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Die folgenden Folien stellen eine Wiederholung
(Übersicht) von wichtigen Themen dar.
Sie haben keinen Anspruch auf Vollständigkeit!
Alles was in der Vorlesung behandelt wurde kann
klausurrelevant sein.
Wiederholung
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Einteilung in Werkstoffgruppen
In der heutigen Werkstoffkunde unterscheidet man im Allgemeinen folgende
Werkstoffgruppen:
• Metalle (z.B. Eisen, Aluminium)
• Polymere (z.B. PE, Teflon)
• anorganische nichtmetallische Werkstoffe (z.B. Keramik, Glas)
• Verbundwerkstoffe; diese stellen eine Kombination aus Werkstoffen
mehrerer Werkstoffgruppen dar.
S. 10
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4 Strukturebenen der Materie:
Atom(-hülle)
Bindungsstruktur zwischen den Atomen
Mikrostruktur
Makrostruktur
10-10 m
(1 Å Ångström)
10-9 m
(1 nm Nanometer)
10-6 m
(1 µm Mikrometer)
10-3 m
(1 mm Millimeter)
100 m
Atomaufbau
S. 11
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Atommodelle
Kritik am Rutherford‘schen Atommodell
Anordnung stellt einen oszillierenden Dipol dar: Nach
den Gesetzen der klassischen Elektrodynamik wird
Energie in Form von elektromagnetischer Strahlung
abgegeben. Das Elektron verliert kinetische Energie
und stürzt in den Kern.
Aber: Bei der Lichtemission von angeregten
Atomen werden diskrete Linienspektren
beobachtet.
S. 14
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Kovalente Bindung
Kovalente Bindung
Aufenthaltswahrscheinlichkeit der Elektronen zwischen den Atomen
ist erhöht
Atome „teilen“ sich die Elektronen („Elektronenpaarbindung“) und
erreichen dadurch Edelgaskonfiguration
Beispiel: Silizium
S. 22
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Ionenbindung
Ionenbindung
Voraussetzung: Unterschiedliche Atomarten
Beispiel: Kochsalz
ein Elektron wird an ein anderes Atom abgegeben, Atome erreichen
dadurch eine Edelgaskonfiguration
Bindung wird durch die kugelsymetrische elektrostatische Anziehung
verursacht
keine Vorzugsrichtung in der Bindung
Ionenkristalle sind dicht gepackt.
Ionenkristalle haben eine geringe elektrische Leitfähigkeit.
S. 23
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Metallbindung
Metallbindung
Elektronengasmodell: Die Metallatome geben ihre Valenzelektronen an ein „Elektronengas“ ab, das die Atome gleichmäßig umgibt.
keine Vorzugsrichtung in der Bindung
Metallkristalle sind dicht gepackt
Metallkristalle haben eine gute elektrische Leitfähigkeit
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Van der Waals-Bindung
Van der Waals-Bindung (Wasserstoffbrücken-Bindung)
Bindungen beruhen auf schwachen Wechselwirkungen zwischen elektrischen Dipolen (räumliche Trennung von positiven und negativen Ladungen im Atom).
Beispiel: Wasser
relativ kleine Bindungsenergien (niedriger Schmelzpunkt)
schlechte elektrische Leiter
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metallische Werkstoffe werden
durch Elementarzellen
beschrieben
Elementarzelle: Kleinste Einheit
aus der ein Kristall periodisch
aufgebaut werden kann
ein Kristallgitter kann durch
dreidimensionale
Aneinanderreihung von
Elementarzellen in den
Raumrichtungen x, y und z
aufgebaut werden
in Idealkristallen völlig
regelmäßige Anordnung der
Gitterbausteine
Metallische Werkstoffe, Elementarzellen (EZ)
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Packungsdichte der kubisch primitiven (kp) EZ
Vk = Volumen der Kugeln in der Elementarzelle
R = Atomradius (im kp-Gitter: R = 0,5 a)
P = Packungsdichte
V = Volumen der Elementarzelle (im kp-Gitter: a3 )
DZ = Gitterpunktdichte = Anzahl der Kugeln, die insgesamt in eine
Elementarzelle gepackt sind (im kp-Gitter: 8 · 1/8 = 1)
k = Koordinationszahl = Anzahl der Atome, die zu einem zentralen Atom den
kürzesten Abstand haben (im kp-Gitter: 6)
%52524,06
1
6 3
3
a
a
V
VP k
63
4 33 a
RDV zk
S. 28
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Packungsdichte der kubisch raumzentrierten (krz) EZ
%68680,038
113
4
1
3
42
1
3
43
3
3
3
aa
aRD
V
VP z
k
aaR 433,034
121
818 zD8k
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Packungsdichte des kubisch flächenzentrierten (kfz) Gitters
max3
3
3
3 %74740,026
112
4
1
3
44
1
3
4P
aa
aRD
V
VP z
k
aaR 354,024
14
216
818 zD12max kk
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Koordinationszahl k
k = Anzahl der Atome, die zu einem zentralen Atom den kürzesten
Abstand haben (Koordinationszahl), nimmt mit zunehmender Dichte
der Packung der Atome bis auf 12 zu (für gleichgroße Atome)
S. 31
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Wichtige Metalle mit krz- und kfz-Gitter
krz-Gitter: Cr (Chrom)
Mo (Molybdän)
V (Vanadium)
W (Wolfram)
a-Fe (a-Eisen)
Ta (Tantal)
kfz-Gitter: Al
(Aluminium)
Ag (Silber)
Au (Gold)
Cu (Kupfer)
Ni (Nickel)
Pb (Blei)
g-Fe (g-Eisen)
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Hexagonal dichtest-gepackte (hdp) EZ
aR 2
112max kk 21
1214
614 zD
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Stapelfolge bei dichtester Packung
dichteste Kugelpackung: dichteste
Schichtung von ihrerseits dichtest
mit Kugeln belegten Ebenen
6 Mulden um Atom in dichtest
belegter Ebene, aus Platzgründen
können von der zweiten
Atomschicht nur 3 besetzt werden
hexagonal dichteste Packung: Dritte
Schicht kommt über der ersten zu
liegen (Stapelfolge ABAB)
kubisch dichteste Packung: Dritte
Schicht ist sowohl gegen die erste
wie die zweite versetzt (Stapelfolge
ABCABC)
kubisch dichteste Kugelpackung
entspricht dem kfz-Gitter
S. 33
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Stapelfolge der kubisch dichtesten Packung (kdp = kfz)
Stapelfolge der kubisch dichtesten Packung: ABCABC
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Seite 18
Stapelfolge der hexagonal dichtesten Packung (hdp)
Stapelfolge der hexagonal dichtesten Packung: ABAB
WK I, Folie 18, Kap. 2.1
S. 34
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Anisotropie - amorphe Stoffe
Isotropie: Richtungsunabhängigkeit von Werkstoffeigenschaften
Anisotropie: Richtungsabhängigkeit von Werkstoffeigenschaften
