Grundpraktikum II Versuchsreihe:

Materialwissenschaft

Alterung B405

Stand: 21.3.2012 Ziel des Versuchs: Es ist die Alterungsanfälligkeit eines Werkstoffs in Abhängigkeit von der Auslagerungstemperatur und -zeit zu überprüfen.

Inhalt 1 EINLEITUNG 1 2 GRUNDLAGEN 1

2.1 Reckalterung 1 2.2 Statische Reckalterung 1

2.2.1 Dynamische Reckalterung 5 2.3 Abschreckalterung 8

3 TECHNISCHE BEDEUTUNG 11 4 VERSUCHSDURCHFÜHRUNG 13

4.1 Geräte 13 4.2 Proben 13 4.3 Versuchsablauf 13

4.3.1 Reckalterung 13 4.3.2 Abschreckalterung 14

5 VERSUCHSAUSWERTUNG 14 7 LITERATUR 15

B405: Alterung

1 Einleitung Unter Alterung versteht man im Allgemeinen eine zeitliche, häufig unerwünschte Veränderung der Materialeigenschaften (Härtesteigerung, Versprödung, Erweichung usw.). Auf metallische Werkstoffe bezogen bedeutet Alterung eine temperatur- und zeitabhängige Eigenschaftsänderung z.B. nach Verformung und Wärmebehandlung. Im Falle von Stahl führt sie zu deutlich verschlechterter Plastizität bzw. Verarbeitbarkeit. So können bei bestimmten Stählen die Streckgrenze, Zugfestigkeit, Bruchdehnung und -einschnürung, Härte, Kerbschlagzähigkeit, aber auch elektrische und magnetische Kenngrößen durch Alterung verändert werden. Man unterscheidet zwischen natürlichem Altern, das bei Raumtemperatur ohne Einwirkung anderer Einflüsse stattfindet, und dem künstlichen Altern bei höheren oder tieferen Temperaturen. Beides wird den thermischen Verfahren zugeordnet. Ein durch Glühen, Abschrecken und Auslagern hervorgerufener Alterungsprozess wird als Abschreckalterung bezeichnet. Findet die Alterung infolge von Verformung und Auslagerung statt, so spricht man von Verformungs- oder Reckalterung.

2 Grundlagen

2.1 Reckalterung Metallische Werkstoffe besitzen einen elastischen Dehnungsbereich mit spezifischem Elastizitäts-modul und in der Regel einen plastischen Verformungsbereich. Die plastische Verformung beruht auf der Erzeugung und Bewegung von Versetzungen. Diese treten bevorzugt in den dichtest gepackten Netzebenen (Gleitebenen) auf: Im kfz - Gitter sind dies die {111}- Ebenen, im krz - Gitter die {110}-, {112}- und {123}- Ebenen. Durch verschiedene Mechanismen werden neue Versetzungen erzeugt. Die Versetzungsdichte kann dadurch von 106 cm/cm3 auf maximal 1012 cm/cm3 steigen. Der Übergang von elastischer zu vorwiegend plastischer Verformung erfolgt entweder kontinuierlich oder diskontinuierlich. Im ersten Fall wird der Übergang durch die Dehngrenze Rp 0.2 bzw. die technische Elastizitätsgrenze Rp 0.01 gekennzeichnet (z.B. reine kfz - Metalle). Im zweiten Fall, der für krz - Metalle typisch ist, existiert eine Streckgrenze. Mit Erreichen der oberen Streckgrenze ReH ist der Hook’sche Verformungsbereich abgeschlossen. Der Werkstoff beginnt zu fließen. Hier bleibt die Spannung bei zunehmender Dehnung konstant oder fällt ab, so dass eine Unterscheidung zwischen oberer und unterer Streckgrenze (ReH bzw. ReL) sinnvoll wird.

