N, 138

Überstruktur, 90

Stillstandskorrosion, 474

-˛-Umwandlung, 120

Stoffeigenschaft ändern, 187

Umwandlung, isotherme, 219

Strangguss, 263, 289

Umwandlungsspannung, 198, 217

Streckgrenzenerhöhung, 68

Umwandlungsverfestigung, 349

Stufenversetzung, 52

Unterhärten, 210

Sulfonitrieren, 257

Unterkühlung, 41, 43, 298

Sachverzeichnis

597

Urformverfahren, 417

Wasserstoffkorrosion, 467

Wasserstoffkrankheit, 305

Weichfleckigkeit, 251

V

Weichglühen, 193, 196

Vakuumbehandlung, 46

Weißbearbeitung, 346

Vakuumhärten, 214
welded tubes, 167

Vakuumsintern, 424

Werkstoff, pulvermetallurgischer, 417

Vanadieren, 257

Werkstoffe der Adaptronik, 452

Ventilwerkstoff, 163

Werkstoffkennwerte des Kupfers, 305

Verbindungsschicht VS, 252

Werkstoffkennwerte des Magnesiums, 319

Verbundgleitlager, 449

Werkstoffkennwerte des Nickels, 330

Verdüsung, 421

Werkstoffkennwerte des Titans, 326

Verfestigungmechanismen kombiniert, 68

Werkstoffnummer, 571

Verfestigungsexponent, 61

Werkstoffzustände beim Weichglühen, 197

Verfestigungsmechanismus, 58

Werkzeugstahlguss, 178

Verfestigungsstrahlen, 259

Wirbelbett, 213

Verfestigungswalze, 258

Wirbelsintern, 437

Verformung, elastische, 47

Wirkung der LE im Stahl, 140

Verformung, plastische, 47

Verformungsgrad, 60

Verformungsverfestigung, 60

Z

Vergüten, 223, 232

Zahnflankentragfähigkeit, 244

Vergütungsstahl, 224, 226

Zahnfußfestigkeit, 244

Vergütungsverfahren, 227

Zeilengefüge, 46

Verlorenes Modell, 263

Zeitdehngrenze, 84, 161

Vermiculargraphit, 278

Zeitstandfestigkeit, 84, 161

Verschleißbeanspruchung, 180

Zeitstandversuch, 84, 87

Verschleißwiderstand, 176

Zementieren, 245

Versetzung, 52

Zementit, 118, 121, 123, 125, 129, 130, 266

Vollkeramiklager, 354

Zementitausscheidung, 124, 128

Volumeneinfluss, 347

Zerrüttung, 436

Zinnpest, 460

Zirkonoxid, 347

W

ZTA-Schaubilder, 190

Wachsausschmelzverfahren, 263

ZTU-Schaubild, 219, 221

Wahrscheinlichkeitsfaktor, 70

ZTU-Schaubild für kontinuierliche Abkühlung,

Wälzlagerstahl, 169

219

Walztextur, 45

Zunder, 469

Wanddickenempfindlichkeit, 267

Zunderschutz, 237

Wannenofen, 291

Zunderung, 474, 587

Warmarbeitsstahl, 174, 179, 216

Zustandsbezeichnung, 287, 293

Warmauslagern, 230, 302

Zustandsdiagramm, 93, 95

Warmbadhärten, 218, 223

Zustandsdiagramm Cu-Ni, 94

Wärmedehnung, Vergleich, 30

Zustandsdiagramm, Lesen, 95

Wärmespannung, 198, 216

Zweifachsintertechnik, 425

Warmfestigkeit, 334

Zwillingsbildung, 50, 96

Warmumformung, 77

Zwischengitterdiffusion, 81

Wärmzeit th, 188

Zwischengitterplatz, 91, 114

Wasserstoff H, 138

Zwischenschicht, 435

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Vorwort

Inhaltsverzeichnis

1 Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

- 1.1 Gegenstand und Bedeutung der Werkstoffkunde

- 1.2 Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

- 1.3 Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik

- 1.4 Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

- 1.5 Anforderungen an Werkstoffe

2 Metallische Werkstoffe

- 2.1 Metallkunde

- 2.2 Struktur und Verformung der Realkristalle

- 2.3 Verfestigungsmechanismen

- 2.4 Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

- 2.5 Legierungen (Zweistofflegierungen)

