R - IW

Wiederholung
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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 1
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 2
Atomaufbau
4 Strukturebenen der Materie:
Atom(-hülle)
S. 11
10-10 m
(1 Å Ångström)
10-9 m
(1 nm Nanometer)
Bindungsstruktur zwischen den Atomen
10-6 m
(1 µm Mikrometer)
Mikrostruktur
10-3 m
(1 mm Millimeter)
100 m
Makrostruktur
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 3
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.
S. 14
Aber: Bei der Lichtemission von angeregten
Atomen werden diskrete Linienspektren
beobachtet.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 4
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 5
Ionenbindung
Ionenbindung
Voraussetzung: Unterschiedliche Atomarten
Beispiel: Kochsalz
S. 23
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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 6
Metallbindung
Metallbindung
Elektronengasmodell: Die Metallatome geben ihre Valenzelektronen an
ein „Elektronengas“ ab, das die Atome gleichmäßig umgibt.
S. 24
keine Vorzugsrichtung in der Bindung
Metallkristalle sind dicht gepackt
Metallkristalle haben eine gute elektrische Leitfähigkeit
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 7
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
S. 25
relativ kleine Bindungsenergien (niedriger Schmelzpunkt)
schlechte elektrische Leiter
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 8
Metallische Werkstoffe, Elementarzellen (EZ)
 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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 9
S. 27
Packungsdichte der kubisch primitiven (kp) EZ
4
a3
3
Vk  Dz     R   
3
6
Vk
a3 1 
 P      3   0,524  52%
V
6 a
6
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
S. 28
= Koordinationszahl = Anzahl der Atome, die zu einem zentralen Atom den
kürzesten Abstand haben (im kp-Gitter: 6)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 10
Packungsdichte der kubisch raumzentrierten (krz) EZ
S. 29
1
R   3  a  0,433  a
4
Dz  8  1  1  2
8
k 8
3
V
4
1
4
1
 1 1
 P  k  Dz     R 3  3  2       3  a   3   3    0,680  68%
V
3
3
8
a
4
 a
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 11
Packungsdichte des kubisch flächenzentrierten (kfz) Gitters
S. 30
1
R   2  a  0,354  a
4
k  kmax  12
3
Dz  8  1  6  1  4
8
2
V
4
1
4
1
 1 1
 P  k  Dz     R 3  3  4       2  a   3   2    0,740  74%  Pmax
V
3
3
6
a
4
 a
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 12
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 13
Wichtige Metalle mit krz- und kfz-Gitter
S. 31
 krz-Gitter: Cr
Mo
V
W
a-Fe
Ta
(Chrom)
(Molybdän)
(Vanadium)
(Wolfram)
(a-Eisen)
(Tantal)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 14
 kfz-Gitter: Al
(Aluminium)
Ag (Silber)
Au (Gold)
Cu (Kupfer)
Ni
(Nickel)
Pb (Blei)
g-Fe (g-Eisen)
Hexagonal dichtest-gepackte (hdp) EZ
S. 32
1
R  a
2
k  kmax  12
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 15
Dz  4  1  4  1  1  2
6
12
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 16
S. 33
Stapelfolge der kubisch dichtesten Packung (kdp = kfz)
S. 34
 Stapelfolge der kubisch dichtesten Packung: ABCABC
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 17
Stapelfolge der hexagonal dichtesten Packung (hdp)
S. 34
 Stapelfolge der hexagonal dichtesten Packung: ABAB
WK I, Folie 18, Kap. 2.1
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 18
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 19
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 20
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 21
Millersche Indizes – Allgemeine Beschreibung von Richtungen im Gitter