2.2 Statische Reckalterung Das Auftreten einer Streckgrenze beruht in erster Linie darauf, dass die Bewegung der vorhandenen Gleitversetzungen (d.h. in Gleitebenen mit einer Schubspannung τ > τ krit bewegliche Versetzungen) durch innere Spannungen behindert wird; gelöste Fremdatome verstärken diesen Effekt. Die Verzerrungsenergie, die aufzuwenden ist, um Atome mit einem vom Grundmetall abweichenden Radius im Matrixgitter zu lösen, lässt sich dadurch senken, dass sie statt auf Gitter- bzw. Zwischengitterpositionen in bereits verzerrten Bereichen des Gitters angeordnet werden. Interstitiell gelöste Fremdatome wandern daher bevorzugt in expandierte Gitterbe- reiche von Stufenversetzungen und bilden entlang der Versetzungslinien Fremdatom- oder Cottrellwolken (Abb. 1)

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Abb. 1: Schnitt durch eine Cottrell- Wolke an einer Stufenversetzung, schematisch (aus Bergmann)

Aufgrund elastischer Wechselwirkungen zwischen Versetzungen und Fremdatomen benötigt man für das Losreißen derart blockierter Versetzungen eine höhere Spannung als für ihre Gleitbewegung. Die erhöhte Spannung wird zuerst dort erreicht, wo durch Mikrodefekte eine Spannungsspitze entstanden ist. Daraufhin werden in einem lawinenartigen Vorgang lokal Versetzungen erzeugt, die sich losreißen, gleiten und einen Bereich verfestigen. Im verfestigten Bereich erhöht sich die Spannung, die Losreißprozesse in benachbarten Bereichen in Gang setzt, d.h. die plastische Verformung beginnt nicht gleichmäßig im gesamten Werkstoffvolumen, sondern nach und nach in einzelnen Bereichen. Die Versetzungen treten längs ihrer Gleitebenen in Form von Oberflächenstufen aus; mehrere be-nachbarte Stufen sind auf polierten Oberflächen als Gleitbänder oder Lüdersbänder zu sehen. Bei makroskopisch konstanter Spannung breiten sich die Lüdersbänder nun über das gesamte Werk-stoffvolumen aus; dieser Lüdersdehnbereich εL ist durch zahlreiche Zacken in der Spannungs-Dehnungs-Kurve gekennzeichnet. Unmittelbar danach liegen Cottrellwolken- freie Versetzungen bei insgesamt erhöhter Versetzungs-dichte vor. Die weitere Verformung und Verfestigung läuft bis zum Erreichen der Zugfestigkeit Rm ab. Das Prinzip der Reckalterung lässt sich wie folgt darstellen: Wird eine Zugprobe über den Bereich der Lüdersdehnung εL hinaus verformt, entlastet und anschließend bei einer Temperatur T eine Zeit t ausgelagert, so setzt beim erneuten Anlegen einer einachsigen Zugspannung die plastische Deformation erst bei einer um ∆σ erhöhten Spannung ein (Abb. 2). Wird nach der Entlastung dagegen sofort eine Zugspannung angelegt, so beginnt die messbare plastische Verformung bei einer etwas kleineren Spannung als sie bei der Vorverformung erreicht wurde, ohne dass ein Lüdersbereich auftritt. Die Erhöhung der zur Verformung notwendigen Fließspannung stellt eine Streckgrenzenerhöhung dar; sie beruht darauf, dass sich um die bei der Vorverformung gebildeten Gleitversetzungen durch Diffusion neue Cottrell - Wolken gebildet haben.

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Abb. 2: Auswirkungen der Reckalterung auf das Spannungs-Dehnungs-Diagramm (aus Macherauch)

Es handelt sich um einen Alterungsprozess, da die Bildung der Cottrell - Wolken zeitabhängig ist und aufgrund der Verankerung von Versetzungen mit einer Versprödung verbunden ist. Der Begriff Reckalterung weist darauf hin, dass der Alterungseffekt durch die vorangehende Ver-formung (Recken), d.h. die Erzeugung einer Vielzahl von Versetzungen, wesentlich verstärkt wird. Für die Bildung von Fremdatom - Wolken um Versetzungen der Dichte ρV gilt: n t n A Dt k TV( ) ( )= α ρ0

23 , ( 1 )

mit D D e Q k T= −

0/ , ( a )