Ursachen für Anisotropie: Kristallstruktur eines Stoffes,
einseitig wirkende Verstärkungsmaßnahmen
Quasiisotropie: Kristallite eines Gefüges sind anisotrop, statistische
Verteilung der räumlichen Anordnung der Kristallite führt zum
makroskopischen Ausgleich der richtungsabhängigen Eigenschaften
Gefüge ist makroskopisch isotrop
Textur: Ausrichtung der Kristallite z. B. durch Walzvorgänge
Anisotropie des polykristallinen Werkstoffes
amorphe Stoffe: Atome und Ihre Bindungen sind völlig regellos verteilt
keine Richtungsabhängigkeiten der Eigenschaften amorphe Stoffe sind
isotrop
S. 40
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Allotropie am Beispiel des Gitters von a - und g -Eisen
Allotropie (Polymorphie): Auftreten verschiedene Kristallgitterformen bei
einem Metall abhängig von der Temperatur
Änderung der Kristallgitterform bei bestimmten Temperaturen hat eine
Volumenveränderung des Werkstoffs zur Folge (Beispiel a- und g-Eisen):
S. 42
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Dilatometerkurve von reinem Eisen
Auftreten verschiedener Kristallgitterformen bei Eisen abhängig von
der Temperatur
Änderung der Kristallgitterform bei bestimmten Temperaturen hat
eine Volumen- bzw. Längenveränderung des Eisens zur Folge
über 1536°C: Schmelze S
1392-1536°C: krz - Fe
911-1392°C: kfz g - Fe
bis 911°C: krz a - Fe
S. 43
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Seite 22
Millersche Indizes – Allgemeine Beschreibung von Richtungen im Gitter
Millersche Indizierung einer beliebigen Richtung (Vektor ) im Kristallgitter
– Bezug auf Koordinatensystem mit Achsen parallel zu den Kanten der EZ des
Gitters
– a, b, c: Gitterkonstanten des Kristalls
– u, v, w: Achsabschnitte der Projektion des Vektors als Vielfache der
Gitterkonstanten
– eventuelle Brüche bei u, v, w mit Hauptnenner aus u, v, w multiplizieren, um
ganze teilerfremde Zahlen zu erhalten
– Millersche Indizes [uvw] (immer ganzzahlig) der Beispiel-Richtung: [342]
r
Achse Projektion
des Vektors r Beispiel
x a1 = u · a u = 3
y b1 = v · b v = 4
z c1 = w · c w = 2
r
S. 46
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Seite 23
– Bezug auf Koordinatensystem mit Achsen parallel zu den Kanten der EZ des
Gitters
– m, n, p: Achsenschnittpunkte der Ebene als Vielfache der Gitterkonstanten a, b,
c
– Kehrwertbildung von m, n, p, da Achsenschnittpunkte im liegen können
– eventuelle Brüche bei 1/m, 1/n, 1/p mit Hauptnenner aus 1/m, 1/n, 1/p
multiplizieren, um für die Indizierung ganze teilerfremde Zahlen zu erhalten
– Millersche Indizes (hkl) (immer ganzzahlig) der Beispiel-Ebene: (410)
Millersche Indizes – Allgemeine Beschreibung von Ebenen im
Kristallgitter
Achse Achsen-
schnittpunkte Beispiel
Millersche Indizes
x a1 = m · a m = ½ h = 4
y b1 = n · b n = 2 k = 1
z c1 = p · c p = l = 0
Millersche Indizierung einer beliebigen Ebene im Kristallgitter
S. 47
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Seite 24
Wichtige Regeln der Millerschen Indizierung
Ebene (010)
schneidet
Atome ihrer EZ
zentral, Ebene
(020) gar nicht
nicht
äquivalent!
in kubischen
Kristallsysteme
n: Richtungen
und Ebenen mit
gleichen
Indizes u, v, w
= h, k, l
senkrecht
zueinander!
(110)
z
x
y
[110]
– positive / negative Richtungen nicht identisch: [100], [100] entgegengesetzt gerichtet
– positive / negative Ebenen sind identisch: Es gilt (020) = (020)
– Richtung ist mit ihrem Vielfachen identisch: [100] dieselbe Richtung wie [200]
– keine Äquivalenz von Ebenen und ihrem Vielfachen: Parallele Ebenen schneiden Atome
ihrer EZ an unterschiedlichen Stellen unterschiedliche Eigenschaften
– kubische Kristalle: Richtungen und Ebenen mit u, v, w = h, k, l senkrecht zueinander
(020)
(010)
z
x
y
S. 49, Abb. 2.2.7
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Millersche Indizes
x
y
z
Richtungen
Ebenen
- benennen
- einzeichnen
Kap. 2.2
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Realkristalle sind niemals fehlerfrei, sondern weisen Störungen der idealen
Struktur auf
Gitterbaufehler sind für positive mechanische Eigenschaften
metallischer Werkstoffe verantwortlich
jede Störung des idealen Gitteraufbaus erzeugt ein bestimmtes
Spannungsfeld, Kristall bekommt höheren Energiegehalt
Einführung in Kristallgitterfehler/Gitterstörungen
kleinster Gleichgewichtsabstand für zwei Atome im ungestörten Raumgitter
entspricht dem Minimum der Bindungsenergie
Bindungsenergie entspricht der erforderlichen Arbeit für Trennung der
beiden Atome bei 0 K
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Seite 27
Gitterbaufehler werden nach ihrer Geometrie unterschieden :
nulldimensionale Gitterfehler, Leerstellen und Zwischengitteratome
(Punktfehler)
– eindimensionale Gitterfehler, Versetzungen (Linienfehler)
– zweidimensionale Gitterfehler, Korn- und Phasengrenzen (Flächenfehler)
– dreidimensionale Gitterfehler, Ausscheidungen, Einschlüsse etc.
(Volumenfehler)
Störung des idealen Gitteraufbaus hat zur Folge, dass angrenzende Atome
den Gleichgewichtsabstand nicht einhalten können. Sie befinden sich damit
auf einem höheren Energieniveau.
Gitterstörungen/Gitterfehler
Entstehung von Gitterbaufehlern :
– durch Störung des thermodynamischen Gleichgewichts bei Kristallentstehung
– im festen Kristall durch Energiezufuhr z.B. mechanische Verformung oder
Kernstrahlung
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Seite 28
Leerstellendichte ist temperaturabhängig. Sie beträgt bei RT 10-12 und nimmt
bis zum Schmelzpunkt auf 10-4 zu.
Kristall kann sich mit Leerstellen im thermodynamischen Gleichgewicht
befinden.
Kombination aus Leerstelle und Zwischengitteratom heißt Frenkel-Paar, tritt
häufig durch energiereiche Kernstrahlung auf.
Nulldimensionale Gitterfehler
ZwischengitteratomLeerstelle
nulldimensionale
Gitterfehler :
– Leerstellen (unbesetzte Gitterplätze)
– Zwischengitteratome
– Fremdatome
S. 51, Abb. 2.3.1
0-dim.
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Seite 29
Einlagerungsatome
Einlagerungsatome (C in Fe)
Nur möglich, wenn sie wesentlich kleiner als Atome des
Grundgitters sind.