 Millersche Indizierung einer beliebigen Richtung (Vektor r ) 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]
Achse
Projektion

des Vektors r
Beispiel
x
a1 = u · a
u=3
y
b1 = v · b
v=4
z
c1 = w · c
w=2
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 22
S. 46
Millersche Indizes – Allgemeine Beschreibung von Ebenen im
Kristallgitter
 Millersche Indizierung einer beliebigen Ebene im Kristallgitter
– 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)
Achse
AchsenMillersche
Beispiel
schnittpunkte
Indizes
x
a1 = m · a
m=½
h=4
y
b1 = n · b
n=2
k=1
z
c1 = p · c
p=
l=0
S. 47
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 23
Wichtige Regeln der Millerschen Indizierung
z
Ebene (010)
schneidet
Atome ihrer EZ
zentral, Ebene
(020) gar nicht
 nicht
äquivalent!
(020)
S. 49, Abb. 2.2.7
(010)
y
x
–
–
–
–
in kubischen
Kristallsysteme
n: Richtungen
und Ebenen mit
gleichen
Indizes u, v, w
= h, k, l
senkrecht
zueinander!
z
(110)
y
x
[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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 24
Millersche Indizes
y
Richtungen
Ebenen
x
- benennen
- einzeichnen
z
Kap. 2.2
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 25
Einführung in Kristallgitterfehler/Gitterstörungen
 Realkristalle sind niemals fehlerfrei, sondern weisen Störungen der idealen
Struktur auf
 jede Störung des idealen Gitteraufbaus erzeugt ein bestimmtes
Spannungsfeld, Kristall bekommt höheren Energiegehalt
 Gitterbaufehler sind für positive mechanische Eigenschaften
metallischer Werkstoffe verantwortlich
 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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 26
Gitterstörungen/Gitterfehler
 Störung des idealen Gitteraufbaus hat zur Folge, dass angrenzende Atome
den Gleichgewichtsabstand nicht einhalten können. Sie befinden sich damit
auf einem höheren Energieniveau.
 Entstehung von Gitterbaufehlern :
– durch Störung des thermodynamischen Gleichgewichts bei Kristallentstehung
– im festen Kristall durch Energiezufuhr z.B. mechanische Verformung oder
Kernstrahlung
 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)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 27
Nulldimensionale Gitterfehler
0-dim.
nulldimensionale
Gitterfehler :
– Leerstellen (unbesetzte Gitterplätze)
– Zwischengitteratome
– Fremdatome
S. 51, Abb. 2.3.1
Leerstelle
Zwischengitteratom
 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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 28
Einlagerungsatome
Fremdatome auf Zwischengitterplätzen heißen
Einlagerungs- oder interstitielle Atome.
 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.
S. 53, Abb. 2.3.4
Einlagerungsatome (C in Fe)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 29
0-dim.
Substitutionsatome
0-dim.
 Fremdatome sind ebenfalls Fehler im Gitter.
Austausch- oder Substitutionsatome sind Fremdatome, die bei
Atomradiendifferenzen von höchstens 15 % Gitterplätze
einnehmen. Elemente sollten gleiche Gitterstruktur haben und
sich chem. affin zueinander verhalten.
 Prozess ist Voraussetzung für Legierungsbildung.
Beispiel sind Cu-Ni-Legierungen:
100 % Cu
50 % Cu
50 % Ni
100 % Ni
S. 52, Abb. 2.3.3
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 30
Eindimensionale Gitterfehler
1-dim.
eindimensionale Gitterfehler heißen Versetzungen
 man unterscheidet zwischen:
Stufenversetzung
S. 54
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 31
Schraubenversetzung
Bewegung von Versetzungen II
1-dim.
 Versetzungsbewegung bewirkt Abgleiten von zwei Kristallbereichen
gegeneinander
 makroskopisch: sehr geringe plastische Verformung des Werkstücks
 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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 32
Zweidimensionale Gitterfehler (Korngrenzen)
 kristalline Werkstoffe bestehen meist nicht aus einem einzigen Kristall, sondern aus
einem Verband vieler Kristallite (Körner), Orientierungen der Körner statistisch verteilt
(Großwinkel-) Korngrenze: Grenzbereich
zwischen Kristalliten mit Orientierungsunterschied
von mehr als 15 Grad