• n(t): Konzentration der Fremdatome zur Zeit t • n0: Konzentration der Fremdatome in der Matrix • α: Konstante • A: Größe zur Charakterisierung der elastischen Wechselwirkung zwischen Fremdatomen und

Versetzung Güte der Korrekturmodelle • k: Boltzmann- Konstante • D: Diffusionskoeffizient • D0: Materialkonstante • Q: Aktivierungsenergie

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Die relative Konzentrationsänderung n(t)/n0 ist in erster Näherung der Spannungserhöhung ∆σ proportional. Daraus folgt: ∆σ α ρ= ( / )A Dt k T 2

3 , ( 2 ) Der Grad der Vorverformung beeinflusst über die Versetzungsdichte ρV die Alterungsgeschwindig-keit, so wird die Reckalterung mit erhöhtem Reckungsgrad beschleunigt. Bei konstanter Aus-lagerungstemperatur nimmt ∆σ linear mit t2/3 zu.

Abb. 3: Spannungserhöhung ∆σ in Abhängigkeit von der Alterungsdauer für verschiedene Temperaturen (aus Macherauch)

Abb. 3 zeigt, dass die Spannungserhöhung ∆σ mit zunehmender Alterungszeit t um so stärker ansteigt, je höher die Temperatur T ist. Bei genügend hoher Temperatur fällt ∆σ nach Erreichen eines Maximums wieder ab. Mit zunehmender Temperatur verschieben sich die Kurvenmaxima zu kürzeren Zeiten, da die zuge-hörigen Diffusionsvorgänge stark zeit- und temperaturabhängig sind. Dabei ist folgendes zu beachten: Sind die Versetzungslinien mit Fremdatomen gesättigt, so können sie dort Ausscheidungen bilden, welche die Versetzungen weniger stark als Fremdatom- Wolken verankern; im Falle von Stahl handelt es sich um Karbidausscheidungen. Dieses mit der Abnahme von ∆σ verknüpfte Phänomen wird als Überalterung bezeichnet. In legiertem Stahl wirken sich die Legierungselemente dahingehend aus, dass sie die Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlenstoffs

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verringern oder ihn durch die Bildung von Sonderkarbiden dem Fe-Gitter entziehen. Dadurch verlängert sich die Auslagerungszeit bzw. bleibt die erreichbare Spannungserhöhung geringer. Mit zunehmender Auslagerungstemperatur wird nicht nur die Streckgrenze angehoben, sondern die Spannungs-Dehnungs-Kurve nach abgeschlossener Lüdersdehnung aufgrund der zusätzlich erzeugten Versetzungen zu höheren Spannungen verschoben. Die Reckalterung kann generell an krz - Metallen mit interstitiell gelösten Fremdatomen beobachtet werden. Dies ist nicht nur Stahl mit niedrigem, bis mittlerem C - Gehalt, sondern auch kohlenstoffhaltige Metalle wie Vanadium, Chrom, Molybdän oder Nickel. Gelöster Sauerstoff in Vanadium oder in Niob zeigt das gleiche Phänomen. Ein Beispiel für einen kfz– Einlagerungsmischkristall ist Nickel mit gelöstem Wasserstoff. Auch in Substitutionsmischkristallen wie bestimmten Legierungen auf Aluminium-, Kupfer- oder Nickelbasis kann die Fließspannung entsprechend erhöht werden. In α - Messing diffundieren Zinkatome infolge der Verformung und Auslagerung über Leerstellen an die Versetzungslinien und blockieren diese. 2.2.1 Dynamische Reckalterung Wird ein unlegierter Stahl nach dem Recken entlastet und sofort wieder belastet, so tritt bei Raum-temperatur keine ausgeprägte Streckgrenze auf, da die Zeit zur Bildung von Cottrell-Wolken nicht ausreicht. Bei genügend hoher Temperatur ist der Verlauf der Spannungs-Dehnungs-Kurve ebenfalls kontinuierlich; die eingelagerten Kohlenstoffatome besitzen in diesem Fall eine derart große Beweglichkeit, dass erst gar keine Fremdatomwolken entstehen können. Zwischen beiden Temperaturen existiert ein Bereich (Bereich der Blauwärme), in dem Verformung und Alterung gleichzeitig ablaufen können: Hier reicht die Diffusionsgeschwindigkeit der Fremdatome aus, um schon während der plastischen Verformung erzeugte bzw. losgerissene Versetzungen mit Hilfe der Cottrell-Wolken zu verankern. Die zugehörigen Spannungs-Dehnungs-Kurven zeigen oberhalb einer kritischen plastischen Dehnung εI einen unregelmäßigen gezackten Verlauf (Abb. 4), da sich die Streckgrenze aufgrund der Wechselwirkungen zwischen Gleitversetzungen und Fremdatomen ständig neu entwickelt: Im Wechsel steigt bis zum Losreißen der Versetzungen die Spannung, um dann während der Bildung von Cottrell-Wolken wieder abzufallen. Man bezeichnet diese Erscheinung als dynamische Reckalterung oder nach ihren Entdeckern als Portevin–Le Chatelier-Effekt. Der Beginn der dynamischen Reckalterung (Abb. 4) verschiebt sich mit zunehmender Temperatur zu geringeren plastischen Dehnungen εp , d.h. je höher die Temperatur liegt, desto kleiner ist die kritische plastische Dehnung εI (Abb. 4a). Dagegen nimmt εI mit wachsender Dehnungsgeschwin-digkeit ε zu (Abb. 4b).