Beispiele für Einlagerungsatome in metallischen Werkstoffen: H, O, N, C, B.
Die bedeutendste Kombination ist Fe und C.
Fremdatome auf Zwischengitterplätzen heißen
Einlagerungs- oder interstitielle Atome.
S. 53, Abb. 2.3.4
0-dim.
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Seite 30
Substitutionsatome
100 % Cu
Fremdatome sind ebenfalls Fehler im Gitter.
Prozess ist Voraussetzung für Legierungsbildung.
Beispiel sind Cu-Ni-Legierungen:
50 % Cu
50 % Ni
100 % Ni
Austausch- oder Substitutionsatome sind Fremdatome, die bei
Atomradiendifferenzen von höchstens 15 % Gitterplätze
einnehmen. Elemente sollten gleiche Gitterstruktur haben und
sich chem. affin zueinander verhalten.
S. 52, Abb. 2.3.3
0-dim.
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Seite 31
Eindimensionale Gitterfehler
man unterscheidet zwischen:
SchraubenversetzungStufenversetzung
eindimensionale Gitterfehler heißen Versetzungen
S. 54
1-dim.
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Seite 32
Bewegung von Versetzungen II
Versetzungsbewegung bewirkt Abgleiten von zwei Kristallbereichen
gegeneinander
hierfür benötigte Energie viel geringer als bei starrem Abgleiten der
Kristallbereiche
gute plastische Verformbarkeit von Metallen durch Verformung mittels
Versetzungsbewegungen
Kaltverformung: Verfestigung durch Behinderung der
Versetzungsbewegungen auf Grund von neu erzeugten Versetzungen
makroskopisch: sehr geringe plastische Verformung des Werkstücks
1-dim.
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Seite 33
Zweidimensionale Gitterfehler (Korngrenzen)
kristalline Werkstoffe bestehen meist nicht aus einem einzigen Kristall, sondern aus
einem Verband vieler Kristallite (Körner), Orientierungen der Körner statistisch verteilt
Polykristallinität generell
erwünscht, wird zum Teil
durch aufwändige Verfahren
eingestellt
(Großwinkel-) Korngrenze: Grenzbereich
zwischen Kristalliten mit Orientierungsunterschied
von mehr als 15 Grad
S. 58
2-dim.
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Seite 34
Stapelfehler
Stapelfehler enden an inneren oder äußeren Oberflächen
oder sind durch eindimensionale Defekte (= Versetzungen) begrenzt.
Stapelfehlerenergie ist abhängig vom jeweiligen Kristall
Stapelfehler: Fehler in der Stapelfolge der dichtest gepackten
Gitterebenen
S. 59
2-dim.
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Seite 35
Zwillingsbildung
Aufeinanderfolgen von zwei entgegengesetzten Stapelfehlern
Auftreten nur bei Werkstoffen mit niedriger Stapelfehlerenergie, z.B. Kupfer
Struktur und lichtmikroskopische Aufnahme von Zwillingsgrenzen (Stahl X5CrNi1810)
Zwillingsgrenze:
Gitterbereich mit spiegelbildlicher Anordnung an Zwillingsebenen
S. 60
2-dim.
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Seite 36
Dreidimensionale Gitterbaufehler
Ausscheidung
EinschlussMikropore
Mikroriss
Zu den dreidimensionalen Gitterbaufehlern zählen alle absichtlichen oder
unbeabsichtigten räumlichen Störungen:
– Risse, Poren, Einschlüsse (unbeabsichtigt, z.B. Gießprozess)
– Ausscheidungen (erwünschte Anteile zweiter Phasen)
Quelle: RWTH Aachen S. 60, Abb. 2.3.17
3-dim.
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Seite 37
mögliche Klausurfragen, Gitterbaufehler
1) Beschreiben Sie die möglichen Arten von Gitterbaufehlern.
Es existieren:
a) Leerstellen und Zwischengitteratome (Punktfehler)
b) Versetzungen (Linienfehler)
c) Korn- und Phasengrenzen (Flächenfehler)
d) Ausscheidungen, Einschlüsse, Poren und Mikrorisse. (Volumenfehler)
2) Warum sind Versetzungen in Werkstoffen wichtig?
a) Versetzungsbewegung bewirkt Abgleiten von zwei Kristallbereichen
gegeneinander, was makroskopisch einer sehr geringen plastischen Verformung
des Werkstücks entspricht.
b) die hierfür benötigte Energie ist viel geringer als bei starrem Abgleiten der
Kristallbereiche
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Seite 38
Das Fick´sche Diffusionsgesetz beschreibt
die Geschwindigkeit von Diffusionsprozessen: dx
dcADj
A
J
Hierbei bedeuten:
J = Teilchenstrom, [-]
j = Diffusionsgeschwindigkeit
(Teilchenstrom)
[Atome / s]
D = Diffusionskoeffizient
[cm2 / s]
A = Diffusionsquerschnitt
(Referenzebene) [cm2]
dc/dx = Konzentrationsgradient
[Atome / cm4]
c = Konzentration, [1/cm³]
x = Ortskoordinate, [cm]
Diffusionsgesetz
S. 65
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Seite 39
Diffusionskoeffizient D bestimmt bei zeitlich konstantem
Konzentrationsgradienten und gegebenem Diffusionsquerschnitt
die Diffusionsgeschwindigkeit
)(
0RT
Q
eDD
Hierbei bedeuten:
D0 = stoffabhängige Konstante [cm2 / s]
Q = Aktivierungsenergie [J / mol]
(abhängig von Gitter und Fehlerdichte)
R = Gaskonstante (8.3144 J / mol K)
T = absolute Temperatur [K]
Diffusionskoeffizient
)(RT
Q
e
Arrheniusgleichung
S. 65, 66
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Seite 40
Diffusionsmechanismen
Leerstellenmechanismus Zwischengittermechanismusdirekter Platzwechsel
– Platzwechsel über den Leerstellenmechanismus erfordert nur geringe
Aktivierungsenergie
– direkter Platzwechsel ist höherenergetisch, deshalb unwahrscheinlich
– Zwischengittermechanismus ist für arteigene Atome (Selbstdiffusion) nur bei
höheren Temperaturen wahrscheinlich,
ist aber von großer Bedeutung für Einlagerungsatome (Fremddiffusion) mit
geringerem Durchmesser als die Wirtsatome (z.B. C, N, H in Fe-Gitter)
es existieren 3 grundsätzliche Platzwechselmechanismen in Festkörpern:
S. 68,
Abb.
