Praktikum in Werkstoffkunde

Ordnet man alle natürlichen und alle künstlich erzeugten Elemente aufsteigend nach relativer Atommasse Ar so an, dass chemisch verwandte Elemente untereinander stehen, so ergibt sich das in Abb. 1.1 wiedergegebene so genannte Kurzperiodensystem der Elemente mit der Gruppenbezeichnung nach CAS (Chemical Abstract Services). Man erhält sieben waagerechte Zeilen (Perioden) und acht senkrechte mit römischen Ziffern bezeichnete Spalten (Gruppen), die ihrerseits die Hauptgruppenelemente (A) und die Nebengruppenelemente (B) umfassen. Während in Europa die Bezeichnung der Gruppen mit römischen Ziffern noch weit verbreitet ist, werden die Gruppen z. T. auch mit arabischen Zahlen durchnummeriert (IUPAC‐Konvention). Die Reihenfolge der Elemente wird durch die Ordnungszahl Z festgelegt. Sie ist identisch mit der Kernladung, d. h. Zahl der Protonen und Zahl der Elektronen der Elementatome. Das periodische System der Elemente spiegelt die Periodizität im Aufbau der Elektronenhülle der Elementatome wieder. Man gelangt zu dieser Ordnung jedoch nur, wenn die eingangs erwähnte Reihenfolge der relativen Atommassen zwischen den Elementen Ar (Z = 18) und K (Z = 19), Co (Z = 27) und Ni (Z = 28) und zwischen Te (Z = 52) und I (Z = 53) unterbrochen wird. Ferner ist nach La (Z = 57) den 14 Elementen der Lanthanreihe (Lanthanoide) und nach Ac (Z = 89) den 14 Elementen der sogenannten Actiniumreihe (Aktinoide) jeweils ein einziger Platz zugewiesen.

Die Metalle und Metall‐Legierungen, die in der Technik als Konstruktionswerkstoffe benutzt werden, sind aus relativ kleinen, gegeneinander unterschiedlich orientierten Körnern oder Kristalliten aufgebaut. Man spricht von Vielkristallen. Jedes ihrer Körner umfasst für sich eine dreidimensionale periodische Anordnung von Atomen, stellt also ein Raumgitter dar. Homogene Vielkristalle besitzen nur eine Kornart, heterogene dagegen mehrere. Gleichartige Körner sind durch sog. Korngrenzen, ungleichartige durch sog. Phasengrenzen voneinander getrennt. Die mittleren Linearabmessungen der Körner können von Bruchteilen eines µm bis zu mehr als 104 µm reichen. Selbst bei reinen Metallen sind die Körner, wie viele Untersuchungen gezeigt haben, nicht vollkommen regelmäßig und störungsfrei aufgebaut. Sie besitzen zwar (vgl. V1) über mikroskopische Bereiche hinweg eine kristallographisch regelmäßige Struktur, haben also im Mittel z. B. eine kubisch flächenzentrierte (kfz), kubisch raumzentrierte (krz) oder hexagonale (hex) Anordnung der Atome, können jedoch in submikroskopischen Bereichen mehr oder weniger starke Abweichungen (Fehlordnungen) von einem idealen Atomgitteraufbau zeigen. Man spricht von Gitterstörungen, deren Art und Häufigkeit durch Herstellung, Behandlung und Beanspruchung der Werkstoffe bestimmt werden. Auf der Beherrschung und gezielten Ausnutzung der Eigenschaften bestimmter Gitterstörungen beruhen viele Erfolge der modernen Werkstofftechnologie. Die auftretenden Abweichungen von der strengen dreidimensionalen Periodizität der Atomanordnung in einem Raumgitter lassen sich unter rein geometrischen Gesichtspunkten in unterteilen. Als Dimensionen sind dabei jeweils diejenigen Ausdehnungen der Gitterstörungen zu verstehen, die atomare Abmessungen überschreiten. Linienförmige Gitterstörungen besitzen beispielsweise in einer Richtung große, in den beiden dazu senkrechten Richtungen dagegen nur atomare Abmessungen. Man weiß heute, dass es nur eine begrenzte Zahl von Gitterstörungstypen gibt. Die für werkstoffkundliche Belange wichtigsten werden nachfolgend kurz angesprochen.

Die meisten Metalle sind im flüssigen Zustand vollständig miteinander mischbar, was qualitativ dadurch zu erklären ist, dass die im festen Zustand durch Kristallstruktur und Atomradien gegebene Begrenzung der Mischbarkeit im flüssigen Zustand wegfällt. Aufgrund der guten Löslichkeit im flüssigen Zustand, werden Metalllegierungen praktisch immer im Schmelzzustand hergestellt, da nur dann eine ausreichend schnelle und gleichmäßige Verteilung der Legierungszusätze gewährleistet ist. Aus verschiedenen Gründen – nämlich Schmelzpunkt, Oxidationsempfindlichkeit, Herstellbarkeit, Wirtschaftlichkeit – werden meist keine Reinmetalle sondern so genannte Vorlegierungen verwendet, bei denen der Legierungszusatz bereits an das Basismetall gebunden ist. Für das Legieren von Stahl werden beispielsweise Ferrolegierungen wie Ferromangan, Ferrochrom und Ferrotitan eingesetzt, die aus eisenreichen Erzen gewonnen werden.

Die Kenntnis der chemischen Zusammensetzung eines Werkstoffes ist von grundsätzlicher Bedeutung für werkstoffkundliche Belange. Die quantitative chemische Analyse stellt dafür genaue, aber i. Allg. sehr zeitaufwendige Methoden zur Verfügung. Bei den für praktische Zwecke vielfach ausreichenden Betriebsanalysen bedient man sich durchweg schnellanalytischer Verfahren, unter denen die optische Spektralanalyse besonders wichtig ist. Sie ermöglicht in sehr kurzen Zeiten für viele Zwecke hinreichend genaue Angaben über Art und Menge der in einem Werkstoff vorliegenden Elemente.

