WKI K6

Energieverminderung! Die Karbidlamellen verringern ihre Oberfläche indem sie zu Karbidkugeln werden. Die verringert die Grenzflächenenergie.

• Kein Überzeiten !
• Kein Überhitzen!
• Geeignete Abkühl- und Erwärmungsgeschwindigkeiten

Diffusionsglühen findet bei sehr hohen Temperaturen (1200-1250°C) und sehr langen Haltezeiten (<30h) statt. Die führt zu einem erheblichen Kornwachstum, das die mechanischen Eigenschaften verschlechtert. Anschließende Warmumformungen sorgen dann wieder für die nötige Kornrückfeinung.

Beim Erwärmen von z.B. ferritisch-perlitischem Gefüge, beginnt beim Erreichen von AC1b die alpha/gamma-Umwandlung an den Korngrenzen der Perlitkörner aus Keimbildungsgründen, an den Stellen, wo die Karbidlamellen auf die Korngrenzen stoßen. Die Umwandlungsfronten laufen in die Körner herein, bis sie aufeinander trffen. Bei AC1e ist die Umwandlung abgeschlossen und eine Kornfeinung der ehemaligen Perlit-Körner ist eingetreten.

• Das weichglühen soll ein für die jeweilige Verwendung entsprechend weiche, spannungsarmes Gefüge bewirken. Man spricht nur von Weichglühen wenn der Ausgangszustand ein Ungleichgewichtszustand (Martensit, Bainit) war. Das Weichglühen folgt auf das Anlassen.
• Die Härte in ferritisch-perlitischen oder rein perlititischen Stahl wird durch die Menge des Perlits und die Form der Karbidlamellen bestimmt.
• Die Karbidlamellen die sich im Gefüge befinden werden in kugelig eingeformten Zementit umgewandelt.

Das Grobkorn wirkt sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften aus, z.B. die Zähigkeit.

• Korngrenzen sind Gitterbaufehler und weisen deshalb ein höheres Energie-Niveau als das Korninnere auf
• Bei thermischer Aktivierung liegt also immer eine treibende Kraft vor, die durch Kornwachstum eine Verringerung der Korngrenzflächen und somit eine Verminderung der Gesamtenergie bewirken will.

Nimmt die Versetzungdichte zu, nimmt auch die wirksame hohe Keimzahl zu.

• Bei zunehmder Versetzungsdichte bilden sich in, nach dem Umformen gestreckten Körnern, eine Anzahl an "gestörten" Bereichen, die ihn ihrer Struktur der einer Korngrenze ähneln
• Beim Erwärmen auf Rekr.temp bilden sich kleine versetzungsarme Bereiche, die Rekristallisationskeime
• Durch den Energieunterschied zwischen "perfektem" und "gestörten" Bereich entsteht eine treibende Kraft, die Bewegung innheralb des Gefüges bewirkt

• Durch eine Kaltumformung entsteht im Gefüge eine hohe Versetzungsdichte
• diese bringt eine erhebliche Kaltverfestigung mit sich
• bei zunehmender Versetzungsdichte enstehen "gestörte" Bereich welche der Struktur einer Korngrenze ähneln
• solange die "korngrenzen" noch beweglich sind, nennt man die versetzungsarmen Zonen "Rekristallisationskeime"

Ungleichmäßig Abkühlung zwischen Kern und Rand könnte zu Eigenspannungen im Bauteil führen.

• Das Fe-C-Diagramm geht immer von idealen Bedingungen (z.B. unendlicher
• langsamer Abkühlung) aus. Jedoch trifft dies für die Wärmebehandlungsvorgänge
• meistens nicht zu. Bei den Wärmebehandlungen bilden sich je nach Ziel
• Gleichgewichts- oder Ungleichgewichtsgefüge.

• Wenn ein Material erwärmt wird, muss die Wärmeenergie immer erst durch
• Wärmeleitung in das Innere des Materials vordringen. Beim Abkühlen wird die
• Wärme am Rand schneller abgegeben, da das Material im direkten Kontakt mit dem
• Kühlmedium steht.

• Mit Glühverfahren bezweckt man, den Zustand des Werkstoffes bei
• Raumtemperatur, dem Gleichgewichtszustand näher zu bringen.

Wasserstoffarmglühen ---> 200-250°C


Spannungsarmglühen ---> Temperaturen unterhalb AC 1 und 650°C


Weichglühen ---> Temperatur um AC 1 ; ca. 723°C

• Normalglühen ---> Bei untereutektoiden Stählen oberhalb AC 3, bei
• übereutektoiden Stählen oberhalb AC 1

Diffussionsglühen ---> Sehr hohe Temperaturen T>1200°C


Rekristallisationsglühen ---> ca. 550°C - 630°C

• In den Stahl eindringender Wasserstoff sammelt sich in Gittefehlstellen.
• Dort rekombiniert er zu molekularen Wasserstoff (2H -> H²). Dies sorgt für
• einen erheblichen Druckanstieg. Molekularer Wasserstoff kann nicht mehr hinaus
• diffundieren. Dies führt zur Flockebildung.