2.4.8
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Seite 41
Beispiel: Korngrenzen und Versetzungen
Korngrenzen wirken als zweidimensionale Kanäle mit einer Breite von ca.
zwei Atomen, die Diffusionsgeschwindigkeit ist lokal bis zu 106 mal
schneller als im Gitter
Korngrenzendiffusion
@ 2 Atomdurchmesser
der Beitrag hängt von der Gesamtfläche der Korngrenzen, bzw. der
Gesamtlänge der Versetzungen ab. Er ist umso größer, je kleiner die
Korngröße und je größer die Versetzungsdichte ist.
eine Versetzung dient mit einem Querschnitt von (2b)2 als eindimensionaler
Transportweg mit erhöhter Diffusionsgeschwindigkeit
S. 69, Abb. 2.4.9
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Seite 42
Zusammenfassung Diffusion
Diffusion ist einzige Möglichkeit des Materialtransports in
kristallinen Werkstoffen
Diffusion findet aufgrund von thermischer Anregung statt
die wichtigsten Mechanismen sind Leerstellen- und Zwischengitterdiffusion,
sowie direkter Platzwechsel
die Aktivierungsenergie ist proportional zur Schmelztemperatur
das Fick‘sche Diffusionsgesetz beschreibt die Geschwindigkeit
von Diffusionsprozessen
Diffusion läuft an der Oberfläche sowie an Gitterbaufehlern schneller ab
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Seite 43
Mechanische Eigenschaften der Metalle
Die mechanischen Eigenschaften kennzeichnen das Verhalten eines Werkstoffes unter Einwirkung äußerer Kräfte.
Drei elementare Auswirkungen bei äußerer Belastung treten auf:
Elastische Verformung:
Plastische Verformung:
Bruch:
Verformungen durch äußere
Kräfte gehen bei Entlastung
vollständig zurück (reversibel)
F
F
Nach Entlastung bleibt eine
Verformung bestehen
(irreversibel)
F
Äußere Kräfte bewirken eine
Werkstofftrennung (irreversibel)
S. 71, Tab. 2.6
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Seite 44
Grundlagen der elastischen Verformung
Die elastische Verformung der Metalle beruht auf einer Verzerrung der interatomaren Abstände im Kristallgitter.
Atomabstand r0 im unbelasteten Kristallgitter = Minimum der Bindungsenergie
(Gleichgewichtszustand)
Bei Atomabstand r0 sind anziehende und abstoßende Kräfte zwischen den Atomen
ausgeglichen.
Die Aufnahme äußerer Kräfte durch das Kristallgitter ist immer mit einer Verformung des
Gitters verbunden!
r + r0 Fzug Fzug
r0
Kra
ft F
+
-
Atomabstand r
r0
F= U/ r
F =-Fanz zug
rS. 71, 72, Abb. 2.5.1, 2.5.2
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Seite 46
Bestimmung des Elastizitätsmoduls
Spannung
Dehnung
Magnesium E = 45 000 MPa
Stahl E = 210 000 MPa
Hook‘sche Gerade
Die Bestimmung des Elastizitätsmoduls von Werkstoffen erfolgt im Zugversuch. Der
Elastizitätsmodul wird aus der Steigung der Hook‘schen Geraden ermittelt:
E
S. 73,
Abb.
2.5.4
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Seite 47
Querkontraktion
Mit einer elastischen Längsdehnung l = l/l0 ist eine elastische
Querschnittsabnahme q = d/d0 verbunden. Das Verhältnis q/l wird durch die
Querkontraktionszahl n (Poisson-Zahl) angegeben (Metalle: 0,25 < n < 0,35).
S. 76
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Seite 48
Schubmodul, Kompressionsmodul
Schubbeanspruchung:
Beanspruchung durch hydrostatischen Druck
Greifen an einem Körper mit der
Grundfläche A gemäß nebenstehender
Abbildung die Kräfte F an, wird er mit der
Schubspannung t = F/A belastet.
Es gilt das Hook‘sche Gesetz in der Form:
t = Gg (tang = g für kleine g)
Schubmodul:
G = E/(2 + 2n)
Greift an einem Körper der hydrosta-tische
Druck P an, so ändert sich sein Volumen
V.
Es gilt das Hook´sche Gesetz in der Form:
P = -KV/V.
Kompressions-
modul:
K = E/(3 - 6n)
S. 76
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Seite 49
Theoretische Festigkeit vs. Reale Festigkeit
Als Festigkeit bezeichnet man die mechanische Spannung, die ein Werkstoff
unter definierten Bedingungen erträgt, ohne sich plastisch zu verformen und zu
brechen.
Beispiel: a-Eisen (Einkristall Gitterebene {100})
Theoretische Spaltfestigkeit: 13000 MPa
Theoretische Schubfestigkeit: 2600 MPa
Experimentell ermittelte Schubfestigkeit : 27,5 MPa
Experimentell ermittelte Bruchspannung : 150 MPa
Die an realen Werkstoffen ermittelten Festigkeiten sind um Größenordnungen
geringer als die theoretisch berechneten Festigkeiten. Dies ist durch die in
Realkristallen vorhandenen oder unter Belastung entstehenden Fehlstellen
bedingt. Für das Abgleiten sind dabei die Versetzungen von zentraler
Bedeutung.
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Seite 50
mögliche Klausurfrage, Elementarzellen
Skizzieren Sie die Elementarzellen der drei Gittertypen.
Zeichnen Sie in die Elementarzellen eine Gleitebene ein,
und identifizieren Sie diese. (Koordinatensystem!)
Welcher dieser Gittertypen hat die höchste
Packungsdichte?
Welcher der dichtestgepackten Gittertypen lässt sich
leichter verformen, und warum?
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Übersicht Gleitsysteme
Struktur Beispiel Koordina-tionszahl
Anzahl der Ebenen
Richtungen pro Ebene
Gleit-systeme
Kubisch flächenzentriert kfz
Al, Cu, γ-Eisen 12 4 3 4*3=12
Kubisch raumzentriert krz
Cr, Mo, α-Eisen β-Ti
8 6 2 6*2=12
Hexagonal dichtestgepackt hdp
Mg, Zn, α-Ti 12 1 3 1*3=3
E {110}
R <111>
E {111}
R <110>
E {0001}
R <1120>krzkfz hdp
S. 80;
81,
Abb.
2.5.16
Für das plastische Verformungsvermögen ist die Anzahl der Gleitrichtungen ausschlaggebend.
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Verfestigungsmechanismen
Ausscheidungen
0 - dimensional Mischkristallhärtung
Hindernisarten Dimensionen Effekt Festigkeits-
abhängigkeit
1 - dimensional Kaltverfestigung
2 - dimensional Kornfeinung
3 - dimensional Teilchenhärtung
Fremdatome
Versetzungen
Korngrenzen
cR ~
~R
dR
1~
)dcRR ,
S. 83, Tab. 2.8
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Seite 53
Was versteht man unter Textur?
Werkstoffe bestehen im allg. aus
vielen einzelnen Kristallen (Körnern).
Der Verband aus vielen Körnern ist als Gefüge definiert.
Im Gusszustand besitzen Werkstoffe in der Regel ein
homogenes Gefüge, d.h. mit einer regellosen Orientierung
der Kristallachsen. Daraus ergibt sich, dass die Anisotropie
des einzelnen Korns ohne Bedeutung ist. Der Werkstoff
besitzt somit richtungsunabhängig quasiisotrope
Eigenschaften.
Durch eine Umformung (Strangpressen, Schmieden, etc.)
kann eine Ausrichtung des Gefüges erfolgen. D.h. die
Richtungen der Kristallachsen liegen annähernd parallel. In
diesem Fall spricht man von geordneter Orientierung.