Die Röntgenfluoreszenzanalyse (englisch: X‐ray fluorescence spectroscopy, XRF) ist eine zerstörungsfreie Methode zur schnellen Bestimmung der chemischen Zusammensetzung von Werkstoffproben. Das Verfahren beruht auf der Anregung der für die verschiedenen chemischen Elemente charakteristischen Röntgenfluoreszenzstrahlung. Die Anregung erfolgt durch Bestrahlung der Werkstoffprobe mit Röntgenstrahlung hinreichend kleiner Wellenlänge und hoher Intensität. Aus dem Spektrum der von der Probe emittierten Röntgenfluoreszenzstrahlung können Art und Menge der chemischen Elemente bestimmt werden.Die Erzeugung von Röntgenstrahlen erfolgt in Hochvakuumröhren wie in Abb. 5.1 schematisch dargestellt. Die von einer Glühkathode emittierten Elektronen werden in einem elektrischen Gleichspannungsfeld beschleunigt und treffen anschließend auf eine metallische Anode (z. B. aus Chrom, Gold, Molybdän, Silber, Wolfram oder Rhodium).Die kinetische Energie der auftreffenden Elektronen beträgt 5.1 $$ {{E}_{\text{kin}}}=eU=\frac{1}{2}m{{v}^{2}}.$$ E kin = e U = 1 2 m v 2 . Dabei ist e die Elektronenladung (Elementarladung), U die Beschleunigungsspannung (Röhrenspannung), m die Masse und v die Geschwindigkeit der Elektronen.

Unter thermischer Analyse versteht man ein metallkundliches Messverfahren, das auf Grund von Temperatur‐Zeit‐Kurven Rückschlüsse auf Zustandsänderungen bei der Abkühlung bzw. Erwärmung von Metallen oder Legierungen erlaubt. In Abb. 6.1 ist das Zustandsdiagramm eines binären Legierungssystems aus den reinen Metallen (Komponenten) A und B wiedergegeben, die im schmelzflüssigen Zustand vollständig ineinander löslich sind, im festen Zustand beidseitig eine begrenzte Löslichkeit besitzen (A‐reicher Mischkristall α und B‐reicher Mischkristall β) und bei Abkühlung aus der Schmelze (S) in einem relativ breiten Konzentrationsbereich bei der eutektischen Temperatur TEu vollständig erstarren. TS,A ist der Schmelzpunkt des reinen Metalls A und TS,B der des reinen Metalls B.

Der lichtmikroskopisch erkenn‑ und bewertbare Aufbau metallischer Werkstoffe wird als Gefüge bezeichnet. Lichtmikroskopische Untersuchungen werden an geschliffenen, polierten und geätzten Proben des Werkstoffes durchgeführt. Man unterscheidet dabei zwischen homogenen und heterogenen Werkstoffen, je nachdem, ob ein‑ oder mehrphasige Zustände vorliegen. Für die Beurteilung des Gefüges sind Zahl und Anteil der Phasen sowie Größe, Form und Verteilung der den einzelnen Phasen zuzuordnenden Körner von zentraler Bedeutung.Die zur lichtmikroskopischen Gefügeanalyse erforderlichen Präparationsschritte umfassen die Probenentnahme sowie das Schleifen, Polieren und Ätzen der Proben. Um irreparable Schäden an der Probe und dem Gefüge zu vermeiden, muss dem Trennvorgang eine besondere Bedeutung beigemessen werden. Die Probe sollte möglichst ohne Wärmebeeinflussung, Verformung oder Werkstoffstörungen wie Ausbrüche oder Risse getrennt werden. Durch das Einbetten der metallographischen Proben in Warm‑ oder Kalteinbettmittel (z. B. Bakelite, Epoxidharz) wird in erster Linie eine bessere Handhabung für die anschließende Präparation und Auswertung erreicht. Außerdem können unterschiedlich dimensionierte Proben in Formen gleichen Durchmessers gebracht werden, um diese in geeigneten Probenhaltern halbautomatisch präparieren zu können. Sehr kleine und unhandliche Proben können durch das Einbetten überhaupt erst bearbeitet werden.

Das Attribut „hart“ wird in der Technik zur Beschreibung recht unterschiedlicher Werkstoffeigenschaften benutzt. Es ist allgemein üblich, den gegen das Eindringen eines Fremdkörpers beim Ritzen, Furchen, Schneiden, Schlagen, Aufprallen oder Pressen in den oberflächennahen Werkstoffbereichen wirksamen Werkstoffwiderstand als „Härte“ anzusprechen. Zu einer Objektivierung des Begriffes Härte gelangt man daher nur durch Festlegung einer Prüfvereinbarung.Für die Werkstoffkunde ist es zweckmäßig, als Härte eines Werkstoffes den Widerstand gegen das Eindringen eines härteren Festkörpers unter der Einwirkung einer ruhenden Kraft zu definieren. Dementsprechend lässt man bei allen technischen Härteprüfverfahren hinreichend harte Eindringkörper mit vorgegebener geometrischer Form während einer festgelegten Zeit mit einer bestimmten Kraft auf das Werkstück einwirken. Der Eindringkörper, der im zu untersuchenden Werkstoff lokal eine hohe Flächenpressung hervorruft und eine mehrachsig elastisch‐plastische Verformung erzwingt, darf sich dabei selbst nur elastisch verformen (vgl. V23). Als Härtemaß wird angesehen entweder die auf die Oberfläche des entstandenen Eindruckes bezogene Prüfkraft (Brinellhärte, Vickershärte), oder die vom Eindringkörper hinterlassene Eindrucktiefe (Rockwellhärte).

