5. Wärmebehandlung von Stahl - Hochschule Bremen · Labor für Werkstofftechnik Fachbereich...

Labor für Werkstofftechnik Fachbereich Maschinenbau Prof. Dr.-Ing. Schubert Prof. Dr.-Ing. Reinert Dipl.-Ing. Egberts, Herr Dyck

____________________________________________________________________________________________________________________Lehrunterlage zum internen Gebrauch -Wärme 1-

Vorlesungsbegleitendes Laborpraktikum zu WSTG Unterlagen für den Laborversuch

5. Wärmebehandlung von Stahl 5.1. Grundlagen der Wärmebehandlung 5.2. Stirnabschreckversuch 5.3 Versuchsaufbau Stirnabschreckprobe

5.4 Hinweise zum Praktikumsablauf 5.5 Anhang :5.5.1 Eisenkohlenstoff-Diagramm

5.5.2 Zuordnung der Härtemeßpunkte einer Stirnabschreckprobe in einem ZTU-Schaubild

Die Ausarbeitung dient zur praxisnahen Ergänzung eines Vorlesungsmanuskriptes oder werkstoffkundlicher Grundlagen-Bücher. Sie soll und kann die Bearbeitung der zutreffenden Kapitel in o.g. Werken nicht ersetzen. Zur Vorbereitung des Labortermins wird deshalb empfohlen, sowohl diese Unterlage als auch eines der o.g. Werke zu diesem Thema durchzuarbeiten.



5.1. Grundlagen der Wärmebehandlung von Stählen Die mechanischen Eigenschaften von unlegierten und legierten Stählen können in einem relativ starken Ausmaße durch gezielte Wärmebehandlung beeinflußt werden. Dabei ist es vielfach zweckmäßig, durch hinreichend langes Glühen im γ-Gebiet, also durch Überführen des jeweiligen Stahles aus dem heterogenen in den homogenen Zustand des γ-Mischkristalls, einen definierten Ausgangszustand zu schaffen. Für die Beurteilung des Umwandlungsgeschehens austenitisierter Stähle haben sich die sog. Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder (ZTU-Schaubilder) als sehr nützlich erwiesen. Man versteht darunter ein Temperatur-log Zeit-Diagramm, in das der Beginn und das Ende der Austenitumwandlung eingetragen werden. Im einfachsten Falle werden Beginn (3 % umgewandelte) und Ende (97 % umgewandelt) der Umwandlung auf Grund von Schliffbeobachtungen an Hand der umgewandelten Volumenanteile festgelegt. Bei den ZTU-Schaubildern für isotherme Umwandlung wird das Umwandlungsverhalten von Stahlproben erfaßt, die, wie in Abb. 5.1 a) angedeutet, von der Abschrecktemperatur TA (Austenitisierungstemperatur) auf die Umwandlungstemperatur TU abgekühlt und dort gehalten werden. Durch ZTU-Diagramme für kontinuierliche Umwandlung wird dagegen die Umwandlung von Stahlproben beschrieben, die mit bestimmten Abkühlgeschwindigkeiten von der Austenitisierungstemperatur TA wie in (Bild 5.1 b) abgekühlt werden. Bei beiden Versuchsführungen werden die Anfangs- und Endpunkte der Umwandlung ermittelt und über log t aufgetragen. Gleichartige Meßpunkte liefern die Begrenzungskurven der Umwandlungsbereiche. Bild 5.1.1 Temperatur-Zeit-Kurven zur Ermittlung von ZTU-Schaubildern a) bei isothermer Umwandlung- b) bei kontinuierlicher Abkühlung