S. 86, Kap. 2.6.1
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Seite 54
Was versteht man unter Textur?
Die Gesamtheit der Orientierungen der
Kristalle bzw. der Gefügekörner eines
Vielkristalls bezeichnet man allgemein als
Textur. In der Technik beschränkt sich
jedoch die Verwendung dieses Begriffes auf
die Fälle, in denen die Kristalle nicht
regellos, sondern mehr oder weniger
gleichartig orientiert sind (eine
Vorzugsorientierung bzw. eine geordnete
Orientierung besitzen).
Darstellung/Nachweis von Texturen
Polfiguren S. 86, Kap. 2.6.1
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Definition Phase
Eine Phase ist durch folgende Merkmale
charakterisiert:
sie besitzt eine durchgehend gleiche
Struktur bzw. atomare Anordnung
sie hat eine nahezu konstante
stoffliche Zusammensetzung
zwischen unterschiedlichen Phasen
existieren definierte Grenzflächen
Phasen sind von großer technischer Bedeutung, da sie gezielt eingestellt
werden können und somit die Eigenschaften von Werkstoffen definiert
verändern.
S. 93, Abb. 2.7.1, 2.7.2
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T
p A
Gibbs‘sche Phasenregel
f = n – P + 2 und
f = n – P + 1 (p = const.)
f := Anzahl der Freiheitsgrade bzw. Variablen(Temperatur, Druck, Konzentration)
n := Anzahl der im System enthaltenen
Stoffkomponenten
(Elemente oder Verbindungen)
P := Anzahl der vorhandenen Phasen
qualitative Beschreibung der Existenzbereiche
der Phasen im Gleichgewicht
Zustandsbeschreibung eines heterogenen
Stoffsystems
Tripelpunkt
flüssig
fest
gasförmig
Die Gibbs‘sche Phasenregel beschreibt die Relation zwischen der Zahl der
beteiligten Komponenten und der Zahl der unter Gleichgewichtsbedingungen
auftretenden Phasen.
S. 95, Abb. 2.7.5
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Seite 57
Eine Legierung ist eine Mischung mindestens zweier chemischer Elemente,
von denen mindestens eines ein Metall sein muss.
Legieren und Legierungen
Die Phasen (Komponenten) der Legierung sind:
Mischkristalle (z.B. Cu-Ni, Fe-Cr)
Nichtmetallische Phasen (z.B. Graphit in
Gusseisen, Silizium in AlSi-Legierungen)
Intermediäre Phasen z.B. (Fe3C, TiN)
Intermetallische Phasen (z.B. Al2Cu)
Legieren: Veränderung von Aufbau und Eigenschaften metallischer Werkstoffe
Die Komponenten bilden eine feste Lösung, d.h.
einen Mischkristall oder eine Verbindung.
Legierungen weisen überall (makroskopisch)
gleiche Zusammensetzung, gleiche Eigenschaften
und gleiche Struktur auf.
Die Legierungselemente beeinflussen den kristallinen
Aufbau und damit die Eigenschaften der Werkstoffe.
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Gefüge
Gefüge ist die Zustandsform eines Stoffes, in der Zusammensetzung, Struktur
und Eigenschaften unter Gleichgewichtsbedingungen konstant sind.
Das Gefüge ist durch die
Art Größe
Form Verteilung
Orientierung
der Gefügebestandteile charakterisiert.
Die Gefügebestandteile
Körner amorphe Bereiche
Füllstoffe
sind durch die Korngrenzen bzw.
Phasengrenzen getrennt.
S. 100
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Substitioneller- und interstitieller Mischkristall
Substitionsmischkristall(Austauschmischkristall)
z.B: Kohlenstoff auf
Zwischengitter-
plätzen in Eisen
Interstitieller Mischkristall(Einlagerungsmischkristall)
41,0D
dfDurchmesser-
verhältnis: z.B: Cu-Ni, Fe-Ni, Au-Ag, Au-Cu,Mo-W,
Fe-Cr, Ti-Zr
(100% Löslichkeit unter den Bedingungen:
Gleicher Gittertyp und Atomradiusdifferenz < 14%)
S. 102
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mögliche Klausurfrage, Phasenlehre
a) Definieren Sie die Gibbs’sche Phasenregel:
b) Tragen Sie die Aggregatszustände der Phasen in das
Zustandsdiagramm für Wasser ein und bezeichnen Sie den
charakteristischen Punkt. Stellen Sie die Gibbs’sche Phasenregel
für den Punkt A auf und berechnen Sie die Freiheitsgrade:
T
pA
S. 95, Abb. 2.7.5
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Musterlösung
a) Die Gibbs‘sche Phasenregel beschreibt die Relation zwischen der
Zahl der beteiligten Komponenten und der Zahl der unter
Gleichgewichtsbedingungen auftretenden Phasen.
b) f = n – P + 2
mit: f := Anzahl der Freiheitsgrade bzw. Variablen; n := Anzahl der im
System enthaltenen Stoffkomponenten; P := Anzahl der vorhandenen
Phasen
T
p A
Tripelpunkt
flüssig
fest
gasförmig
f = n – P +2 = 1 – 1 +2 = 2
S. 95, Abb. 2.7.5
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Das Phasendiagramm liefert Aussagen über die bei verschiedenen Temperaturen
und chemischen Zusammensetzungen vorliegenden Phasen von Legierungen.
Man unterscheidet:
Einstoff- Zweistoff- Dreistoff-phasendiagramme phasendiagramme phasendiagramme
Zustandsdiagramm / Phasendiagramm
Die Zwei- und Dreistoffgleichgewichtsschaubilder gelten nur für unendlich langsame
Abkühlung der Legierungen aus dem Schmelzfluss oder für nachträgliche Einstellung des
thermodynamischen Gleichgewichts (durch eine Wärmebehandlung).
S. 105
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Zustandsdiagramme
Eutektisches Zustandsschaubild
Vollst. Unlöslichkeit im flüssigen und festen Zustand Vollst. Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand
Vollst. Löslichkeit im Flüssigen und Teillöslichkeit im Festen
(einseitig)
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Hebelgesetz
Nähere Betrachtung des Erstarrungsverlaufes zwischen
Liquidus- und Soliduslinie:
fest
flüssig
A
Solidus-
linie
a-Misch-
kristallTem
pera
tur
[°C
]
T1
Konzentration B
Liquiduslinie
c1c0
c2
Drehpunkt
mit Gesamtmenge: m = ms + mk
mba
bm
k*
mK mS
ba
mK ∙ a = mS ∙ b
Schmelze
Hebel (Konode)
S. 106, Abb. 2.8.3
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stabil metastabil instabil
Dem thermodynamischen
Gleichgewicht analoge Arten
des mechanischen
Gleichgewichtes
Thermodynamisches Gleichgewicht
Die Zustandsdiagramme lassen sich thermodynamisch
herleiten und deuten. Bei fester Temperatur und
konstantem Druck wird das thermodynamische
Gleichgewicht durch ein Minimum der freien
Enthalpie G bzw. freien Energie F bestimmt:
Das thermodynamische
Gleichgewicht ist die
Summe des
mechanischen
chemischen u.
thermischen
Gleichgewichts.