Die technologischen Werkstoffverarbeitungsprozesse werden nach DIN 8580 in Urformen, Umformen, Trennen, Fügen, Beschichten und Eigenschaftsändern eingeteilt. Unter Urformen versteht man dabei die Herstellung eines für technische Zwecke handhabbaren festen Werkstoffzustandes aus formlosen Ausgangsmaterialien. Das Gießen in Fertigformen, Stränge und Masseln oder in Blöcke als Ausgang für die Erzeugung von Brammen, Knüppeln und Platinen bei Eisenbasiswerkstoffen sowie das Gießen in Stränge, Masseln, Formate und Barren bei Nichteisenbasiswerkstoffen stellen solche Urformvorgänge dar. Aus den Urformprodukten werden, mit Ausnahme der Masseln, durch Umformprozesse Halbzeuge hergestellt, die als Ausgangswerkstoffe für die Fertigteilerzeugung mittels spanloser, spanender, fügender, beschichtender und eigenschaftsverändernder Arbeitsschritte dienen. Das Umformen stellt also einen Bereich von zentraler Bedeutung für die Werkstofftechnik dar. Es gibt viele verschiedenartige Umformverfahren. Abb. 9.1 gibt darüber für den Bereich der Stähle einen schematischen Überblick. Das Walzen, das hier beispielhaft behandelt wird, zählt zu den Massivkaltumformverfahren.

In homogenen und heterogenen vielkristallinen Werkstoffen liegen die Körner in den seltensten Fällen mit statistisch regelloser Orientierungsverteilung vor. Je nach Vorgeschichte eines Werkstoffs treten mehr oder weniger ausgeprägte Vorzugsrichtungen auf, mit denen sich bestimmte kristallographische Richtungen und/oder Ebenen (vgl. V1) bezüglich äußerer durch den Fertigungsprozess vorgegebener Koordinaten einstellen. So ordnen sich z. B. beim Ziehen von Kupferdrähten die meisten Körner mit 〈111〉‐Richtungen parallel zur Zugrichtung an. Man spricht von einer Ziehtextur. Nach hinreichend starkem Walzen (vgl. V9) von Eisenblechen orientieren sich viele Körner mit ihren 〈110〉‐Richtungen in Walzrichtung und mit ihren {100}‐Ebenen parallel zur Walzebene. Man spricht von einer Walztextur. Auch andere technologisch wichtige Prozesse führen zur Ausbildung kennzeichnender Texturen mit Kornorientierungen, die mehr oder weniger stark von einer regellosen Orientierungsverteilung abweichen. Beispiele sind Gusstexturen (vgl. V3), Rekristallisationstexturen (vgl. V12) und Deckschichttexturen. Da die Eigenschaften texturbehafteter Werkstoffzustände grundsätzlich richtungsabhängig sind, besitzt die Ermittlung von Texturen eine große praktische Bedeutung. Derartige Texturbestimmungen erfolgen heute durchweg röntgenographisch mit Texturgoniometern.

Die metallischen Werkstoffe der technischen Praxis sind Vielkristalle. Sie bestehen aus einer großen Anzahl von Körnern (Kristalliten), die in einem bestimmten Kristallsystem kristallisieren (vgl. V1), einen mit Gitterstörungen versehenen Gitteraufbau besitzen (vgl. V2) und durch stärker gestörte Gitterbereiche, die Korn‐ bzw. Phasengrenzen, voneinander getrennt sind. Innerhalb der Körner können je nach Werkstofftyp und Vorgeschichte die verschiedenartigsten Gitterstörungen auftreten. Nur im Idealfall sind die kristallographischen Achsen der einzelnen Körner statistisch regellos verteilt. Meist treten davon jedoch mehr oder weniger starke Abweichungen und damit Texturen auf (vgl. V10).Bei einphasigen Werkstoffen liegt nur eine Art von Körnern vor. Als Beispiel zeigt Abb. 11.1 das Schliffbild einer homogenen Kupfer‐Zink‐Legierung mit 30 Masse‑% Zink. Die einzelnen α‐Mischkristallkörner erscheinen verschieden hell. Die geradlinigen Streifungen innerhalb der Körner begrenzen Kornbereiche, die sich relativ zueinander in Zwillingspositionen befinden (vgl. V2). Mehrphasige heterogene Werkstoffe besitzen Körner mit verschiedenen Kristallstrukturen. Ein Beispiel zeigt Abb. 11.2. Dort ist das Schliffbild einer heterogenen Kupfer‐Zink‐Legierung mit 42 Masse‑% Zink wiedergegeben. Die dunkel erscheinenden Schliffbereiche sind β‐Mischkristalle (krz), die hellen α‐Mischkristalle (kfz). Auch hier sind die α‐Mischkristalle von Zwillingen durchsetzt.