 Polykristallinität generell
erwünscht, wird zum Teil
durch aufwändige Verfahren
eingestellt
S. 58
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 33
2-dim.
Stapelfehler
Stapelfehler: Fehler in der Stapelfolge der dichtest gepackten
Gitterebenen
S. 59
 Stapelfehler enden an inneren oder äußeren Oberflächen
oder sind durch eindimensionale Defekte (= Versetzungen) begrenzt.
 Stapelfehlerenergie ist abhängig vom jeweiligen Kristall
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 34
2-dim.
Zwillingsbildung
2-dim.
Zwillingsgrenze:
Gitterbereich mit spiegelbildlicher Anordnung an Zwillingsebenen
Struktur und lichtmikroskopische Aufnahme von Zwillingsgrenzen (Stahl X5CrNi1810)
 Aufeinanderfolgen von zwei entgegengesetzten Stapelfehlern
 Auftreten nur bei Werkstoffen mit niedriger Stapelfehlerenergie, z.B. Kupfer
S. 60
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 35
Dreidimensionale Gitterbaufehler
Zu den dreidimensionalen Gitterbaufehlern zählen alle absichtlichen oder
unbeabsichtigten räumlichen Störungen:
3-dim.
– Risse, Poren, Einschlüsse (unbeabsichtigt, z.B. Gießprozess)
– Ausscheidungen (erwünschte Anteile zweiter Phasen)
Mikroriss
Ausscheidung
Einschluss
Quelle: RWTH Aachen
Mikropore
S. 60, Abb. 2.3.17
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 36
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 37
Diffusionsgesetz
J
dc
 j  D  A 
A
dx
 Das Fick´sche Diffusionsgesetz beschreibt
die Geschwindigkeit von Diffusionsprozessen:
S. 65
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 38
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]
Diffusionskoeffizient
 Diffusionskoeffizient D bestimmt bei zeitlich konstantem
Konzentrationsgradienten und gegebenem Diffusionsquerschnitt
die Diffusionsgeschwindigkeit
D  D0  e
(
Q
)
RT
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]
S. 65, 66
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 39
e
Q
( )
RT
Arrheniusgleichung
Diffusionsmechanismen
es existieren 3 grundsätzliche Platzwechselmechanismen in Festkörpern:
S. 68,
Abb.
2.4.8
Leerstellenmechanismus
direkter Platzwechsel
Zwischengittermechanismus
– 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)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 40
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
 @ 2 Atomdurchmesser
S. 69, Abb. 2.4.9
Korngrenzendiffusion
 eine Versetzung dient mit einem Querschnitt von (2b)2 als eindimensionaler
Transportweg mit erhöhter Diffusionsgeschwindigkeit
 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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 41
Zusammenfassung Diffusion
 Diffusion ist einzige Möglichkeit des Materialtransports in
kristallinen Werkstoffen
 Diffusion findet aufgrund von thermischer Anregung statt
 die Aktivierungsenergie ist proportional zur Schmelztemperatur
 das Fick‘sche Diffusionsgesetz beschreibt die Geschwindigkeit
von Diffusionsprozessen
 die wichtigsten Mechanismen sind Leerstellen- und Zwischengitterdiffusion,
sowie direkter Platzwechsel
 Diffusion läuft an der Oberfläche sowie an Gitterbaufehlern schneller ab
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 42
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:
Verformungen durch äußere
Kräfte gehen bei Entlastung
vollständig zurück (reversibel)
F
Plastische Verformung:
Nach Entlastung bleibt eine
Verformung bestehen
(irreversibel)
F
Bruch:
Äußere Kräfte bewirken eine
Werkstofftrennung (irreversibel)
F
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 43
S. 71, Tab. 2.6
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.
+
F= U/r
Fzug
r0 + r
Fzug
S. 71, 72, Abb. 2.5.1, 2.5.2
Kraft F
Fanz=-Fzug
r0
-
r0
Atomabstand r
r
Die Aufnahme äußerer Kräfte durch das Kristallgitter ist immer mit einer Verformung des
Gitters verbunden!
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 44
Bestimmung des Elastizitätsmoduls
Spannung 
Stahl E = 210 000 MPa
Magnesium E = 45 000 MPa
S. 73,
Abb.
2.5.4
Hook‘sche Gerade
Dehnung 
Die Bestimmung des Elastizitätsmoduls von Werkstoffen erfolgt im Zugversuch. Der