F = U – T * S F = Fmin (T,V = const.)
G = freie Enthalpie
F = freie Energie
U = innere Energie
H = Enthalpie
T = Temperatur
S = Entropie
G = H – T * S G = Gmin (T,p = const.)
S. 114, Abb. links
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Aufstellen von Zustandsschaubildern
Möglichkeiten zur Ermittlung eines
Zustandsschaubildes:
Thermische AnalyseAufnahme von Abkühlkurven
DilatometermessungenMessung von Längenänderungen
im festen Zustand beim Aufheizen
und beim Abkühlen
Gefügebeobachtungen an MetallschliffenErmittelung der im festen Zustand
vorliegenden Phasen und Gefüge
Untersuchung der MikrostrukturIdentifizierung unbekannter Phasen
mittels Röntgeninterferenz,
TransmissionselektronenmikroskopieAufnahme einer Abkühlkurve
(Eisen-Schmelze)
1536Fe-Schmelze
1392
911
769
paramagnet.
ferromagnetisch
krz - Fe
kfz g - Fe
Tem
p.
i n° C
Zeit
krz - a-Fe
S. 116, Abb. 2.8.12
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Abkühlkurve Metall
Zeit
100 at%
Silizium100 at%
Silber
Konstruktion des Phasendiagramms
Liquidus- und Soliduslinie
entsprechen Phasengrenzen
(Beispielhaft am System mit vollständiger Löslichkeit im
flüssigen und vollständiger Unlöslichkeit im festen Zustand)
flüssig
fest
flüssig + fest
Liquiduslinie
SoliduslinieTem
pera
tur
[°C
]835
1400 1414°C
Haltepunkt
Knick-
punkt
at% Ag
50 903010
Tem
pera
tur
[°C
]
835
100
at% Si
10
at% Ag
30
at% Ag
90
at% Ag
95
at% Ag
Halte-
punkt
S. 117, Abb. 2.8.14
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Die wichtigsten Reaktionen im binären Zustandsdiagramm
S+S
a+S
a+S+a
S+
a+
a
g
a+
g
a+
Eutektisch S a +
Peritektisch a + S
Eutektoid g a +
Peritektoid a + g
S. 114, Tab. 2.9
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Seite 69
mögliche Klausurfrage, Zustandsdiagramme
Konstruieren Sie das den Abkühlkurven zugehörige Phasendiagramm und
bezeichnen Sie die charakteristischen Bereiche.
S
S + a
a
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Seite 70
Plasma
Fe Fe++e-
T
20.000°C
Ionen und
Elektronen
bewegen sich
unabhängig
Gas
Fe
T
2861°C
Atome
bewegen
sich
unabhängig
Flüssigkeit
Fe
1536 T
2861°C
Atome bewegen
sich unabhängig,
fluktuierende
Nah-
ordnung
Festkörper
Fe
T 1536°C
Atome sind
in einer
Gitterstruktur
fixiert
e-
e-
e-
e-
e-
Fe+
Fe+ Fe
+Fe+
Fe+
krz T<911°C
kfz T>911°C
krz T>1392°C
Änderung der Aggregatzustände
S. 125, Abb. 2.9.3
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Seite 71
Im Allgemeinen nimmt beim Übergang in einen energetisch
stabileren Zustand die Teilchendichte zu.
Typische Volumenänderung beim
Erschmelzen von MetallenTeilchendichte:
gasförmig: 1019 cm-3
flüssig: 1022 cm-3
fest: 1023 cm-3
Volumenkontraktion
V durch Kristallisation
Vo
lum
en
V
Temperatur TTS
(nach Haasen)
Übergang flüssig/fest
S. 128, Abb. 2.9.6
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Seite 72
Es bilden sich feste Phasenbereiche mit thermodynamisch günstiger
Atomanordnung (Umwandlung in den festen Zustand).
Bildung eines stabilen Keims und Vergrößerung zum Kristallit mit der Bildung
von Oberflächen zwischen den unterschiedlichen Phasenbereichen.
Die Entstehung des Korns durch die Anlagerung von Atomen an den
Kristallitoberflächen und deren Einbau in den Atomgitterverband durch
den Abbau von Oberflächenenergie (Verringerung).
Keimbildungsarbeit
Keimwachstum
Vergröberung (Kristallwachstum)
Erstarrung von Metallen
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Seite 73
Änd
eru
ng
de
r fr
eie
n E
nth
alp
ie
(nach Bergmann)
homogene/heterogene Keimbildung
S. 131
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Seite 74
An die Keime lagern sich Atome an. Diese werden in das Kristallgitter
eingebaut. Hierbei wird die Kristallisationswärme Q frei. Dadurch kommt
es im Temperaturverlauf zu einem Haltepunkt oder einem Wiederanstieg.
Kristallwachstum
S. 131
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Seite 75
diffuse Atomanordnung durch thermische Fluktuationen im flüssigen Zustand
Keimbildung ist abhängig von
– einer bestimmten Schmelzeunterkühlung und
– einem minimalen notwendigen Keimradius und/oder
– dem Vorhandensein von Fremdkeimen
die Kristallisationsrichtung ist abhängig vom Temperaturgradienten an der
Erstarrungsfront
– negativer Gradient zur festen Phase, positiver zur flüssigen Phase
(planares stengelförmiges oder globulares Wachstum)
– positiver Gradient zur festen Phase, negativer zur flüssigen Phase
(dentritisches Wachstum)
Je größer die Unterkühlung und/oder je höher die Anzahl der
Keime, desto feiner wird das Korn.
Erstarrungsvorgang bei Metallen
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Seite 76
feinhochAbkühl-
geschwindigkeit
dentritischungerichtet mit großer Unterkühlung
globularz.B.
Kokilleninneresungerichtet stabil
stengelförmigz.B.
Kokillenwandgerichtet stabil
Wärmefluss
feinviel
Fremdkeime
grobwenig
Fremdkeimeheterogen
feinhohe
Unterkühlung
grobgeringe
Unterkühlunghomogen
Keimbildung
grobniedrig
GefügeausbildungErstarrungseinfluss
Einflussfaktoren auf das Erstarrungsgefüge
S. 134, Tab. 2.10
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Seite 77
Die Erstarrung beginnt bei
Eintritt in das 2-Phasen-
gebiet
(Erstarrungsintervall)
S + a.
Sie ist bei Eintritt in den
Mischkristallbereich a
abgeschlossen.
Erstarrung von Legierungen
S. 139
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Seite 78
Die Erstarrung beginnt
bei Eintritt in das
2-Phasegebiet S + a
(Erstarrungsintervall).
Sie ist bei Eintritt in
den Misch-
kristallbereich a
abgeschlossen.
Aufgrund der ab-
nehmenden Löslichkeit
für B nach Erreichen
der Phase-grenze
a/a wird die
intermetallische Phase
im Mischkristall a
ausgeschieden.