Bei der Kaltumformung eines metallischen Werkstoffes wird der überwiegende Teil der geleisteten Verformungsarbeit in Wärme umgesetzt, und nur ein relativ kleiner Teil (< 5 %) führt als Folge der erzeugten Gitterstörung zur Erhöhung der inneren Energie und damit der freien Enthalpie des Werkstoffzustandes. Dieser thermodynamisch instabile Zustand ist bei Temperaturerhöhung bestrebt, durch Umordnung und Abbau der Gitterstörungen seine freie Enthalpie zu verkleinern. Das führt dazu, dass kaltverformte Werkstoffe nach gleich langer Glühung die aus Abb. 12.1 ersichtliche Abhängigkeit der Raumtemperaturhärte von der Glühtemperatur zeigen. Lichtmikroskopische Gefügeuntersuchungen ergeben nach Glühungen links vom Steilabfall der Kurve keine Änderungen des vorliegenden Verformungsgefüges. Die dort auftretenden geringen Härteänderungen müssen also submikroskopischen Prozessen zugeordnet werden. Man spricht von Erholung. Dabei treten Reaktionen punktförmiger Gitterstörungen (vgl. V2) untereinander und mit anderen Gitterstörungen auf. Ferner finden Annihilationen von Versetzungen unterschiedlichen Vorzeichens statt, und es bilden sich energetisch günstigere Versetzungsanordnungen aus. Als treibende Kraft für diese Prozesse ist der Abbau der freien Enthalpie des verformten Werkstoffvolumens anzusehen. Im Temperaturbereich des Steilabfalls und des sich anschließenden Plateaus der Härtewerte werden dagegen Gefügeänderungen in Form von Kornneubildungen sichtbar. Diesen Prozess bezeichnet man als Rekristallisation. Er umfasst alle Vorgänge, die zur Bildung neuer Kristallkeime und deren Wachstum auf Kosten des verformten Gefüges führen. Rekristallisation besteht daher in der Bildung und in der Wanderung von Großwinkelkorngrenzen. Die treibende Kraft für das Keimwachstum ist die Differenz der gespeicherten Verformungsenergien in den Spannungsfeldern der Versetzungen der Keime und der verformten Matrix. Die treibende Kraft für die innerhalb rekristallisierter Bereiche stattfindende weitere Kornvergrößerung ergibt sich aus dem relativen Abbau der spezifischen Korngrenzenenergie. Im Gegensatz zur Erholung beginnen Rekristallisationsprozesse bei gegebener Temperatur erst nach einer temperaturabhängigen Inkubationszeit. Abb. 12.2 zeigt als Beispiel drei transmissionselektronenmikroskopische Aufnahmen (vgl. V19) eines 50 % kaltverformten austenitischen Stahls (X10CrNiMoTiB15‐15) (a) nach Glühung im oberen Plateaubereich, (b) im oberen Teil des Steilabfalls und (c) im unteren Plateaubereich einer Härte‐Temperatur‐Kurve. Man sieht bei (a) das verformte Gefüge, bei (b) in dieses hineinwachsende relativ störungsfreie Kristallbereiche und bei (c) das vollkommen rekristallisierte Gefüge.

Ein charakteristisches Merkmal metallischer Werkstoffe ist ihre relativ hohe elektrische Leitfähigkeit. Sie beruht auf der Bewegung von sog. Leitungselektronen unter der Einwirkung eines elektrischen Feldes.Besteht wie in Abb. 13.1 zwischen den Enden eines quaderförmigen Leiters mit dem Querschnitt A0 und der Länge L0 eine elektrische Potentialdifferenz (elektrische Spannung U), wirkt infolge der Feldstärke $$ \vec{E}$$ E → auf die Elektronen eine Kraft, die die Elektronen (Ladungsträger) beschleunigt. 13.1 $$ \left| {\vec{E}} \right|=\frac{U}{{{L}_{0}}}\quad [\text{V}/\text{cm}]$$ E → = U L 0 [ V / cm ] Die beschleunigten Leitungselektronen werden durch Wechselwirkung mit den Atomrümpfen gebremst, so dass sich eine mittlere Driftgeschwindigkeit einstellt. Beeinflusst wird diese Drift durch Gitterschwingungen (Phononen) und durch Abweichungen von der regelmäßigen Gitterstruktur (Gitterstörungen). Als Folge dieser Drift der Elektronen findet ein Ladungsträgertransport statt; es stellt sich eine Stromdichte i ein. Ist diese im Leiter homogen, fließt durch die Querschnittsfläche A0 ein mittlerer elektrischer Strom I 13.2 $$ i=\frac{I}{{{A}_{0}}}=\frac{1}{\rho }\left| {\vec{E}} \right|.$$ i = I A 0 = 1 ρ E → . Dabei ist ρ der sog. spezifische elektrische Widerstand. Das Verhältnis von Spannung und Strom wird als elektrischer Widerstand R bezeichnet (Ohmsches Gesetz). 13.3 $$ R=\frac{U}{I}=\frac{U}{i{{A}_{0}}}=\rho \frac{{L}_{0}}{{A}_{0}}$$ R = U I = U i A 0 = ρ L 0 A 0

Die metallographische Untersuchung unlegierter Stähle setzt die Kenntnis des in Abb. 14.1 gezeigten metastabilen Zustandsdiagrammes Eisen‐Eisencarbid voraus. Dieses gibt eine Übersicht über die Temperatur‐Konzentrations‐Bereiche, in denen bestimmte Phasen auftreten. Vereinbarungsgemäß werden einzelne Punkte des Zustandsdiagrammes durch große lateinische Buchstaben gekennzeichnet. Gleichgewichtslinien lassen sich daher auch durch Folgen dieser Buchstaben eindeutig festlegen. Den wichtigen Punkten P, I, S, E und C des Diagramms kommen die Kohlenstoffmasse‐%/Temperatur‐Kombinationen 0,02 % / 723 °C, 0,25 % / 1489 °C, 0,8 % / 723 °C, 2,1 % / 1147 °C und 4,3 % / 1147 °C zu. I heißt peritektischer Punkt, HIB peritektische Gerade, C eutektischer Punkt, ECF eutektische Gerade. S wird als eutektoider Punkt und PSK als eutektoide Gerade bezeichnet. Da es bei Zustandsdiagrammen üblich ist, die Schmelze ebenfalls mit S abzukürzen, tritt der gleiche Buchstabe mit zwei unterschiedlichen Bedeutungen auf.

Werden unlegierte Stähle durch Zufuhr thermischer Energie austenitisiert und anschließend aus dem Gebiete der γ‐Mischkristalle mit hinreichend großer Abkühlgeschwindigkeit auf Raumtemperatur abgeschreckt, so entsteht ein charakteristisches Abschreckgefüge, dessen kennzeichnender Bestandteil als Martensit bezeichnet wird. Im Austenitgebiet, also oberhalb der Grenzlinie GSE des Eisen‐Eisencarbid‐Diagramms (vgl. Abb. 14.1 und 14.2, V14), sind die Kohlenstoffatome vollständig im kfz‐Eisengitter gelöst und nehmen dort oktaedrisch koordinierte Lückenplätze ein (vgl. Abb. 1.3, V1). Durch die rasche Abkühlung entsteht eine Nichtgleichgewichtsphase von größter praktischer Bedeutung.