Elastizitätsmodul wird aus der Steigung der Hook‘schen Geraden ermittelt:
E

IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 46
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 47
Schubmodul, Kompressionsmodul
Schubbeanspruchung:
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)
Beanspruchung durch hydrostatischen Druck
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 = -KV/V.
S. 76
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 48
Kompressionsmodul:
K = E/(3 - 6n)
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 Bruchspannung : 150 MPa
Experimentell ermittelte Schubfestigkeit : 27,5 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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 49
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?
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 50
Übersicht Gleitsysteme
S. 80;
81,
Abb.
2.5.16
E {111}
R <110>
Struktur
Beispiel
Kubisch
flächenzentriert
kfz
Kubisch
raumzentriert
krz
Hexagonal
dichtestgepackt
hdp
Al, Cu,
γ-Eisen
kfz
Koordinationszahl
Cr, Mo,
α-Eisen
β-Ti
Mg, Zn,
α-Ti
E {110}
R <111>
Anzahl
der
Ebenen
Richtungen
pro Ebene
12
4
3
4*3=12
8
6
2
6*2=12
12
1
3
1*3=3
krz
E {0001}
R <1120>
Für das plastische Verformungsvermögen ist die Anzahl der Gleitrichtungen ausschlaggebend.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 51
Gleitsysteme
hdp
Verfestigungsmechanismen
Effekt
Hindernisarten
Dimensionen
Fremdatome
0 - dimensional
Mischkristallhärtung
R~ c
Versetzungen
1 - dimensional
Kaltverfestigung
R~ 
Korngrenzen
2 - dimensional
Kornfeinung
R~
Ausscheidungen
3 - dimensional
Teilchenhärtung
R  Rc, d )
S. 83, Tab. 2.8
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 52
Festigkeitsabhängigkeit
1
d
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 53
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 54
S. 86, Kap. 2.6.1
Definition Phase
Phasen sind von großer technischer Bedeutung, da sie gezielt eingestellt
werden können und somit die Eigenschaften von Werkstoffen definiert
verändern.
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
S. 93, Abb. 2.7.1, 2.7.2
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 55
Gibbs‘sche Phasenregel
Die Gibbs‘sche Phasenregel beschreibt die Relation zwischen der Zahl der
beteiligten Komponenten und der Zahl der unter Gleichgewichtsbedingungen
auftretenden Phasen.
 qualitative Beschreibung der Existenzbereiche
der Phasen im Gleichgewicht
 Zustandsbeschreibung eines heterogenen
Stoffsystems
p
A
flüssig
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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 56
fest
Tripelpunkt
gasförmig
T
S. 95, Abb. 2.7.5
Legieren und Legierungen
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.

Eine Legierung ist eine Mischung mindestens zweier chemischer Elemente,
von denen mindestens eines ein Metall sein muss.
Die Phasen (Komponenten) der Legierung sind:

Mischkristalle (z.B. Cu-Ni, Fe-Cr)

Intermediäre Phasen z.B. (Fe3C, TiN)

Nichtmetallische Phasen (z.B. Graphit in
Gusseisen, Silizium in AlSi-Legierungen)

Intermetallische Phasen (z.B. Al2Cu)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 57
Gefüge
Gefüge ist die Zustandsform eines Stoffes, in der Zusammensetzung, Struktur
und Eigenschaften unter Gleichgewichtsbedingungen konstant sind.
Das Gefüge ist durch die



Art
Form
Orientierung


Die Gefügebestandteile
Größe
Verteilung
der Gefügebestandteile charakterisiert.