Erstarrung von Legierungen
S. 139
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Seite 79
Die Erstarrung beginnt bei
Erreichen der Eutektikale im
eutektischen Punkt. Die
Schmelze erstarrt wie ein
reines Metall in einem
Punkt.
Die Phasen a und
erstarren zeitgleich
nebeneinander.
Erstarrung von Legierungen
S. 140
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Seite 80
Die Erstarrung beginnt
bei Eintritt in das
2-Phasegebiet
(Erstarrungsintervall)
S + a.
Wachsen der a
Bereiche bis die
eutektische Temperatur
erreicht wird.
Bei Erreichen der
Eutektikalen
kristallisiert die
Restschmelze als
eutektisches Gefüge
an die a-Kristallite.
Erstarrung von Legierungen
S. 140
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Seite 81
Fehlertyp Erscheinung Ursache Gegenmaßnahmen
Lunker
v-förmige, runde oder fadenförmige
hohle Stellen in massiven
Gussstücken
mangelnde Kompensation der
Erstarrungsschrumpfung
thermische Kontrolle des
Erstarrungsprozesses
Mikroporosität„Minilunker“ zwischen den
Erstarrungsdentriten Dentritenarme)
eingeschlossene Rest-schmelze
in dentritisch erstarrenden
Gefüge
thermische Kontrolle des
Erstarrungsprozesses,
Legierungsauswahl
Gasporositätrunde Poren in verschiedenen
Größen
Reaktion mit eingeschwemmten
Formstoffen, ausscheiden
gelöster Gase (N2, H2)
stabile, gasdurchlässige Formstoffe
Schmelzeentgasung vor dem Abguss
Oxideinschlüssedünne filmförmige Häutchen oder
Teilchen
eingespülte Gussober-flächen,
Reaktionsprodukte gelöster Gase
mit der Schmelze
Verbesserung des Eingussverfahrens,
Desoxidation der Schmelze
Kaltfluss
feine Linien oder Schlieren auf der
Gussoberfläche, Trennung des
Werkstoff-zusammenhanges
vorzeitige Erstarrung der
Schmelze, niedrige Temper-
aturen, lange Fließwege
Erhöhung der Temperaturen von
Schmelze und Form, Optimierung der
Fließwege
Warmrisse
interkristalline Werkstofftrennung,
Risse entlang der primär erstarrten
Kristalle
auftretende Gussspannun-gen
führen zum Reißen der noch
weichen Be-reiche zwischen den
Primärkristallen
Gussteilgestaltung (keine schroffen
Übergänge), Erstarrungslenkung,
Legierungen mit geringerem
Erstarrungsintervall
Nennen Sie mindestens drei Erstarrungsfehler und erklären Sie
die Erscheinung, Ursache und mögliche Gegenmaßnahmen für einen dieser Fehlertypen!
mögliche Klausuraufgabe, Erstarrungsfehler
S. 144, Tab. 2.11
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Seite 82
Umwandlung im festen Zustand
Temperaturabhängige Änderung der Gitterstruktur (z. B. krz-a-Eisen
bei 912 °C in kfz-g Eisen)
Änderung der Gestalt der Kristallite bzw. Körner in Größe, Geometrie
und kristallographischer Ausrichtung (z. B. Rekristallisation/
Umformung)
In der Festphase werden durch abnehmende Löslichkeit mit sinkender
Temperatur intermetallische Phasen ausgeschieden (Fe3C in FeC-
Legierungen, Mg17Al12 in MgAl-Legierungen)
Allotrope Umwandlungen
Morphologieänderungen
Festphasenausscheidung
S. 146, Kap. 2.9.6
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Seite 83
Allotrope Umwandlung
Allotropie oder Polymorphie ist das Vorkommen eines Elements in
mehreren, verschiedenen kristallinen Modifikationen oder ver-
schiedenen Molekülstrukturen
Eisenumwandlung
1394°C
912°C
-Eisen
krz
g-Eisen kfz
a-Eisen krz
Titanumwandlung
882°C
a-Titan hdp
-Titan krz
S. 146, Abb. 2.9.30
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Seite 84
Rekristallisation
Rekristallisation ist eine Kornneubildung im Gefüge. Oberhalb einer
bestimmten Temperatur, der Rekristallisationstemperatur, wird die in den
Versetzungen gespeicherte Energie frei. Sie wird zur treibenden Kraft für
die Entstehung neuer, beinahe versetzungsfreier Körner.
versetzungsreiches
Gefüge
(kaltverformt)
Temperatur
Umformung
Rekristallisation Kornvergröberung
Temperatur
Umformgrad [%]:
S. 146, Abb. 2.9.31
S. 148
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Seite 85
Ausscheidungsbildung
Hierunter versteht man Umwandlungen im festen Zustand. Im Gegensatz zur
bloßen Phasenumwandlung bildet sich bei der Ausscheidung eine neue Phase
aus einer bestehenden, ohne dass die bestehende Phase vollständig
aufgebraucht wird.
Grundmechanismus der Ausscheidung:
Löslichkeit für B in A nimmt mit sinkender
Temperatur im festen Zustand ab.
Bei Unterschreiten der Segregationslinie
wird im a-Mischkristall gebildet
(ausgeschieden).
unterscheidet sich sowohl in der
chemischen Zusammensetzung als auch in
der Gitterstruktur von a.
Die gleichmäßige Ausscheidung aus dem
Erstarrungsgefüge nennt man
„kontinuierliche Ausscheidung“.
Schmelze
S+a
Masse %
Festphasenausscheidungen
S. 148, Abb. 2.9.34
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Seite 86
Ausscheidungen können in unterschiedlichen makroskopischen Formen, Größen
und Verteilungen im Gefüge vorliegen:
globulitisch
klein
globulitisch
groß
freie Form
eckig, spitz
freie Form
rundlich
nadelförmig
Eine optimale Eigenschaftsverbesserung wird
mit: zahlreichen,
kleinen,
runden,
homogen verteilten Ausscheidungen erzielt.