Seit der Entdeckung der Röntgenstrahlung durch Wilhelm Conrad Röntgen 1895 haben sich die Methoden der Röntgendiffraktometrie stark weiterentwickelt und haben seit etwa 1960 in der Werkstofftechnik zunehmend an Bedeutung gewonnen. Hierbei wird die Wechselwirkung von Röntgenstrahlung, welche eine charakteristische Wellenlänge in der Größenordnung der Abmessungen von Kristallgittern besitzt, mit den Atomen ausgenutzt. Mit den Methoden der Röntgendiffraktometrie kann eine Vielzahl von Werkstoffeigenschaften charakterisiert werden wie z. B.: qualitative und quantitative Phasenanalyse, Gitterstruktur‐ und Gitterkonstantenbestimmung, Eigenspannungen und Texturen.Die Beschreibung der geometrischen Bedingungen für die Beugung an einer Netzebenenschar (vgl. V1) wurde 1912 von W. L. Bragg geliefert (Abb. 16.1).

Gusseisenwerkstoffe sind Eisen‐Kohlenstoff‐Legierungen mit mehr als 2,0 Masse‑% Kohlenstoff, deren Formgebung durch Gießen erfolgt. Obwohl die in der Praxis Verwendung findenden stabil erstarrenden Gusseisensorten durchweg über Siliziumgehalte bis zu etwa 3,0 Masse‑% und Phosphorgehalte bis zu 1,0 Masse‑% verfügen, stellt das in Abb. 17.1 wiedergegebene stabile Eisen‐Kohlenstoff Zustandsdiagramm die Basis für das Verständnis der bei diesen Werkstoffen auftretenden Phasen und Gefügezustände dar. Man kann davon ausgehen, dass bei sehr kleinen Abkühlgeschwindigkeiten und/oder bei Anwesenheit von Silizium kein Eisencarbid entsteht. Für das Umwandlungsgeschehen beim Abkühlen aus dem schmelzflüssigen Zustand bis zu Raumtemperatur sind die aus dem Zustandsdiagramm ersichtlichen Gleichgewichtszustände maßgeblich. Wie ein Vergleich von Abb. 17.1 mit dem Fe,Fe3C‐Diagramm in V14 zeigt, sind die eutektische und die eutektoide Gerade im stabilen System gegenüber dem metastabilen System zu etwas höheren Temperaturen verschoben. Der eutektische Punkt tritt bei 4,25 Masse‑% C, der eutektoide Punkt bei 0,7 Masse‑% C auf. Ferner ist die Löslichkeitsgrenze der γ‐Mischkristalle für Kohlenstoff auf etwa 2,0 Masse‑% verringert und die Liquiduslinie der übereutektischen Legierungen zu höheren Temperaturen verschoben. Die Punkte E′C′D′F′P′S′K′ treten im stabilen System Fe,C an die Stelle der Punkte E C D F P S K des metastabilen Systems Fe,Fe3C. Zulegieren von Silizium führt zu einer Verschiebung der Punkte C′, E′ und S′ zu kleineren Kohlenstoffgehalten und zu einer merklichen Anhebung der eutektoiden Geraden.

Aufgabe der quantitativen Gefügeanalyse ist es, das Gefüge von Werkstoffen und ihre möglichen Veränderungen durch geeignete Parameter quantitativ zu charakterisieren. Sie trifft Aussagen über die Art und Menge der durch Grenzflächen (Korngrenzen bzw. Phasengrenzen) voneinander getrennten Gefügebestandteile sowie über ihre geometrischen Parameter (Größe, Form, Verteilung und Orientierung). Als Gefügebestandteile versteht man u. a. Phasen und Phasenmischungen (bspw. Ferrit, Austenit, Perlit), Ausscheidungen (bspw. Carbide), Einschlüsse (bspw. Sulfide, Oxide), Partikel, Poren, usw. Zu den grundlegenden Parametern zur Beschreibung der Charakteristika von Gefügebestandteilen gehören ihr Volumen, ihre Oberfläche sowie ihre Krümmung bzw. Form beschreibende Größen. Diese Grundparameter werden auf das Messvolumen bezogen, man misst also die Dichten dieser Kennwerte, d. h. bspw. Volumenanteil oder spezifische Grenzfläche. Aus ihnen leiten sich weitere Kenngrößen ab.

Das Transmissionselektronenmikroskop (TEM) stellt ein wichtiges Hilfsmittel für werkstoffkundliche Untersuchungen dar. Es ermöglicht die direkte Beobachtung von linien‑ und flächenförmigen sowie räumlichen Gitterstörungen wie Versetzungen, Stapelfehlern, Zwillingen, Korngrenzen und Ausscheidungen in interessierenden Werkstoffbereichen. Dazu sind von diesen durch geeignete Präparationsschritte hinreichend dünne Folien (d < 0,1 µm) anzufertigen, die von Elektronen mit Energien > 100 keV durchstrahlt werden können.Zunächst werden aus den vorliegenden größeren Werkstoffvolumina charakteristische Bereiche mechanisch herausgearbeitet. Diese werden anschließend möglichst schonend mechanisch, funkenerosiv, elektrochemisch oder mit Ionenätzung auf Dicken von < 150 µm abgedünnt. Danach wird ein sorgfältiges Enddünnen (z. B. elektrochemisch oder mit Ionenätzung) durchgeführt. Die an den so hergestellten Folien transmissionselektronenmikroskopisch sichtbar gemachte Mikrostruktur ist nur dann repräsentativ für den Werkstoff, wenn sie durch die Präparation keine Veränderung erfahren hat.