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Abb. 4: Zusammenhang zwischen Spannung und plastischer Dehnung für GGV30 bei a) verschiedenen Temperaturen b) verschiedenen Dehnungsgeschwindigkeiten

(aus Macherauch)

Damit dynamische Reckalterung auftreten kann, muss die Diffusionsgeschwindigkeit der Fremd-atome vD ungefähr mit der mittleren Geschwindigkeit der Gleitversetzungen v übereinstimmen: v v DD= ~ , ( 3 ) Dabei ist vD dem Diffusionskoeffizienten proportional. Auch muss zur Einhaltung einer bestimmten plastischen Dehnungsgeschwindigkeit ε eine ent-sprechende Versetzungsdichte vorhanden sein: ε ρ~ ⋅v , ( 4 ) Aus den Gleichungen (3) und (4) folgt als Vorraussetzung für die dynamische Reckalterung ε ρ~ ⋅ D , ( 5 ) Für Einlagerungsmischkristalle gilt die Bedingung ε ρ ε β= ⋅ ⋅ = ⋅ ⋅ −c D c eI

Q RT1 1

/ , ( 6 ) mit den Konstanten c1 und β mit der Annahme, dass ρ ε β~ I ist. Die logarithmierte Gleichung lautet TkQßc I ⋅−⋅+⋅=⋅ /lnlnln 1 εε , ( 7 )

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Trägt man für eine konstante Temperatur ln ε gegen ln εI auf (Abb. 5a), so lässt sich die Konstante β aus der Steigung der Geraden berechnen. Trägt man für eine konstante Dehnungsgeschwindigkeit 1/kT gegen ln εI auf ((Abb. 5b), so ergibt sich aus der Steigung Q/β und daraus Q.

Abb. 5: Einfluss a) der Dehnungsgeschwindigkeit und b) der Temperatur auf den Einsatzpunkt der dynamischen Reckalterung (kritische plastische Dehnung) von

GGV30 (aus Macherauch)

Im Falle von Substitutionsmischkristallen muss berücksichtigt werden, dass in dicht gepackten Metallen die Diffusion der Legierungsatome ausschließlich über den Leerstellenmechanismus erfolgt. Daher ist der Diffusionskoeffizient in erster Linie von der Leerstellenkonzentration cL und der Temperatur abhängig: D c eL

Q kT~ /⋅ − , ( 8 ) c eL th

Q kt,

/~ − , ( 9 ) Die Leerstellenkonzentration umfasst einen thermisch bedingten Anteil (vgl. M 4) und einen Anteil, der durch Verformung unterhalb der Versetzungslinien erzeugt wird: c mL

m, ~ ,ε ε 1 2< < , ( 10 )