Bild 5.1.2.a ZTU-Schaubild für isotherme Bild 5.1.2.b ZTU-Schaubild für isotherme Umwandlung eines unlegierten Umwandlung eines unlegierten Stahles mit 0,45 Gew.-% C Stahles mit 0,45 Gew.-% C und 3,5 Gew.-% Cr Als Beispiele sind in Bild 5.1.2 a) und 5.1.2 b) die isothermen ZTU- Diagramme für einen unlegierten Stahl mit 0,45 C und denselben Stahl mit 3,5 % Cr- Zusatz einander gegenübergestellt. Die Lage der Grenzlinien wird von der Austenitisrungstemperatur und- dauer sowie in verschieden starkem Ausmaße von Legierungselementen beeinflußt. Je nach Art des entstehenden Gefüges spricht man von einer Umwandlung in der Perlitstufe, in der Zwischenstufe oder in der Martensitstufe. Bei dem Cr- legierten Stahl sind, wie aus Bild 5.1.2 b) hervorgeht, die Perlit- und Zwischenstufe durch ein Gebiet getrennt, in dem die Umwandlung stark verzögert ist. Die charakteristischen Umwandlungsmerkmale untereutektoider Stähle können an Hand von Bild 5.1.2 a) beschrieben werden. Bei höheren Temperaturen bildet sich zuerst Ferrit durch heterogene Keimbildung an Austenitkorngrenzen. Bei der Perlitbildung wachsen dann, ebenfalls von den Korngrenzen des Austenits ausgehend, Ferrit- und Zementitlamellen in die Austenitmatrix hinein . Die dabei neu entstehenden Ferritgitterbezirke geben ihren überschüssigen Kohlenstoff benachbarte Zonen ab und tragen dort zur Bildung von Zementit bei. Je größer die Ahkühlgeschwindigkeit ist, umso wenige Zeit, steht für diese Vorgänge zur verfügung und umso feinstreifiger werden die Ferrit- und Zementitlamellen und damit der Perlit. Mit wachsendem Kohlenstoffgehalt dominiert mehr und mehr die reine Perlitreaktion. Oberhalb eines Kohlenstoffgehaltes von etwa o,5 % wird praktisch keine Primärferritbildung mehr beobachtet. Die charakteristische Nase im isothermen ZTU-Diagramm hat ihre Ursache in zwei von der Temperatur gegensinnig beeinflußten Prozessen. Einmal nimmt mit wachsender Unterkühlung Keimzahl für die Perlitreaktion zu. Zum anderen sinkt der Diffusionskoeffizient des Kohlenstoffes in der Matrix mit abnehmender Temperatur. Dadurch treten in einem bestimmten Temperaturintervall besonders günstige Umwandlungsverhältnisse (große Keimzahl, noch hinreichend große Diffusionsgeschwindigkeit) auf.



In der Zwischenstufe kann die Austenitumwandlung durch die Diffusion von Kohlenstoff eingeleitet werden, der bei den dort vorliegenden Temperaturen im Austenitgitter noch hinreichend beweglich ist. Lokal verringerte Kohlenstoffkonzentrationen begünstigen in diesem Temperaturintervall die Umwandlung des Austenits in Ferrit durch einen Umklappvorgang. Dabei bleiben Orientierungsbeziehungen zwischen dem Austenit und den neu entstandenem an Kohlenstoff übersättigten und deshalb verspannten Ferritkristallen bestehen. Zementitausscheidungen treten nach hinreichender Zeit auf. Das Zwischenstufengefüge, das auch Bainit genannt wird, erscheint teils nadelig, teils plattenförmig. In der Martensitstufe schließlich, die durch rasches Abkühlen auf Temperaturen unter die Ms-Temperatur (Martensit-Start-Temperatur) erreicht wird, erfolgt die Austenitumwandlung diffusionslos mit hoher Geschwindigkeit ohne Keimbildung. Es entsteht ein an Kohlenstoff übersättigter tetragonal verzerrter α-Eisenmischkristall, der Martensit genannt wird. Sein Gefüge ist durch eine nadelige Struktur gekennzeichnet. Die Temperatur beginnender Martensitbildung wird im isothermen ZTU-Diagramm durch eine Gerade parallel zur Abszissenachse angegeben (vgl.Bild.5.1.2.) Das Abschrecken auf tiefere Temperaturen führt zu größeren Martensitmengen. Nahezu vollständige Martensitbildung wird bei Abschrecken auf T =Mf (f finish) erreicht. Ist Mf < 2oC°, so liegt bei Raumtemperatur neben Martensit stets Restaustenit vor. Ms und Mf sind in der aus Bild 5.1.3 ersichtlichen Weise vom Kohlenstoffgehalt abhängig. Die Restaustenitmenge steigt mit wachsendem Kohlenstoffgehalt an, ebenso; die tetragonal Verzerrung des Martensits.