Körner
Füllstoffe

sind durch die Korngrenzen bzw.
Phasengrenzen getrennt.
S. 100
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 58
amorphe Bereiche
Substitioneller- und interstitieller Mischkristall
Substitionsmischkristall
Interstitieller Mischkristall
(Austauschmischkristall)
(Einlagerungsmischkristall)
S. 102
z.B:
Durchmesser- f  d  0,41
Cu-Ni, Fe-Ni, Au-Ag, Au-Cu,Mo-W,
D
Fe-Cr, Ti-Zr
verhältnis:
(100% Löslichkeit unter den Bedingungen:
z.B: Kohlenstoff auf
Gleicher Gittertyp und Atomradiusdifferenz < 14%)
Zwischengitterplätzen in Eisen
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 59
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:
p
A
S. 95, Abb. 2.7.5
T
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 60
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
p
A
flüssig
fest
f = n – P +2 = 1 – 1 +2 = 2
Tripelpunkt
gasförmig
S. 95, Abb. 2.7.5
T
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 61
Zustandsdiagramm / Phasendiagramm
Das Phasendiagramm liefert Aussagen über die bei verschiedenen Temperaturen
und chemischen Zusammensetzungen vorliegenden Phasen von Legierungen.
Man unterscheidet:
Einstoffphasendiagramme
Zweistoffphasendiagramme
Dreistoffphasendiagramme
S. 105
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).
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 62
Zustandsdiagramme
Vollst. Unlöslichkeit im flüssigen und festen Zustand
Vollst. Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand
Eutektisches Zustandsschaubild
Vollst. Löslichkeit im Flüssigen und Teillöslichkeit im Festen
(einseitig)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 63
Hebelgesetz
Nähere Betrachtung des Erstarrungsverlaufes zwischen
Liquidus- und Soliduslinie:
Temperatur [°C]
Schmelze
Soliduslinie
T1
Liquiduslinie
b
Drehpunkt
mS
mK ∙ a = mS ∙ b
a-Mischkristall
A
fest
Hebel (Konode)
a
mK
flüssig
mk 
c1
c0
c2
Konzentration B
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 64
b
*m
a b
mit Gesamtmenge: m = ms + mk
S. 106, Abb. 2.8.3
Thermodynamisches Gleichgewicht
Die Zustandsdiagramme lassen sich thermodynamisch Das thermodynamische
herleiten und deuten. Bei fester Temperatur und
Gleichgewicht ist die
konstantem Druck wird das thermodynamische
Summe des
Gleichgewicht durch ein Minimum der freien
 mechanischen
Enthalpie G bzw. freien Energie F bestimmt:
 chemischen u.
thermischen
Gleichgewichts.

G=H–T*S
G = Gmin (T,p = const.)
F=U–T*S
F = Fmin
(T,V = const.)
G = freie Enthalpie
F = freie Energie
U = innere Energie
H = Enthalpie
T = Temperatur
S = Entropie
stabil
S. 114, Abb. links
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 65
metastabil
instabil
Dem thermodynamischen
Gleichgewicht analoge Arten
des mechanischen
Gleichgewichtes
Möglichkeiten zur Ermittlung eines
Zustandsschaubildes:
 Thermische Analyse
Aufnahme von Abkühlkurven
 Dilatometermessungen
Temp. in °C
Aufstellen von Zustandsschaubildern
1536
krz  - Fe
1392
kfz g - Fe
Messung von Längenänderungen
im festen Zustand beim Aufheizen
und beim Abkühlen
 Gefügebeobachtungen an Metallschliffen
Ermittelung der im festen Zustand
vorliegenden Phasen und Gefüge
Fe-Schmelze
911
paramagnet.
769 krz - a-Fe
ferromagnetisch
 Untersuchung der Mikrostruktur
Identifizierung unbekannter Phasen
mittels Röntgeninterferenz,
Transmissionselektronenmikroskopie
Zeit
Aufnahme einer Abkühlkurve
(Eisen-Schmelze)
S. 116, Abb. 2.8.12
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 66
Abkühlkurve Metall
Konstruktion des Phasendiagramms
(Beispielhaft am System mit vollständiger Löslichkeit im
flüssigen und vollständiger Unlöslichkeit im festen Zustand)
Liquidus- und Soliduslinie
entsprechen Phasengrenzen
Haltepunkt
1414°C
Temperatur [°C]
Temperatur [°C]
1400
Knickpunkt
Haltepunkt
835
flüssig
Liquiduslinie
flüssig + fest
835
fest
100
at% Si
10
at% Ag
30
at% Ag
Zeit
90
at% Ag
95
at% Ag
10
100 at%
Silizium
S. 117, Abb. 2.8.14
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 67
30
Soliduslinie
50
90
at% Ag
100 at%
Silber
Die wichtigsten Reaktionen im binären Zustandsdiagramm
Eutektisch
Sa +
Peritektisch
a +S
ga +
Eutektoid
S
S+a
a+
a+S
a+ 
a
g
a+
a +g
Peritektoid
S. 114, Tab. 2.9
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 68
S+
a+
g
S+