Da bei nicht zu hohen Temperaturen cL,ε überwiegt, so gilt nach den Gleichungen (5), (8), (10): ε ρ ε εβ= ⋅ ⋅ = ⋅ ⋅ ⋅ −c D c eI I

m Q kT2

/ , ( 11 ) Die logarithmierte Form lautet: ( ) TkQßmc I ⋅−⋅⋅++⋅=⋅ /lnlnln 2 εε , ( 12 )

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Trägt man für eine konstante Temperatur ln ε gegen ln εI auf (Abb. 6a), so lässt sich aus der Steigung m + β ermitteln. Trägt man für eine konstante Dehnungsgeschwindigkeit 1/kT gegen ln ε auf (Abb. 6b), so ergibt sich aus der Steigung Q/m+β . Zusätzlich wird anhand der Diagramme der Einfluss der Korngröße verdeutlicht: Mit zunehmendem Korndurchmesser d verschiebt sich die kritische plastische Dehnung εI zu größeren Werten.

Abb. 6: Einfluss a) der Dehnungsgeschwindigkeit und b) der Temperatur auf die kritische plastische Dehnung von CuZn28. Die Symbole bezeichnen die

aufgeführten Korndurchmesser d (aus Macherauch).

2.3 Abschreckalterung Die Abschreckalterung der Stähle stellt eine typische Ausscheidungshärtung dar (vgl. M 4, M 17). Sie beruht auf der stark rückläufigen Löslichkeit des α-Fe für Kohlenstoff, wenn von einer Temperatur T ≤ Ac1 auf Raumtemperatur (RT) abgeschreckt wird: Bei 723 °C beträgt sie 0.02 %, bei RT ≈ 10-7 %. Während der darauffolgenden Auslagerung des übersättigten α-Fe bilden sich unregelmäßig geformte Ausscheidungen des ε-Karbids Fe2.4C mit 8.2 Masseprozent Kohlenstoff. Analoges gilt für Stickstoff. Das Wachstum der ausgeschiedenen Teilchen hängt von den Faktoren Auslagerungstemperatur und -zeit, C-Übersättigung und dem Gehalt an Legierungselementen ab.

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Abb. 7: Veränderung der mechanischen Kennwerte in Abhängigkeit von der Auslagerungszeit für Thomasstahl. Es wurde von 710°C abgeschreckt. (aus

Eckstein)

Aufgrund von Wechselwirkungen zwischen Versetzungen und den ausgeschiedenen Teilchen wird ein Widerstand des Werkstoffs gegen Verformung aufgebaut, den man als Teilchenhärtung bezeichnet. Dadurch erhöhen sich im Laufe der Auslagerung die Zugfestigkeit und Streckgrenze; die Bruchdehnung, Brucheinschnürung und Kerbschlagarbeit dagegen werden geringer (Abb. 7). Mit steigendem C-Gehalt und konstanter Auslagerungstemperatur wächst entsprechend der zunehmenden Übersättigung die Dichte der Karbidkeime. Wird die Temperatur erhöht, so verläuft die Abschreckalterung rascher: Zwar nimmt die Über-sättigung und damit die Keimdichte ab, jedoch erfolgt das Keim-/Teilchenwachstum aufgrund der höheren Diffusionsgeschwindigkeit schneller. Nach abgeschlossener Ausscheidung des Kohlenstoffs findet bei der weiteren Auslagerung eine Koagulation der Teilchen statt, d.h. ein Wachstum der größeren unter Auflösung der kleineren Ausscheidungen. Dieser als Überalterung bezeichnete Prozess führt zur Festigkeitsabnahme und rückläufigen Entwicklung der genannten Kennwerte. Abb. 8 zeigt, dass das Maximum der Streckgrenze bei erhöhter Temperatur eher auftritt, aufgrund der Koagulation aber deutlich geringere Werte erreicht.