• Der Wasserstoff sorgt für eine erhebliche Zähigkeitsverminderung in
• Stählen, da die im Kristall stark gebundenen H²-Moleküle das Diffusionsvermögen
• herrabsetzen. Hierbei spricht man von "Wasserstoffversprödung".

• Bei ungleichmäßigem Abkühlen von Stählen kann es zu inneren Spannungen
• im Bauteil kommen. Werden diese Spannungen zu groß (bei Überschreitun von
• R(p)0.2) kann es zum Verzug des Bauteils kommen.

• Beim Spannungsarmglühen wird durch thermische Aktivierung von
• Gitterbaufehlern ein Ausheil- oder Erholvorgang ausgelöst. Er soll zu einer
• Energieverminderung führen. Zwischengitteratome reagieren mit Leerstellen und
• Versetzungen mit negativem Vorzeichen heben sich gegeneinander auf. Viele
• Defekte werden hierbei nicht ausgelöscht, sondern verändern nur ihre Lage.
• Mikroskopische werden hier elastische und plastische Dehnungen umgewandelt.
• Makroskopisch ist ein Spannungsabbau zu erkennen. Nachweisen lässt sich dies
• durch ein Elektronenmikroskop oder durch Messung des elektrischen Widerstandes.
• Je höher der Widerstand, desto mehr Fehlstellen im Material.

Grobkorn verschlechtert die mech. Eigenschaften, z.B. die Zähigkeit.

• Das Weichglühen soll ein für die jeweilige Verwendung entsprechend
• weiches, spannungsarmes Gefüge erzeugen. Nur wenn der Ausgangszustand ein
• Ungleichgewichtszustand ist (Martensit, Bainit) spricht man von Weichglühen.
• Das Weichglühen erfolgt dann auf das Anlassen. Die Härte in
• ferritisch-perlitischen oder rein perlitischen Stählen wird druch die Menge des
• Perlits und ruch die Form der Karbidlamellen bestimmt. Die Perlit-Lamellen, die
• sich im Gefüge befinden, werden hierbei in kugelig eingeformten Zementit
• umgewandelt.

• Treibende Kraft ist das Bestreben der Lamellen ihre Oberfläche zu
• verringern. Die Karbidkugeln haben eine geringer Oberfläche als die Lamellen,
• was zu einer Verringerung der Grenzflächenenergie führt.

• Beim Erwärmen von z.B. grobkörnigen ferritisch-perlitischem Gefüge beginnt
• beim erreichen von AC1b die alpha/gamma-Umwandlung an den Korngrenzen der
• Perlitkörner aus Keimbildungsgründen an den Stellen, wo die Karbidlamellen auf
• die Korngrenzen treffen. Bei AC1e ist die Umwandlung abgschlossen und eine
• Kornfeinung der ehem. Perlitkörner ist eingetreten.

• Da Diffusionsglühen mit hohen Temperaturen und langen Glühzeiten
• verbunden ist, kommt es zu einem erheblichen Kornwachstum, das die mech.
• Eigenschaften verschlechtert.

• Bei erhöhter Erwärmungsgeschwindigkeit haben die Atome nicht genug Zeit
• für Diffusion. Die führt dazu, dass sich die Umwandlung in höhere
• Temperaturbereiche verschiebt.

• Bei zu schneller Erwärmung kommt es auf Grund der Volumenzunahme (durch
• Schwingung der Überschreiten diese Spannungen die Streckgrenze des Stahls
• (R(p)0.2) kommt es zu Verzug. Liegen die Eigenspannungen oberhalb der Zugfestigkeit
• (R(m)) kann es zu Aufheizrissen kommen. Abhilfe schafft man durch langsamere
• und abgestufte Erwärmung.

• Innerhalb eines Bauteils können sich Eigenspannungen befinden, die zwar
• bei Raumtemperatur noch kleiner als die Streckgrenze sind, sich bei Erwärmungen
• aber derart erhöhen, dass es zu plastischer Verformung kommen kann. Diese
• Änderungen sind nach dem Härten nur schwer zu korrigieren. Deshalb: Erst
• Spannungsarmglühen, dann Fehler beseitigen, dann Härten!