mögliche Klausurfrage, Zustandsdiagramme
Konstruieren Sie das den Abkühlkurven zugehörige Phasendiagramm und
bezeichnen Sie die charakteristischen Bereiche.
S
S+a
a
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 69
Änderung der Aggregatzustände
Plasma
Gas
Flüssigkeit
Festkörper
Fe  Fe++e-
Fe
Fe
Fe
T
20.000°C
T
2861°C
1536  T 
2861°C
T 1536°C
-
e
+
Fe
-
e
-
e
+
Fe
Fe+
-
e
+
Fe
+
Fe
e-
Ionen und
Elektronen
bewegen sich
unabhängig
Atome
bewegen
sich
unabhängig
Atome bewegen
sich unabhängig,
fluktuierende
Nahordnung
S. 125, Abb. 2.9.3
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 70
krz T<911°C
kfz T>911°C
krz T>1392°C
Atome sind
in einer
Gitterstruktur
fixiert
Übergang flüssig/fest
Im Allgemeinen nimmt beim Übergang in einen energetisch
stabileren Zustand die Teilchendichte zu.
Typische Volumenänderung beim
Erschmelzen von Metallen
 gasförmig: 1019 cm-3
 flüssig:
1022 cm-3
 fest:
1023 cm-3
Volumen V
Teilchendichte:
Volumenkontraktion
V durch Kristallisation
(nach Haasen)
S. 128, Abb. 2.9.6
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 71
TS
Temperatur T
Erstarrung von Metallen
 Keimbildungsarbeit
Es bilden sich feste Phasenbereiche mit thermodynamisch günstiger
Atomanordnung (Umwandlung in den festen Zustand).
 Keimwachstum
Bildung eines stabilen Keims und Vergrößerung zum Kristallit mit der Bildung
von Oberflächen zwischen den unterschiedlichen Phasenbereichen.
 Vergröberung (Kristallwachstum)
Die Entstehung des Korns durch die Anlagerung von Atomen an den
Kristallitoberflächen und deren Einbau in den Atomgitterverband durch
den Abbau von Oberflächenenergie (Verringerung).
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 72
Änderung der freien Enthalpie
homogene/heterogene Keimbildung
(nach Bergmann)
S. 131
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 73
Kristallwachstum
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.
S. 131
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 74
Erstarrungsvorgang bei Metallen
 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.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 75
Einflussfaktoren auf das Erstarrungsgefüge
Erstarrungseinfluss
Abkühlgeschwindigkeit
hoch
fein
niedrig
grob
homogen
Keimbildung
heterogen
Wärmefluss
Gefügeausbildung
geringe
Unterkühlung
hohe
Unterkühlung
wenig
Fremdkeime
grob
fein
grob
viel
Fremdkeime
fein
gerichtet stabil
z.B.
Kokillenwand
stengelförmig
ungerichtet stabil
z.B.
Kokilleninneres
globular
ungerichtet mit großer Unterkühlung
dentritisch
S. 134, Tab. 2.10
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 76
Erstarrung von Legierungen
 Die Erstarrung beginnt bei
Eintritt in das 2-Phasengebiet
(Erstarrungsintervall)
S + a.
 Sie ist bei Eintritt in den
Mischkristallbereich a
abgeschlossen.
S. 139
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 77
Erstarrung von Legierungen
 Die Erstarrung beginnt
bei Eintritt in das
2-Phasegebiet S + a
(Erstarrungsintervall).
 Sie ist bei Eintritt in
den Mischkristallbereich a
abgeschlossen.
 Aufgrund der abnehmenden Löslichkeit
für B nach Erreichen
der Phase-grenze
a/a wird die
intermetallische Phase
 im Mischkristall a
ausgeschieden.
S. 139
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 78
Erstarrung von Legierungen
 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.
S. 140
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 79
Erstarrung von Legierungen
 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.
S. 140
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 80
mögliche Klausuraufgabe, Erstarrungsfehler
Nennen Sie mindestens drei Erstarrungsfehler und erklären Sie
die Erscheinung, Ursache und mögliche Gegenmaßnahmen für einen dieser Fehlertypen!
S. 144, Tab. 2.11
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
Gasporosität
runde Poren in verschiedenen
Größen
Reaktion mit eingeschwemmten
Formstoffen, ausscheiden
gelöster Gase (N2, H2)
stabile, gasdurchlässige Formstoffe