3 Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

- 3.1 Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens

- 3.2 Erstarrungsformen

- 3.3 Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

- 3.4 Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften

4 Stähle

- 4.1 Erzeugung und Klassifizierung
- 4.2 Stähle für allgemeine Verwendung
- 4.3 Baustähle höherer Festigkeit
- 4.4 Stähle mit besonderen Eigenschaften

- 4.5 Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

- 4.6 Stähle für bestimmte Bauteile
- 4.7 Werkzeugstähle
- 4.8 Stahlguss

5 Wärmebehandlung der Stähle

- 5.1 Allgemeines
- 5.2 Glühverfahren
- 5.3 Härten und Vergüten
- 5.4 Aushärten
- 5.5 Thermomechanische Verfahren
- 5.6 Verfahren der Oberflächenhärtung

6 Eisen-Gusswerkstoffe

- 6.1 Übersicht und Einteilung

- 6.2 Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen

- 6.3 Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11)

- 6.4 Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

- 6.5 Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)
- 6.6 Gusseisen mit Vermiculargraphit
- 6.7 Sonderguss

7 Nichteisenmetalle

- 7.1 Allgemeines

- 7.2 Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

- 7.3 Aluminium
- 7.4 Kupfer
- 7.5 Magnesium
- 7.6 Titan
- 7.7 Nickel (DIN 17743/02)
- 7.8 Druckgusswerkstoffe

8 Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

- 8.1 Einteilung und Abgrenzung

- 8.2 Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

- 8.3 Bearbeitung der Werkstoffe

- 8.4 Werkstoffsorten

- 8.5 Neue Verfahren zur Herstellung der Pulver-Ausgangsstoffe

- 8.6 Mineralglas

- 8.7 Vergleich einiger anorganisch-nichtmetallischer Werkstoffe

9 Kunststoffe (Polymere)

- 9.1 Allgemeines
- 9.2 Eigenschaften
- 9.3 Gebräuchliche Kunststoffe

10 Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

- 10.1 Begriffsklärung
- 10.2 Schichtverbundwerkstoffe
- 10.3 Faserverbundwerkstoffe (FVW)
- 10.4 Teilchenverbundwerkstoffe
- 10.5 Durchdringungsverbundwerkstoffe
- 10.6 Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)
- 10.7 Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

11 Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

- 11.1 Pulvermetallurgie, Sintermetalle

- 11.2 Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

- 11.3 Lager- und Gleitwerkstoffe

- 11.4 Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

12 Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

- 12.1 Einführung

- 12.2 Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

- 12.3 Korrosionsarten

- 12.4 Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

- 12.5 Korrosionsschutz

13 Überlegungen zur Werkstoffauswahl

- 13.1 Auswahlprinzip für Werkstoffe

- 13.2 Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

14 Werkstoffprüfung

- 14.1 Aufgaben, Abgrenzung

- 14.2 Prüfung von Werkstoffkennwerten

- 14.3 Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

- 14.4 Dynamische Belastung
- 14.5 Zyklische Belastung
- 14.6 Messung der Härte
- 14.7 Thermische Verfahren

- 14.8 Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Versuche)

- 14.9 Untersuchung des Gefüges

- 14.10 Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

- 14.11 Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

- A.1 Kennzeichnung der Stähle
- A.2 Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe
- A.3 Bezeichnung der NE-Metalle
- A.4 Bezeichnung der Kunststoffe

Glossar

Sachverzeichnis

Table of Contents

Vorwort

Inhaltsverzeichnis

1 Grundlegende Begriffe und Zusammenhänge

- 1.1 Gegenstand und Bedeutung der Werkstoffkunde

- 1.2 Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

- 1.3 Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik

- 1.4 Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

- 1.5 Anforderungen an Werkstoffe

1.1 Gegenstand und Bedeutung der Werkstoffkunde

1.2 Stellung und Bedeutung der Werkstoffkunde in der Technik

1.3 Entwicklungsrichtungen der Werkstofftechnik

1.4 Wie lassen sich die unterschiedlichen Eigenschaften der Werkstoffe erklären?

1.5 Anforderungen an Werkstoffe

2 Metallische Werkstoffe

- 2.1 Metallkunde

- 2.2 Struktur und Verformung der Realkristalle

- 2.3 Verfestigungsmechanismen

- 2.4 Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

- 2.5 Legierungen (Zweistofflegierungen)