Bild 5.1.3 Anfangs- (Ms) und Endtemperatur (Mf) der Martensitbildung in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt unlegierter Stähle.



5.2. Grundlagen zum Stirnabschreckversuch Unter Abschreckhärte bzw. Umwandlungshärte von Stählen versteht man in der technischen Praxis die durch Martensitbildung erreichbaren Festigkeitssteigerungen. Diese werden von der Austenitisierungstemperatur und -zeit, von der Abkühlgeschwindigkeit sowie der Stahlzusammensetzung beeinflußt. Von besonderer Wichtigkeit sind beim Härten die Probenabmessungen. Wegen der über dem Probenquerschnitt unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten laufen die martensitischen Umwandlungen zeitlich versetzt und - falls die Abkühlgeschwindigkeiten zu klein werden - nicht mehr vollständig bzw. überhaupt nicht mehr ab. Durchhärtung ist also bei kleinem Durchmesser nur dann gewährleistet, wenn im Probeninneren noch die zur Martensitbildung erforderliche kritische Abkühlgeschwindigkeit erreicht wird. Glücklicherweise läßt sich diese kritische Abkühlgeschwindigkeit durch bestimmte Legierungselemente in weiten Grenzen beeinflussen. Bei gehärteten Teilen mit größeren Durchmessern finden daher grundsätzlich legierte Stähle Verwendung. Bei unlegierten Stählen erfolgt die Austenitisierung für untereutektoide Kohlenstoffgehalte anders als für übereutektoide. Untereutektoide Stähle werden aus dem γ -Gebiet von Temperaturen oberhalb der GOS-Linie des Eisenkohlenstoffdiagrammes abgeschreckt. Bei übereutektoiden Stählen erfolgt dagegen das Abschrecken von einer Temperatur im Zweiphasengebiet γ + Fe 3C, also von Temperaturen oberhalb der Linie SK des Eisenkohlenstoffdiagrammes. Man erzeugt dabei also bewußt ein Abschreckgefüge, das aus Martensit, Restaustenit und Eisenkarbid besteht. Wegen der großen Härte des Fe 3C besitzt dieser Gefügezustand eine größere Härte als derjenige, der nach vollständiger Austenitisierung, also Glühung oberhalb SE, durch Abschrecken zu erreichen wäre. Die hohen Austenitisierungstemperaturen würden zur Grobkornbildung und damit zu einem grobnadeligen Martensit mit verringerten Festigkeitswerten führen. Die Einhärtungszonen kann man quantitativ durch Härtemmessungen in Abhängigkeit von der Entfernung von der Oberfläche als die Tiefe festlegen, in der noch ein bestimmter Härtewert (z. B. HRC 50 oder HV 550) vorliegt. Bei unlegierten Stählen sind in diesem Sinne Zylinder von etwa 6 bis 10 mm Durchmesser noch durchhärtbar. Da die kritische Abkühlgeschwindigkeit mit dem Kohlenstoffgehalt abnimmt, wächst dementsprechend der noch durchhärtbare Probendurchmesser mit dem C-Gehalt an. Bei gegebenem Kohlenstoffgehalt ist ferner die Durchhärtbarkeit umso besser, je größer die Austenitkorngröße ist. Da die Martensitbildung mit einer Volumenvergrößerung verbunden ist, treten im Martensit und Restaustenit gehärteter Stähle Mikroeigenspannungen unterschiedlichen Vorzeichens auf. Da die Martensitumwandlung außerdem in den einzelnen Querschnittsbereichen zeitlich nacheinander erfolgt, treten in gehärteten Bauteilen neben thermischen Eigenspannungen makroskopische Umwandlungseigenspannungen auf. Bei nicht durchhärtenden Werkstoffen, bei denen im Probeninnern die für die Martensitbildung erforderliche Abschreckgeschwindigkeit nicht erreicht wird, stehen