Schmelzeentgasung vor dem Abguss
Oxideinschlüsse
dünne 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 Temperaturen, 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
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 81
thermische Kontrolle des
Erstarrungsprozesses,
Legierungsauswahl
Umwandlung im festen Zustand
Allotrope Umwandlungen
S. 146, Kap. 2.9.6
Temperaturabhängige Änderung der Gitterstruktur (z. B. krz-a-Eisen
bei 912 °C in kfz-g  Eisen)
Morphologieänderungen
Änderung der Gestalt der Kristallite bzw. Körner in Größe, Geometrie
und kristallographischer Ausrichtung (z. B. Rekristallisation/
Umformung)
Festphasenausscheidung
In der Festphase werden durch abnehmende Löslichkeit mit sinkender
Temperatur intermetallische Phasen ausgeschieden (Fe3C in FeCLegierungen, Mg17Al12 in MgAl-Legierungen)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 82
Allotrope Umwandlung
Allotropie oder Polymorphie ist das Vorkommen eines Elements in
mehreren, verschiedenen kristallinen Modifikationen oder verschiedenen Molekülstrukturen
Eisenumwandlung
Titanumwandlung
-Eisen
krz
-Titan krz
1394°C
882°C
g-Eisen kfz
912°C
a-Titan hdp
a-Eisen krz
S. 146, Abb. 2.9.30
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 83
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.
Temperatur
Umformung
versetzungsreiches
Gefüge
(kaltverformt)
Temperatur
Rekristallisation
S. 146, Abb. 2.9.31
Umformgrad [%]:
S. 148
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 84
Kornvergröberung
Festphasenausscheidungen
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).
Schmelze
S+a
  unterscheidet sich sowohl in der
chemischen Zusammensetzung als auch in
der Gitterstruktur von a.
 Die gleichmäßige Ausscheidung aus dem
Erstarrungsgefüge nennt man
„kontinuierliche Ausscheidung“.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 85
Masse %
S. 148, Abb. 2.9.34
Ausscheidungsmorphologie
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
S. 150
mit:
 zahlreichen,
 kleinen,
 runden,
 homogen verteilten Ausscheidungen erzielt.
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 86
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
Prinzipielles Zweistoffsystem
1600
Schmelze
1400
°C
800
Zementit
Eutektikum
Eisen
1000
(Ledeburit)
E
1200
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
S. 157, Abb. 2.10.1
600
400
0
0
1
2
20
3
40
4
60
5%C 6
80 % Fe3C
4,3 Ma.-%C
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 87
6,67
100
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
Löslichkeit von Kohlenstoff im Mischkristall
1600
Schmelze
-Fe
1400
°C
S+Z
1147 °C
1000
800
723 °C
a-Fe
600
Eutektikum
(Ledeburit)
g-Fe
Zementit
1200
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
400
0
0
1
2
20
0,02 Ma.-%C
3
40
2,06 Ma.-%C
4
60
5 %C 6 6,67
80 % Fe3C 100
4,3 Ma.-%C
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 88
S. 159, Abb. 2.10.4
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
Weitere Phasen
1600
(S+)
-Fe
Schmelze
 + g)
S+ g
S+Z
1147°C
g-Fe
1000
g +L
a+g
800
723°C
Perlit
a-Fe
600
Eutektikum
(Ledeburit)
1200
L+Z
Zementit
1400
C°
L+Z
P+L
400
0
0
1
20
0,02%C
2
3
40
2,06%C
4
60
4,3%C
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 89
5%C 6
80%Fe3C
6,67
100
S. 160, Abb. 2.10.6
Eisen-Kohlenstoff-Diagramm (Kap. 2.10)
Eutektoide Umwandlung des Austenits
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
1000
°C
g-Fe
800
723 °C
Perlit
a-Fe
600
400
0
untereutektoid
0,8 1 %C
2
übereutektoid
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 90
S. 165, Abb. 2.10.14
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)
Cr-Äquivalent =
Ni-Äquivalent =
%Cr + 2·%Si + 1,5·%Mo
+ 5·%V + 5,5·%Al + 1,75·%Nb
+ 1,5·%Ti + 0,75·%W
%Ni + %Co + 0,5·%Mn
+ 30·%C + 0,3·%Cu + 25·%N
S. 169
Gefüge von Eisen-Nickel-Chrom-Stählen (Schaeffler-Diagramm)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 91
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
E-Modul
Spannungs-Dehnungs-Verläufe