Unter Metallographie versteht man die Untersuchung, Beschreibung und Beurteilung des Gefüges metallischer Werkstoffe. Dabei wird zweckmäßigerweise unterschieden zwischen dem aus dem schmelzflüssigen Zustand entstandenen Primärgefüge (Gussgefüge) und dem nach weiteren Umform‑ und/oder Wärmebehandlungsprozessen vorliegenden Sekundärgefüge (Umform‑, Umwandlungsgefüge). Beide Gefügehauptgruppen sind voneinander abhängig. Primär‑ und Sekundärgefüge lassen sich makroskopisch, mikroskopisch und submikroskopisch betrachten und bewerten (vgl. V7, V14, V17 u. V19).Makroskopische Beobachtungen erfolgen visuell, mit Lupen oder mit Mikroskopen unter kleiner Vergrößerung. Sie umfassen die Untersuchung von Gussstrukturen, Blockseigerungen, Lunkern, Blasen, Grobkornzonen, Einschlüssen, Rissen sowie Umform‐ bzw. Verformungsstrukturen. Als Beispiel ist in Abb. 20.1 der Längsschnitt durch eine geschmiedete Kurbelwelle aus 41Cr4 gezeigt. In den gegossenen Rohlingen bildet sich nach der Schmiedeverformung ein anätzbarer Faserverlauf aus, den man der Endform des Bauteils optimal anzupassen versucht. Durch den Schmiedeprozess werden die in dem primären Gussgefüge enthaltenen nichtmetallischen Einschlüsse, Dendriten, Seigerungen sowie Korngrenzenverunreinigungen gestreckt und ordnen sich zeilenförmig an (primäres Zeilengefüge). Wegen der dadurch hervorgerufenen lokal unterschiedlichen Anätzbarkeit des Bauteils entstehen die „Fasern“.

Aus Werkstoffen werden durch Gießen, Umformen oder Ver‑, Be‑ und Nachbearbeitungsvorgänge Bauteile oder Prüflinge mit den verschiedenartigsten geometrischen Formen hergestellt, deren Oberflächen herstellungs‑ bzw. bearbeitungsspezifische Merkmale aufweisen. Im Gegensatz zu idealen Oberflächen, die eindeutig durch ihre geometrische Form gekennzeichnet werden können und keine mikrogeometrischen Unregelmäßigkeiten aufweisen, besitzen technische Oberflächen eine mehr oder weniger ausgeprägte Feingestalt. Formen und Höhen der Oberflächengebirge oder Topographien der technischen Oberflächen sind oft von ausschlaggebender Bedeutung für die Funktionstüchtigkeit, die Möglichkeit von Nachbehandlungen, die Festigkeit und das Aussehen von Bauteilen. Erwähnt seien in diesem Zusammenhang nur die Passungsfähigkeit sowie das Reibungs‑ und Verschleißverhalten gepaarter Teile, die Güte von Oberflächenbeschichtungen und das mechanische Verhalten unter schwingender Beanspruchung. Es besteht daher eine große Notwendigkeit an objektiven Kriterien zur Kennzeichnung und Beurteilung technischer Oberflächen. Die ideal gedachte (durch die Konstruktionszeichnung festgelegte) Begrenzung eines Bauteils wird geometrische Oberfläche (Solloberfläche) genannt. Die fertigungstechnisch erzielte Gestalt der Bauteilbegrenzung heißt technische Oberfläche (Istoberfläche). Ist‑ und Solloberflächen weichen bei realen Werkstoffoberflächen voneinander ab. Man spricht von Gestaltabweichungen verschiedener Ordnung. Diese werden in DIN 4760:1960‐07 in sechs unterschiedliche Kategorien unterteilt. Im Folgenden wird nur auf die geometrische Feingestalt technischer Oberflächen (die Gestaltabweichungen 3. bis 5. Ordnung) eingegangen.

Wird ein Zugstab der Länge L0 und des Durchmessers D0 in der in Abb. 22.1 angedeuteten Weise momentenfrei durch die Kräfte F belastet, so verlängert er sich um den Betrag 22.1 $$ \Updelta L=L-{{L}_{0}}.$$ Δ L = L - L 0 . Treten keine oder nur vernachlässigbar kleine plastische Verformungen (vgl. V23) auf, so stellt sich unter der Nennspannung 22.2 $$ {{\sigma}_{\text{n}}}=\frac{F}{{{A}_{0}}}=\frac{4F}{\pi D_{0}^{2}}$$ σ n = F A 0 = 4 F π D 0 2 die elastische Längsdehnung 22.3 $$ {{\varepsilon}_{\text{e,l}}}=\frac{\Updelta L}{{{L}_{0}}}\ \text{100} \,\% =\frac{L-{{L}_{0}}}{{{L}_{0}}}\ \text{100} \,\% $$ ε e,l = Δ L L 0 100 % = L - L 0 L 0 100 % und die elastische Querkontraktion 22.4 $$ {{\varepsilon}_{\text{e}\text{,q}}}=\frac{\Updelta D}{{{D}_{0}}}\ \text{100} \,\% =\frac{D-{{D}_{0}}}{{{D}_{0}}}\ \text{100} \,\% $$ ε e,q = Δ D D 0 100 % = D - D 0 D 0 100 % ein. Längs‑ und Querdehnungen sind einander proportional. Es gilt 22.5 $$ {{\varepsilon}_{\text{e}\text{,q}}}=-\nu {{\varepsilon}_{\text{e,l}}}.$$ ε e,q = - ν ε e,l . Dabei ist ν die elastische Querkontraktions‑ oder Poissonzahl. Elastische Dehnungen sind reversible Dehnungen. Rein elastisch beanspruchte Zugstäbe nehmen daher nach Entlastung wieder ihre Ausgangslänge L0 und ihren Ausgangsdurchmesser D0 an.