• Mit dem ZTA-Diagramm (Zeit, Temperatur, Austenitisierung) lassen sich
• Aufheizvorgänge betrachten. Aus ihnen kann man ablesen nach welcher Zeit und
• bei welchen Erwärmungsgeschwindigkeiten es zur Gefügeumwandlung kommt.

• Bei allen diffusionsgesteuerten Prozessen gehorchen Zeiteinflüsse einer wurzel(t)-Funktion.
• Temperatureinflüsse hingegen gehorchen einer Exponentialfunktion. Dies hat zur
• Folge der Temperatureinfluss überwiegt.

• In der Praxis wählt man eine Härtertemperatur die ca. 30°-50°C über AC3
• liegt. So ist sichergestellt, dass ein austenitischer Zustand vorliegt.

• Der Abkühlparamater errechnet sich aus der Zeit, die ein Stahl zum
• Abkühlen von 800°C auf 500°C benötigt. Lambda=t(500)-t(800)/100

• Zum Erstellen von ZTU-Diagrammen benötigt man ein Abschreckdilatometer.
• Diese messen die jeweilige Längenänderung bei Abkühlvorgängen. Zum Erstellen
• des Diagramm werden nun mehrere gleiche Proben mit unterschiedlichen
• Abkühlgeschwindigkeiten aus dem austenitischen Bereich abgekühlt. Aufgezeichnet
• wird hierbei der jeweilige Temperaturverlauf über der Längenänderung. Da
• Gefügeänderungen durch unteschiedliche Gefüge-Volumina zu Unstetigkeiten
• (Knicken) im Kurvenverlauf führen, kann man die so gewonnenen Temperaturpunkte
• in in T-t-Diagramm übertragen und miteinander verbinden. Mit metallographischen
• Untersuchungen der Proben ordnet man die verhandenen Gefüge den geraden
• entstandenen Phansefeldern zu.

Es entsteht Martensit.

• Austenit hat größere Zwischengitterplätze aus Ferrit. Deshalb kann der
• Kohlenstoff besser eindiffundieren. Ferrit besitzt eine max. Löslichkeit von C
• von 0,02%, Austenit im Gegensatz von 2,06%.

• Das Austenit wird bis zum erreichen der Martensit-Starttemperatur
• unterkühlt. Beim Abschrecken des Stahls versucht das Gefüge sich wieder vom
• Austenit in Ferrit umzuwandeln. Die ist jedoch nicht möglich, da die hohen
• Abkühlgeschwindigkeiten das Ausdiffundieren von Kohlenstoff unmöglich machen.
• Es verzerrt das Gefüge.

Der gute alte Kohlenstoff :) !

• Bei der Martensitbildung werden wie Ferrit-Zellen mikroskopisch in eine
• Richtung verzerrt. Dies liegt an mikrostrukturellen Verformungen, die der
• Kohlenstoff bewirkt. Makrokopisch ist eine positive Maßänderung festzustellen,
• die zwar im Promillebereich liegt, jedoch berücksichtigt werden muss.

• Seigerungen führen dazu, dass der Kohlenstoff ungleichmäßig im Stahl
• verteilt ist. es gibt also Austenit-Körner, die durch Entmischung einen
• geringern C-Gehalt haben. Bei ihnen liegt die Martensit-Starttemperatur höher.
• Beim Abkühlen bilden sich nun durch Scherungen an den Korngrenzen Ferritkeime.
• Durch die hohe Temperatur ist der Kohlenstoff noch sehr beweglich, wird jedoch
• durch das Ferrtigefüge behindert. Der Kohlenstoff diffundiert zu den sich
• ausbildenen "Lattengrenzen" und bildet dort Karbide. Das Gefüge wird
• als "oberer Bainit" bezeichnet. Durch die Karbidbildung verarmt das
• Austenit weiter an Kohlenstoff, was zu Folge hat, dass sich weiter bainitische
• Ferritkeime bilden können. Bei geringen Temperaturen liegt eine ähnliche
• Situation vor, nur dass der C sich schlechter im Gefüge bewegen kann. Es kommt
• zu Karbidausscheidungen im bainitischen Ferrit. Es bildet sich "unterer
• Bainit". "Oberer" und "Unterer Bainit" unterscheiden
• sich im Gefüge.

• Das Austenit (kfz) besitzt wesentlich größere Zwischengitterplätze als
• das Ferrit (krz). In die größeren "Lücken" passt erheblich mehr
• Kohlenstoff. Da Austenit jedoch eine höhere Packungsdichte besitzt, wird die
• Diffusionbehindert.

• Die Härtbarkeit ist eine Kombination von "Aufhärtung" und
• "Durchhärtung". Die Aufhärtung findet nur in der Randzone statt.
• Aufhärtung ist haupsächlich vom C-Gehalt, Durchhärtung von Legierungsgehalt
• abhängig.