z. B. die Randpartien einer Zylinderprobe als Folge der Umwandlung unter Druck-, die Kernbereiche unter Zugeigenspannungen. Die bei der Abschreckbehandlung eines austenitisierten Stahles anzustrebende Abkühlgeschwindigkeit läßt sich an Hand kontinuierlicher Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder beurteilen. In solchen Diagrammen - Bild. 5.2.1 zeigt das für Ck 45 gültige - sind die längs bestimmter Abkühlungskurven auftretenden Gefügezustände als Funktion der Temperatur und der Zeit vermerkt. Im herausgegriffenen Beispiel tritt ein. Ferrit-, Perlit-, Zwischenstufen- und Martensitbereich auf. Am Endpunkt der jeweiligen Abkühlungskurven sind die Härtewerte des dann vorliegenden. Gefüges angegeben. Bild 5.2.1 Kontinuierliches Zeit-Temperatur-Umwandlungsschau bild von Ck 45 (nach Atlas der Wärmebehandlung der Stähle, Verlag Stahleisen Die Gesamtmenge der Gefügeanteile ist durch die Summe der Zahlen gegeben, die an den Schnittpunkten der Abkühlungskurven mit den Bereichsgrenzen vermerkt sind. Als kritische Größe für die Härtbarkeit dieses Stahles sind die bei mittleren Temperaturen auftretenden kurzen Umwandlungszeiten anzusehen. Die bei der Härtung anzustrebenden Abkühlungskurven dürfen die Umwandlungsbereiche nicht schneiden und müssen links von ihnen verlaufen. Legierungselemente wie Mn, Cr, W, Mo, V und Ti, die Karbide der Form (Element x C y bilden, vermindern die Kohlenstoffdiffusion und wirken verzögernd auf die Ferritund Perlitbildung. Sie verschieben daher die Lage der Umwandlungsnase im ZTU-Diagramm nach rechts. In gleicher Weise wirkt grobkörniger Austenit, der sich langsamer umwandelt als feinkörniger, weil die Perlitbildung an den Austenitkorngrenzen beginnt.



Eine rasche Beurteilung der Durchhärtbarkeit einer Stahlprobe ist mit Hilfe des Stirnabschreckversuches nach Jominy möglich. Dazu wird vom interessierenden Stahltyp eine zylindrische Probe definierter Abmessungen austenitisiert und danach in einer Vorrichtung stirnseitig abgeschreckt. Den einzelnen Probenstellen kommen unterschiedliche Abkühlungsgeschwindigkeiten, damit auch verschiedene Gefügeausbildungen und Härten zu. Nach der Abkühlung werden längs einer an die Probe angeschliffenen Fase HRC-Werte in Abhängigkeit von der Entfernung von der Stirnfläche bestimmt. Die so erhaltenen "Stirnabschreckkurven" lassen sich an Hand des zu dem Stahl gehörigen kontinuierlichen ZTU-Diagrammes beurteilen. Ist das ZTU-Diagramm nicht bekannt, so werden zumindest Richtwerte über die bei Bauteilen zu erwartenden Härtetiefen erhalten. Eine gute Durchhärtung, also ein langsamer Härteabfall längs der Stirnabschreckproben wird erreicht, wenn die Umwandlungskurven des ZTU-Diagramms möglichst weit zu großen Zeiten verschoben sind. 5.3 Versuchsaubau für die Stirnabschreckprobe Die zylindrische Probe von 100 mm Länge und 25 mm Durchmesser werden in einem Kammerofen auf Austenitisierungstemperatur gebracht. Nach einer Glühdauer von 30 min wird an der Stirnfläche in der Versuchsabbau abgeschreckt. 5.4.Hinweise zum Praktikumsablauf Stahlproben mit verschiedenen C-Gehalten werden bei verschiedenen Wärmebehandlungen umgewandelt. Es sind Schliffe anzufertigen und die Gefüge an Hand der isothermen/ kontinuierlichen ZTU-Diagrammen beurteilen. Der Stirnabscherversuch wird als Demo-Versuch durchgeführt.



5.5 Anhang 5.5.1 Eisenkohlenstoff-Diagramm



5.5.2 Zuordnung der Härtemeßpunkte einer Stirnabschreckprobe in einem

ZTU-Schaubild

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