Der Zugversuch gibt Antwort auf die Frage, wie sich ein glatter, schlanker Prüfstab eines Werkstoffes mit der Anfangsmesslänge L0 und dem Anfangsquerschnitt S0 unter einachsiger, momentenfreier, kontinuierlich ansteigender Zugbeanspruchung verhält. Dazu wird die in eine Zugprüfmaschine eingespannte Probe meist mit konstanter Traversengeschwindigkeit verformt. Die sich einstellende Zugkraft F wird in Abhängigkeit von der in Belastungsrichtung auftretenden totalen Probenverlängerung 23.1 $$ \Updelta {{L}_{\text{t}}}={{L}_{\text{t}}}-{{L}_{\text{0}}}$$ Δ L t = L t - L 0 im Allgemeinen bis zum Probenbruch registriert. Man erhält so ein Kraft‐Verlängerungs‐Diagramm, das die in Abb. 23.1a skizzierte Form haben kann. Anfangs besteht bis F = FeS (Streckgrenzenkraft) ein linearer Zusammenhang zwischen F und ∆Lt. Bei weiterer Steigerung von F nimmt ∆Lt überproportional zu und erreicht bei F = Fm (Höchstkraft) den Wert ∆Lt = ∆Lm (Probenverlängerung bei Höchstkraft). Danach tritt unter lokaler Probeneinschnürung ein Kraftabfall und eine weitere Probenverlängerung bis ∆Lu,t auf. Dann bricht die Probe und zeigt – wenn man die Bruchstücke wieder zusammensetzt – eine bleibende Probenverlängerung ∆Lu (Probenverlängerung beim Bruch).

Werden metallische Werkstoffe bei nicht zu hohen Temperaturen zugverformt, so nimmt nach Überschreiten der Streckgrenze ReS i. Allg. die Nennspannung σn mit wachsender plastischer Verformung zu. Der Werkstoff verfestigt. Der Spannungszuwachs σn(εp) − ReS = ∆σn kann als Maß der Verfestigung angesehen werden. Die plastische Verformung beruht im Temperaturbereich < 0,4 TS (TS = Schmelztemperatur in K) auf der Bewegung und Erzeugung von Versetzungen in den verformungsfähigen Körnern der Vielkristallproben sowie auf der Wechselwirkung dieser Versetzungen mit Hindernissen, die ihrer Bewegung in den Körnern und an den Korn‑ bzw. Phasengrenzen entgegenwirken. Versetzungen treten je nach technologischer Vorgeschichte in den Körnern eines metallischen Werkstoffs bevorzugt in den dichtest gepackten Gitterebenen auf. Unter dem Einfluss von Schubspannungen führt die Versetzungsbewegung zu Relativverschiebungen benachbarter Kornbereiche und damit zur Probenverlängerung. Man spricht von Abgleitung bzw. Abscherung von Gleitebenen. Bei kfz‐Metallen werden {111}‐Ebenen, bei krz‐Metallen {110}‑, {112}‐ und {123}‐Ebenen als Gleitebenen beobachtet. Während der plastischen Verformung werden durch verschiedene Mechanismen neue Versetzungen erzeugt. Versetzungen, die an den Werkstoffoberflächen längs ihrer Gleitebenen austreten, bewirken Oberflächenstufen, die als Gleitlinien angesprochen werden. Mehrere von benachbarten Gleitebenen stammende Gleitlinien bilden Gleitbänder. Letztere können geradlinig (z. B. bei homogenen Kupferbasislegierungen) oder wellig (z. B. im Ferrit unlegierter Stähle) sein. Beispiele zeigt Abb. 24.1.

Die Oberflächen von Proben und Bauteilen aus metallischen Werkstoffen sind nie vollkommen eben (vgl. V21). Der Unebenheitsgrad bzw. die Rauigkeit hängen entscheidend von der Art der Umformung und der Endbearbeitung ab. So zeigt beispielsweise eine gehärtete Stahlprobe nach einer Schleifbehandlung eine andere Oberflächentopographie als nach einer elektrolytischen Polierbehandlung (vgl. V7). Ein anderes Beispiel stellt die Veränderung des Profils elektrolytisch polierter Proben durch plastische Verformung dar.Die direkte Messung von Profilhöhen zwischen etwa 0,05 und 2 µm ist innerhalb kleiner Bereiche blanker Oberflächen mit Hilfe der Interferenzmikroskopie möglich. Dieses Verfahren ist hochauflösend und daher für Detailuntersuchungen besser geeignet als zur gewöhnlichen Gütebestimmung technischer Oberflächen (vgl. V21). Das Interferenzmikroskop ist im Prinzip ein Zweistrahlinterferometer, bei dem zusätzlich eine Abbildung der interessierenden Werkstoffoberfläche mit hoher Vergrößerung erfolgt. Abb. 25.1 zeigt den optischen Aufbau eines solchen Gerätes.

Unter Alterung wird bei metallischen Werkstoffen die zeit‑ und temperaturabhängige Änderung bestimmter Eigenschaften nach Verformungen sowie Wärme‑ und anderen Vorbehandlungen verstanden. Man unterscheidet dabei oft zwischen natürlicher Alterung bei Raumtemperatur und künstlicher Alterung bei höheren Temperaturen. Tritt ein Alterungsprozess nach Glühen und Abschrecken auf, so spricht man von Abschreckalterung. Alterung nach Verformung wird als Reckalterung bezeichnet. Bei bestimmten Stählen werden Streckgrenze, Zugfestigkeit, Bruchdehnung, Brucheinschnürung, Härte, Kerbschlagzähigkeit, elektrische Leitfähigkeit sowie magnetische Kenngrößen wie Koerzitivkraft und Remanenz durch die Alterung verändert. Das Ausmaß der Änderungen hängt vom Stahltyp, von der Auslagerungstemperatur, der Auslagerungszeit sowie bei der Abschreckalterung von der Abschrecktemperatur und bei der Reckalterung vom Reckgrad ab. Im Folgenden wird nur die Erscheinung der Reckalterung behandelt.