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Abb. 8: Änderung der ausgeschiedenen Karbidmenge und der Streckgrenze mit der Auslagerungszeit bei 40°C (oben), 65°C (Mitte) und 130°C (unten) (aus

Eigenschaften und Anwendungen von Stählen)

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3 Technische Bedeutung Die Alterungsempfindlichkeit von Stahl wird in erster Linie anhand des Kerbschlagbiegeversuchs (vgl. M506) an künstlich gealterten Proben geprüft. Ein Maß für die Alterungsempfindlichkeit ist dabei die Verlagerung der Übergangstemperatur zu höheren Temperaturen. Die statische Reckalterung wird z. B. bei der Herstellung hochfester Stabstähle für Spannbeton ausgenutzt. Nach der Verformung um etwa 1% und Auslagerung bei 250°C zeigt das Material eine deutlich erhöhte Streckgrenze. Ein weiteres Beispiel ist die Herstellung von wassergehärtetem Federdraht. Alterungsprozesse spielen für die Kaltumformung eine große Rolle. Bei kaltgewalzten Blechen und Bändern z.B. in der Automobilindustrie ist die Eignung zum Tiefziehen ein wichtiges Gütemerkmal. Nach dem Rekristallisationsglühen weisen kaltgewalzte Bleche aufgrund der blockierten Versetzungen eine ausgeprägte Streckgrenze und einen Lüdersbereich auf. Beim Tiefziehen würde durch ungleichmäßig einsetzende Verformung die Oberflächengüte und Festigkeit beeinträchtigt. Daher dressiert man das Blech nach dem Glühen zunächst, d.h. unterzieht es einer ca. einprozentigen Verformung durch Kaltwalzen, um neue frei bewegliche Versetzungen zu erzeugen. Zur Vermeidung erneuter Alterungserscheinungen, wie sie in Abb. 9 dargestellt sind, empfiehlt es sich, die dressierten Bleche möglichst kurz bei niedrigen Temperaturen zu lagern. Um an kaltgewalzten Stahlblechen eine Abschreckalterung zu umgehen, müssen Wärmebehand-lungen so durchgeführt werden, dass der zwangsgelöste Kohlenstoffanteil nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur eine kritische Konzentration nicht übersteigt.

Abb. 9: Einfluss einer Kaltverformung von 1.2 % und nachfolgender Auslagerung bei RT auf die mechanischen Eigenschaften von Feinblech aus weichem

unberuhigtem Stahl. (aus Eckstein; die rechts unten aufgetragene Streckgrenzendehnung entspricht der elastischen Dehnung)

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Daher wurden für verschiedene Werkstoffe kritische Abkühlungskurven erstellt, aus denen sich die zugehörige kritische Abkühlgeschwindigkeit ermitteln lässt. Auf diese Weise ist die Abkühlung nach einer Wärmebehandlung so zu steuern, dass eine Gleichgewichtskonzentration des Kohlenstoffs nicht überschritten wird. Eine Überalterungsbehandlung wird dann angewendet, wenn Festigkeitserhöhungen und Plastizitätsverluste sicher vermieden werden sollen. Ziel ist hier die weitgehende Ausscheidung von Kohlenstoff (und Stickstoff). Nach dem Glühen bei Temperaturen im α+γ - Bereich bzw. zur Rekristallisation unterhalb von Ac1 erfolgt eine beschleunigte Abkühlung mittels Gas-Jet-Kühlung, Gas-Wasser-Sprühkühlung oder Abschrecken im kalten Wasser (Abkühlgeschwindigkeit 5-50, 80-300 bzw. 1000K/s). Es schließt sich eine gezielte Überalterungsbehandlung zur Ausscheidung von Partikeln einer Größe an, die weder Festigkeit noch Plastizität ungünstig beeinflussen dürfen. Günstige Temperaturen zur Überalterung liegen zwischen 290 und 430°C bei Glühzeiten von wenigen Minuten. Für dieses Verfahren eignen sich weiche unlegierte Stähle, hochfeste niedriglegierte Bänder, weichmagnetische Bänder, Weißband u.a.. Alterungserscheinungen können u. U. durch metallurgische Maßnahmen verhindert werden: Der Gehalt an gelöstem Kohlenstoff wird z. B. durch Vakuumentkohlung so weit reduziert, dass die Alterung unterbleibt. Außerdem führt die Zugabe bestimmter Elemente zur Bindung des noch gelösten Kohlenstoffs: Mikrolegierte Sondertiefziehstähle enthalten starke Karbid- und Nitridbildner wie Niob oder Titan. Derart behandelte Stähle weisen - falls beide Methoden kombiniert werden - keinerlei Reck- und Abschreckalterung auf.