Ausscheidungsmorphologie
S. 150
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Seite 87
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
Prinzipielles Zweistoffsystem
Prinzipiell:
vollständige Löslichkeit im flüssigen
Zustand
begrenzte Löslichkeit im festen Zustand
=> eutektisches System
Eutektikum (E) bei 4,3 Ma.-%C
Eutektikale bei T=1147 °C (metastabil)
eutektisches Gefüge: Ledeburit
0 1 2 3 4 5 % C 6 6,67 0 20 40 60 80 % Fe3C 100
1600
1400°C
1200
1000
800
600
400
Eu
tekti
ku
m
(Ledeburi
t)
4,3 Ma.-%C
Zem
entit
Schmelze
Eis
en
E
S. 157, Abb. 2.10.1
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Seite 88
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
S. 159, Abb. 2.10.4
Löslichkeit von Kohlenstoff im Mischkristall
maximale Kohlenstoffgehalte:
a-Fe: 0,02 Ma.- % bei 723 °C
g-Fe: 2,06 Ma.- % bei 1147 °C
- in g-Fe ist 100-mal so viel Kohlenstoff löslich
wie in a-Fe => hierin liegt die Voraussetzung
für das Härten von Stahl
- sowohl im g-Gebiet wie im a-Gebiet nimmt die
max. Löslichkeit von Kohlenstoff mit
sinkenden Temperaturen ab
Abnahme der löslichen Kohlenstoffmenge:
g-Fe: 0,8 % bei 723 °C
a-Fe: ≈ 0 % bei Raumtemperatur
0 1 2 3 4 5 %C 6 6,670 20 40 60 80 % Fe3C 100
1600
1400°C
1200
1000
800
600
400
4,3 Ma.-%C
g-Fe
-Fe
a-Fe
Ze
me
ntit
0,02 Ma.-%C 2,06 Ma.-%C
723 °C
1147 °C
Schmelze
Eu
tektikum
(Le
de
bu
rit)
S+Z
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Seite 89
Weitere Phasen
0 1 2 3 4 5%C 6 6,67
0 20 40 60 80%Fe3C 100
a-Fe
4,3%C
g-Fe
-Fe
Zem
en
tit
0,02%C 2,06%C
723°C
1147°C
1600
1400C°
1200
1000
800
600
400
Schmelze
Eu
tekti
ku
m
(Led
eb
uri
t)
Perl
it
S+ g
g +L
P+L L+Z
L+Z
(S+)
+ g)
a+g
S+Z
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
S. 160, Abb. 2.10.6
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Seite 90
Eutektoide Umwandlung des Austenits
0 1 %C 2
g-Fe
a-Fe723 °C
Perl
it
die eutektoide (Festkörperreaktion)
Umwandlung des g-Eisens:
– übereutektoide Zusammensetzungen
scheiden Zementit aus (sog.
Sekundärzementit, da aus g-Fe),
bis die Konzentration 0,8 Ma.-%C
entspricht
– untereutektoide Zusammensetzungen
scheiden Ferrit aus, bis die Konzentration
0,8 %C entspricht
– eutektoide Zusammensetzungen (0,8 %C)
zerfallen direkt in Perlit
untereutektoid übereutektoid
0,8
1000
°C
800
600
400
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
S. 165, Abb. 2.10.14
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Seite 91
Ni-Äquivalent = %Ni + %Co + 0,5·%Mn
+ 30·%C + 0,3·%Cu + 25·%N
Cr-Äquivalent = %Cr + 2·%Si + 1,5·%Mo
+ 5·%V + 5,5·%Al + 1,75·%Nb
+ 1,5·%Ti + 0,75·%W
Schaeffler-Diagramm
Schaeffler-Diagramm:
– Angabe der Gefügeart(en) des Stahles bei Kenntnis der Stahlzusammensetzung
– Feststellen der Gefügearten des Schweißgutes beim Schweißen unterschiedl. Stähle
– x - Achse Chromäquivalent (Maßstab für Ferritbildner)
– y - Achse Nickeläquivalent (Maßstab für Austenitbildner)
Gefüge von Eisen-Nickel-Chrom-Stählen (Schaeffler-Diagramm)
S. 169
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Werkstoffprüfung (Kap. 3)
E-Modul
Spannungs-Dehnungs-Verläufe
E-Elastizitätsmodul
E
Anstieg der Hooke‘schen Geraden des Diagramms
rein elastischeVerformung
elastisch-plastischeVerformung
Hooke´sche Gerade
Hooke´sche Gerade,linear-elastischer Bereich
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Seite 93
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Spannungs-Dehnungs-Diagramm
Rm
Rp
Rp
Rm
Vorverformungsgrad
Verlauf von Festigkeit und
Streckgrenze in Abhängigkeit der
Höhe vorausgehenden
Kaltverformung
Rm Rp
Rp
Werkstoff mit
plastischem
Formänderungs-
vermögen
Werkstoff „ohne“
plastisches
Formänderungs-
vermögen
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Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Spannungs-Dehnungs-Diagramm
Schematische Darstellung der Spannungs-Dehnungs-Diagramme eines
Vergütungsstahls in Abhängigkeit von der Wärmebehandlung
gehärtet
(martensitisch)vergütet (gehärtet
und angelassen)
normalgeglüht
(weich)
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Seite 95
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Bruchformen
Normal-
spannungsbruchTrichterbruch duktiler
BruchScherbruch Mischbruch
spröde zäh/duktil
Werkstoffeigenschaft
S. 177, Abb. 3.1.11
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Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Härteprüfverfahren
Ritzhärte-
prüfverfahren
Eindringen
eines
Prüfkörpers
unter
(quasi)statisch
er Belastung
Eindringen
eines
Prüfkörpers
unter
dynamischer
Belastung
Feilhärte-
prüfverfahren
Härteprüfverfahren
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Seite 97
die Prüfverfahren unterscheiden sich durch:
die Gestalt (Pyramide Kegel, Kugel)
den Werkstoff des Eindringkörpers (Stahl, Hartmetall, Diamant)
die Größe der Belastung (0,02...30000 N)
ihre Art (langsam, „statisch“, stoßartig, dynamisch)
Härte ist der Widerstand den ein Werkstoff dem Eindringen eines härteren Prüfkörpers entgegensetzt
Verfahren Eindringkörper Vor- und Nachteile Anwendung
Brinell
HBW
gehärtete
Kugel
genaue reproduzierbare Werte
nur für weiche und mittelharte
Werkstoffe
geglühter und vergüteter Stahl
Leichtmetalle, Schwermetalle
Vickers
HV
Diamant-
pyramide
universell einsetzbare Härteprüfung
für mittelharte und harte Werkstoffe
gehärteter Stahl,gehärtete
Rand-
schichten, Gefügebestandteile
Rockwell
HRC
Diamant-
kegel
direkte Anzeige des Härtewertes
für harte Werkstoffe
gehärtete Stähle,
Legierungen, Hartmetalle
Rockwell
HRB
gehärtete
Kugel
direkte Anzeige des Härtewertes
für mittelharte und weiche Werkstoffe
ungehärtete Stähle
CuZn-Legierungen
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Härteprüfverfahren
S. 195, Abb. 3.2
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Seite 98
Kerbschlagbiegeversuch: Einfluss des Kristallgitters auf
Kerbschlagarbeit
Kerb-
schlag-
arbeit
AV in J
Temperatur
Hochlage
Steilabfall
Stahl (krz-Gitter)
Stahl (kfz-Gitter)
Tieflage
Übergangstemperatur TÜ
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
S. 200, Abb. 3.1.44
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Seite 99
Kerbschlagbiegeversuch:
Av-T-Kurve, Einflussfaktoren auf den Steilabfall
Av
T
Tieflage
Hochlage
Steilabfall
Zähbruch
Sprödbruch
Mischbruch
Av-T-Kurve (krz, hex)Richtung der
Verschiebung
des Steilabfalls mit wachsender
Kerbschärfe (s. Bsp.)
Kerbtiefe
Probenbreite
Probenlänge (zw. den Auflagern)
Kohlenstoffgehalt (s. Bsp.)
Kaltverformung, Alterung
Gefügeänderung, Festigkeit (s. Bsp.)
Schlaggeschwindigkeit
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
S. 202, Abb. 3.1.48