Hooke´sche Gerade


elastisch-plastische
Verformung

rein elastische
Verformung



E-Elastizitätsmodul
E


Anstieg der Hooke‘schen Geraden des Diagramms
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 92
Hooke´sche Gerade,
linear-elastischer Bereich

Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Spannungs-Dehnungs-Diagramm
Rm
Rm
Rp
Rp
Rm
Rp
Rp

Werkstoff mit
plastischem
Formänderungsvermögen

Werkstoff „ohne“
plastisches
Formänderungsvermögen
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 93
Vorverformungsgrad 
Verlauf von Festigkeit und
Streckgrenze in Abhängigkeit der
Höhe vorausgehenden
Kaltverformung
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Spannungs-Dehnungs-Diagramm
Schematische Darstellung der Spannungs-Dehnungs-Diagramme eines
Vergütungsstahls in Abhängigkeit von der Wärmebehandlung



gehärtet
(martensitisch)
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 94


vergütet (gehärtet
und angelassen)

normalgeglüht
(weich)
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Bruchformen
Normalspannungsbruch
Trichterbruch
Scherbruch
Mischbruch
duktiler
Bruch
Werkstoffeigenschaft
spröde
zäh/duktil
S. 177, Abb. 3.1.11
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 95
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Härteprüfverfahren
Härteprüfverfahren
Ritzhärteprüfverfahren
Eindringen
eines
Prüfkörpers
unter
(quasi)statisch
er Belastung
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 96
Eindringen
eines
Prüfkörpers
unter
dynamischer
Belastung
Feilhärteprüfverfahren
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Härteprüfverfahren
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
Diamantpyramide
universell einsetzbare Härteprüfung
für mittelharte und harte Werkstoffe
gehärteter Stahl,gehärtete
Randschichten, Gefügebestandteile
Rockwell
HRC
Diamantkegel
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

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)
S. 195, Abb. 3.2
 Härte ist der Widerstand den ein Werkstoff dem Eindringen eines härteren Prüfkörpers entgegensetzt
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 97
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Kerbschlagbiegeversuch: Einfluss des Kristallgitters auf
Kerbschlagarbeit
Kerbschlagarbeit
AV in J
Stahl (kfz-Gitter)
Stahl (krz-Gitter)
Hochlage
Steilabfall
Tieflage
S. 200, Abb. 3.1.44
Übergangstemperatur TÜ
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 98
Temperatur
Werkstoffprüfung (Kap. 3)
Kerbschlagbiegeversuch:
Av-T-Kurve, Einflussfaktoren auf den Steilabfall
Av-T-Kurve (krz, hex)
A
Richtung der
Verschiebung
des Steilabfalls
Hochlage
v
Zähbruch
mit wachsender
Kerbschärfe (s. Bsp.)
Steilabfall
Kerbtiefe
Probenbreite
Probenlänge (zw. den Auflagern)
Mischbruch
Schlaggeschwindigkeit
Tieflage
Kohlenstoffgehalt (s. Bsp.)
Sprödbruch
Kaltverformung, Alterung
T
Gefügeänderung, Festigkeit (s. Bsp.)
S. 202, Abb. 3.1.48
IW | Werkstoffkunde A | Stand 01/2016 | © PZH 2016
Seite 99

Download Report