2.1 Metallkunde
2.2 Struktur und Verformung der Realkristalle
2.3 Verfestigungsmechanismen

2.4 Vorgänge im Metallgitter bei höheren Temperaturen (Thermisch aktivierte Prozesse)

2.5 Legierungen (Zweistofflegierungen)

3 Die Legierung Eisen-Kohlenstoff

- 3.1 Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens

- 3.2 Erstarrungsformen

- 3.3 Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

- 3.4 Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften

3.1 Abkühlkurve und kristalline Phasen des Reineisens

3.2 Erstarrungsformen

3.3 Das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (EKD)

3.4 Einfluss des Kohlenstoffs auf die Legierungseigenschaften

4 Stähle

- 4.1 Erzeugung und Klassifizierung
- 4.2 Stähle für allgemeine Verwendung
- 4.3 Baustähle höherer Festigkeit
- 4.4 Stähle mit besonderen Eigenschaften

- 4.5 Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren

- 4.6 Stähle für bestimmte Bauteile
- 4.7 Werkzeugstähle
- 4.8 Stahlguss

4.1 Erzeugung und Klassifizierung
4.2 Stähle für allgemeine Verwendung
4.3 Baustähle höherer Festigkeit
4.4 Stähle mit besonderen Eigenschaften
4.5 Stähle für bestimmte Fertigungsverfahren
4.6 Stähle für bestimmte Bauteile
4.7 Werkzeugstähle
4.8 Stahlguss

5 Wärmebehandlung der Stähle

- 5.1 Allgemeines
- 5.2 Glühverfahren
- 5.3 Härten und Vergüten
- 5.4 Aushärten
- 5.5 Thermomechanische Verfahren
- 5.6 Verfahren der Oberflächenhärtung

5.1 Allgemeines
5.2 Glühverfahren
5.3 Härten und Vergüten
5.4 Aushärten
5.5 Thermomechanische Verfahren
5.6 Verfahren der Oberflächenhärtung

6 Eisen-Gusswerkstoffe

- 6.1 Übersicht und Einteilung

- 6.2 Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen

- 6.3 Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11)

- 6.4 Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

- 6.5 Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)
- 6.6 Gusseisen mit Vermiculargraphit
- 6.7 Sonderguss

6.1 Übersicht und Einteilung

6.2 Allgemeines über die Gefüge- und Graphitausbildung bei Gusseisen

6.3 Gusseisen mit Lamellengraphit GJL (DIN EN 1561/11)

6.4 Gusseisen mit Kugelgraphit GJS (DIN EN 1563/11)

6.5 Temperguss GJMW/GJMB (DIN EN 1562/12)
6.6 Gusseisen mit Vermiculargraphit
6.7 Sonderguss

7 Nichteisenmetalle

- 7.1 Allgemeines

- 7.2 Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

- 7.3 Aluminium
- 7.4 Kupfer
- 7.5 Magnesium
- 7.6 Titan
- 7.7 Nickel (DIN 17743/02)
- 7.8 Druckgusswerkstoffe