• Die Aufhärtung durch den Kohlenstoffgehalt, die Einhärtung durch den
• Legierungsgehalt.

• Die kritische Abkühlgeschwindigkeit ist die, die für den Martensit
• benötigt wird. Solange diese nicht überschritten wird, kann der Kohlenstoff
• noch ausdiffundieren.

• Eine Erhöhung des Kohlenstoffgehalts führt zu einer deutlichen Abnahme
• der Martensittemperatur und zu einer Verringerung der kritischen
• Abkühlgeschwindigkeit.

• Bei steigendem Kohlenstoffgehalt sinkt die Martensitstart- und
• finishtemperatur. Bei sehr hohem C-Gehalt ist es möglich, dass beim Abkühlen
• die Finishtemperatur erst garnicht erreicht wird. Die Konsequenz hierraus ist,
• dass ausser Martensit auch noch Austenit im Gefüge verbleibt.

• Martensitbildung kann im ZTU-Diagramm nicht beschrieben werden, da diese
• eine Funktion der Temperatur und nicht der Zeit ist.

• -Anlassstufe 0: unterhalb von 100°C. Der hohe Übersättigungsgrad an
• Kohlenstoff sorgt für Diffusion von C, was im Nahbereich zu Versetzungen im
• Martensit führt. Folge: Abnahme der Härte und der Übersättigung.

• -Anlassstufe 1: oberhalb von
• 100°C. Erhöhung der Kohlenstoffbeweglichkeit. Ausscheidungen von metastiblen
• Fe³C-Karbiden, tetragonales Martensit wandelt in kubisches Martensit um. Folge:
• Weitere Härterabnahme.

• -Anlassstufe 2 : 200°-350°C. Beweglichkeit des Kohlenstoffs ist so hoch,
• dass das Gleichgewichtskarbid Fe³C in fein verteilter Form ausscheiden kann.
• Folge: Erschwerung plastischer Verformung und weitere Härteabnahme.

• Anlassstufe 3: oberhalb von 350°C bis AC1: Beginn von Erhlolungs und
• Rekristallisationsvorgängen. Folge: Weitere Härteabnahme, jedoch steigt die
• Zähigkeit.

• Blauversprödung: Die zwischen 300°-500°C auftretende Zementitbildung
• blockiert die Versetzungbewegung im Material und schränkt damit die
• Verformbarkeit ein.

• Anlassversprödung: Sie wird auf auf die Wirkung von Spurenelementen
• zurückgeführt (P, Sn, As,..). Bei der Austenitisierung verteilen sich diese
• Elemente gleichmäßig im Austenit. Da sie nicht gut ins Eisengitter passen,
• sorgen sie für eine treibende Kraft, die im Temperaturbereich von 300°-500°C zu
• einer Diffusion der Spurenelemente zu den Korngrenzen führt. Dadurch werden die
• Korngrenzen geschwächt. Die Zähigkeit wird dadurch stark verringert.

Thermisch: Verzug, Rissbildung, Eigenspannungen


Thermo-chemisch: Zunderbildung, Entkohlung, ungewollte Aufkohlung

• Beim Warmbadhärten weißen Rand und Kern des Bauteil nahezu die gleiche
• Teperatur auf. Das heißt, dass die Martensitbildung im Querschnitt nahezu
• gleichzeitig abläuft. Dadurch wird das Risiko von Härtespannungsrissen
• minimiert.

• Da der Kern langsamer abkühlen kann als der Rand und somit sein Volumen
• langsamer verringert, kommt es zu Eigenspannungen. Der Rand will sein Volumen
• schneller verringern als der Kern. So stellen sich im Rand Zueigenspannungen
• und im Kern Druckeigenspannungen ein.

• Zunder ist eine Zusammensetzung verschiedener Eisenoxide, die sich an
• der Werkstoffoberfläche bilden. Unterhalb von 570°C bilden sich Hämatit aussen
• und Magnetit innen. Diese Zunderschicht ist nur sehr dünn und wächst nur sehr
• langsam. Deshalb wird sie meist nicht als störend angesehen. Oberhalb von 570°C
• bildet sich jedoch zusätzlich Wüstit. Das Wüstit wächst aufgrund eines
• Metalldefizits sehr schnell. Es hat viele negative Eigenschaften und sollte
• deshalb vermieden werden. Daher sollte bei Wärmebehandlungen über 570°C über
• Schutzmaßnahmen (Vakuum, Schutzgas) nachgedacht werden.

• Randentkohlung führt zu einer "Weichhaut". Diese
• verschlechtert das Härteergebnis.