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4 Versuchsdurchführung

4.1 Geräte • Probenstanze • Universalprüfmaschine 100kN • Trockenschränke T6030, Wärmeumluftofen WU 6100 • Metallmikroskop MeF3A

4.2 Proben Bake - hardening - Stahlblech ZStE 180 BH mit folgender Zusammensetzung in Gew. %:

C Mn P S Si Cu Al N Cr Ni 0.006 0.23 0.040 0.008 0.006 0.011 0.042 0.0026 0.026 0.023

Die Bleche liegen als unbehandeltes Kaltband der Maße 80•300 mm fertig vorbehandelte (gealterte) Zugproben vor. C15 mit polierter und geätzter Oberfläche

4.3 Versuchsablauf 4.3.1 Reckalterung Führen Sie selbständig eine Alterungsbehandlung an Stahlblech durch! Dazu stehen 4 Blechstreifen zur Verfügung. Stanzen Sie aus den gefetteten Blechen Zugproben aus und nummerieren Sie die gereinigten Proben (Reißnadel). Anschließend sind sie in der Zugmaschine um 8% zu dehnen und wieder auszuspannen. Lagern Sie nun 3 Proben in den vorgeheizten Öfen aus. Folgende Behandlungszustände sind zu erzeugen:

Probe Vordehnung Auslagerung 1 8 % -- 2 8 % 25 Min. 120° 3 8 % 25 Min. 170° 4 8 % 25 Min. 250°

Bestimmen Sie die mechanischen Kennwerte der Proben. Es stehen fertige Blechproben zur Verfügung, die bereits vorgedehnt bzw. ausgelagert wurden:

Probe Vordehnung Auslagerung 5 -- -- 6 -- 25 Min. 170° 7 2 % 25 Min. 90° 8 2 % 25 Min. 120° 9 2 % 25 Min. 150° 10 2 % 25 Min. 170° 11 2 % 25 Min. 200° 12 2 % 25 Min 250°

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Die mechanischen Kennwerte dieser Proben sind ebenfalls aufzunehmen! 4.3.2 Abschreckalterung Es liegen 4 Proben des Einsatzstahls C 15 bereit, die einer Abschreckalterung unterzogen wurden: Nach dem Glühen bei 900°C (30 Min.) wurden sie in Wasser abgeschreckt und jeweils 60 Min. bei 200, 300, 400 bzw. 500 °C ausgelagert. Führen Sie eine Gefügebetrachtung durch!

5 Versuchsauswertung Stellen Sie die Veränderung der Kennwerte (Streckgrenze ReH, Zugfestigkeit Rm und

Bruchdehnung A) für die jeweilige Vordehnung in Abhängigkeit von der Auslagerungstemperatur graphisch dar, dabei sollten die Kennwerte beider Vordehnungen zum besseren Vergleich in einem Diagramm erscheinen. Sie erhalten insgesamt 6 Kurven.

Die Ergebnisse sind mit Hilfe der im Werkstoff ablaufenden Prozesse zu diskutieren! Erläutern Sie den Zusammenhang zwischen dem beobachteten Gefüge der gealterten Proben

und den Alterungsbedingungen.

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7 Literatur • W. Bergmann: Werkstofftechnik, Teil 1: Grundlagen, Hanser Verlag,

München (1989)

• H. Böhm: Einführung in die Metallkunde, BI Wissenschaftsverlag, Mannheim (1992)

• W. Dahl (Hrsg.): Eigenschaften und Anwendungen von Stählen, Band 1: Grund- lagen, Verlag der Augustinus Buchhandlung, Aachen (1993)

• H.-J. Eckstein: Technologie der Wärmebehandlung von Stahl, Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie, Leipzig (1987)

• E. Macherauch: Praktikum in Werkstoffkunde, Vieweg Verlag, Braunschweig (1992)

• F. Vollertsen/ S. Vogler: Werkstoffeigenschaften und Mikrostruktur, Hanser Verlag, München (1989)

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