7.1 Allgemeines

7.2 Bezeichnung von NE-Metallen und -Legierungen

7.3 Aluminium
7.4 Kupfer
7.5 Magnesium
7.6 Titan
7.7 Nickel (DIN 17743/02)
7.8 Druckgusswerkstoffe

8 Nichtmetallisch-anorganische Werkstoffe

- 8.1 Einteilung und Abgrenzung

- 8.2 Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

- 8.3 Bearbeitung der Werkstoffe

- 8.4 Werkstoffsorten

- 8.5 Neue Verfahren zur Herstellung der Pulver-Ausgangsstoffe

- 8.6 Mineralglas

- 8.7 Vergleich einiger anorganisch-nichtmetallischer Werkstoffe

8.1 Einteilung und Abgrenzung

8.2 Struktur und Eigenschaften keramischer Stoffe

8.3 Bearbeitung der Werkstoffe

8.4 Werkstoffsorten

8.5 Neue Verfahren zur Herstellung der Pulver-Ausgangsstoffe

8.6 Mineralglas

8.7 Vergleich einiger anorganisch-nichtmetallischer Werkstoffe

9 Kunststoffe (Polymere)

- 9.1 Allgemeines
- 9.2 Eigenschaften
- 9.3 Gebräuchliche Kunststoffe

9.1 Allgemeines
9.2 Eigenschaften
9.3 Gebräuchliche Kunststoffe

10 Verbundstrukturen und Verbundwerkstoffe

- 10.1 Begriffsklärung
- 10.2 Schichtverbundwerkstoffe
- 10.3 Faserverbundwerkstoffe (FVW)
- 10.4 Teilchenverbundwerkstoffe
- 10.5 Durchdringungsverbundwerkstoffe
- 10.6 Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)
- 10.7 Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

10.1 Begriffsklärung
10.2 Schichtverbundwerkstoffe
10.3 Faserverbundwerkstoffe (FVW)
10.4 Teilchenverbundwerkstoffe
10.5 Durchdringungsverbundwerkstoffe
10.6 Metall-Matrix-Verbundwerkstoffe (MMC)
10.7 Keramik-Matrix-Verbunde (CMC)

11 Werkstoffe besonderer Herstellung oder Eigenschaften

- 11.1 Pulvermetallurgie, Sintermetalle

- 11.2 Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung

- 11.3 Lager- und Gleitwerkstoffe

- 11.4 Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

11.1 Pulvermetallurgie, Sintermetalle
11.2 Schichtwerkstoffe und Schichtherstellung
11.3 Lager- und Gleitwerkstoffe

11.4 Werkstoffe mit steuerbaren Eigenschaftsänderungen

12 Korrosionsbeanspruchung und Korrosionsschutz

- 12.1 Einführung

- 12.2 Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

- 12.3 Korrosionsarten

- 12.4 Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

- 12.5 Korrosionsschutz

12.1 Einführung

12.2 Grundlagen der elektrochemischen Korrosion

12.3 Korrosionsarten

12.4 Korrosionsarten mit zusätzlichen Beanspruchungen

12.5 Korrosionsschutz

13 Überlegungen zur Werkstoffauswahl

- 13.1 Auswahlprinzip für Werkstoffe

- 13.2 Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

13.1 Auswahlprinzip für Werkstoffe

13.2 Werkstoffwahl, eine komplexe Optimierungsaufgabe

14 Werkstoffprüfung

- 14.1 Aufgaben, Abgrenzung

- 14.2 Prüfung von Werkstoffkennwerten

- 14.3 Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

- 14.4 Dynamische Belastung
- 14.5 Zyklische Belastung
- 14.6 Messung der Härte
- 14.7 Thermische Verfahren

- 14.8 Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Versuche)

- 14.9 Untersuchung des Gefüges

- 14.10 Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

- 14.11 Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

14.1 Aufgaben, Abgrenzung

14.2 Prüfung von Werkstoffkennwerten

14.3 Mechanische Eigenschaften bei statischer Belastung

14.4 Dynamische Belastung
14.5 Zyklische Belastung
14.6 Messung der Härte
14.7 Thermische Verfahren

14.8 Prüfung von Verarbeitungseigenschaften (technologische Versuche)

14.9 Untersuchung des Gefüges

14.10 Zerstörungsfreie Werkstoffprüfung und Qualitätskontrolle

14.11 Überprüfung der chemischen Zusammensetzung

Anhang A: Die systematische Bezeichnung der Werkstoffe

- A.1 Kennzeichnung der Stähle
- A.2 Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe
- A.3 Bezeichnung der NE-Metalle
- A.4 Bezeichnung der Kunststoffe

A.1 Kennzeichnung der Stähle
A.2 Bezeichnung der Eisen-Guss-Werkstoffe
A.3 Bezeichnung der NE-Metalle
A.4 Bezeichnung der Kunststoffe
Glossar
Sachverzeichnis