Die Verfestigungskurven bestimmter Werkstoffe (vgl. V23) zeigen bei höheren Temperaturen oberhalb einer kritischen plastischen Dehnung εI einen unregelmäßigen, gezackten Verlauf. Als Beispiel sind in Abb. 27.1 für ferritisches Gusseisen mit Vermiculargraphit Verfestigungskurven mit versetztem Ordinatenmaßstab wiedergegeben, die bei unterschiedlichen Temperaturen und Verformungsgeschwindigkeiten ermittelt wurden. Man sieht, dass sich der Einsatzpunkt (↓), ab welchem ein gezackter Kurvenverlauf auftritt, mit sinkender Dehnungsgeschwindigkeit $$ \dot{\varepsilon}$$ ε ˙ und wachsender Temperatur T zu kleineren plastischen Dehnungen verschiebt. Man bezeichnet diese Erscheinung als dynamische Reckalterung oder nach ihren Entdeckern als Portevin‐Le Chatelier‐Effekt. Sie beruht auf der elastischen Wechselwirkung von Gleitversetzungen mit diffundierenden Legierungsatomen. Diese tritt besonders ausgeprägt auf, wenn die Diffusionsgeschwindigkeit vD der Atome, die dem Diffusionskoeffizienten 27.1 $$ D={{D}_{0}} \exp \left[ \frac{-{{Q}_{\text{W}}}}{kT} \right]$$ D = D 0 exp⁡ - Q W k T (QW Aktivierungsenergie für die Diffusion von Interstitionsatomen, D0 Konstante, k Boltzmannkonstante, T absolute Temperatur) proportional ist, ungefähr mit der mittleren Geschwindigkeit der Gleitversetzungen $$ \bar{v}$$ v ¯ übereinstimmt, also 27.2 $$ \bar{v}={{v}_{\text{D}}}\propto D$$ v ¯ = v D ∝ D ist. Soll bei der Zugverformung eine bestimmte plastische Dehnungsrate $$ \dot{\varepsilon}$$ ε ˙ von einer verfügbaren Gleitversetzungsdichte ρ [cm−2 = cm/cm3] aufrechterhalten werden, so muss die Bedingung erfüllt sein.

Wird ein metallischer Werkstoff bis zu einer bestimmten Fließspannung überelastisch verformt, so beobachtet man nach Entlastung bei anschließender Umkehr der Beanspruchungsrichtung ein völlig anderes Verformungsverhalten, als wenn in der ursprünglichen Richtung weiterverformt wird. Bereits während der Entlastung treten Abweichungen von einem streng linear‐elastischen Verlauf der Spannungs‐Dehnungs‐Kurve auf, wie sie idealisierten Betrachtungen zugrunde gelegt werden (vgl. V23, Abb. 23.1). Bei der Rückverformung ist der Übergang von elastischer zu elastisch‐plastischer Verformung kontinuierlich, so dass Streckgrenzenerscheinungen, wie sie bei nicht vorverformten Werkstoffen häufig beobachtet werden (vgl. V23), völlig fehlen. Die Ursachen dieses Werkstoffverhaltens, das nach seinem Entdecker Bauschingereffekt genannt wird, beruhen auf den bei plastischer Verformung im Werkstoff ablaufenden strukturmechanischen Vorgängen. Bei homogenen Werkstoffen begünstigen die bei makroskopisch homogener Vorverformung entstehenden Versetzungskonfigurationen mit ihren inneren Spannungen das Rücklaufen von Versetzungen bei Lastumkehr und bewirken damit die beobachteten plastischen Rückverformungen. Bei heterogenen Werkstoffen treten zusätzlich Effekte als Folge der unterschiedlichen Verformbarkeit der verschiedenen Phasen auf, die dort nach Entlastung Mikroeigenspannungen unterschiedlichen Vorzeichens (vgl. V74) hervorrufen. Sie führen zu einem gegenüber homogenen Werkstoffen vergrößerten Bauschingereffekt. Nach makroskopisch inhomogener Verformung, wie z. B. nach überelastischer Biegebeanspruchung (vgl. V44), wirkt sich auch der auftretende Makroeigenspannungszustand auf den Bauschingereffekt aus.

Wird ein rekristallisierter, metallischer Werkstoff wie in Abb. 29.1 elastisch‐plastisch verformt und dann entlastet, so ist der durch die Steigung der Sekante durch den Lastumkehrpunkt U und den Entlastungspunkt 0 gegebene Sekantenmodul ES kleiner als der bei rein elastischer Beanspruchung ermittelte Elastizitätsmodul E0(Anfangsmodul). Verursacht wird dieses Werkstoffverhalten durch plastische Rückverformungen beim Entlasten, die auf dem Bauschingereffekt beruhen (vgl. V28). Bei Gusseisenwerkstoffen (vgl. V17) ist die Abnahme von ES gegenüber E0 besonders stark. Verantwortlich hierfür sind Risse in Graphitteilchen und Ablöseerscheinungen an den Grenzflächen Graphit/Matrix, die sich während der Zugbeanspruchung bilden. Beim Entlasten schließen sich diese Hohlräume teilweise und liefern damit zusätzliche Verformungsanteile, die ES verkleinern. Bei Druckbeanspruchung können sich ebenfalls Ablösungen zwischen Graphit und Matrix bilden, und zwar quer zur Beanspruchungsrichtung. Das Ausmaß dieser Erscheinungen ist jedoch viel geringer als bei Zugbeanspruchung und die dadurch bedingte Herabsetzung von ES entsprechend kleiner. Als Folge davon ist die Spannungsabhängigkeit des Sekantenmoduls von Gusseisenwerkstoffen bei Zug‑ bzw. Druckbeanspruchung – im Gegensatz zum Verhalten vieler anderer Werkstoffe – verschieden groß. Hinzu kommt, dass ein ausgeprägter Einfluss der Graphitform besteht (vgl. V17 und V18).

Die bei Veränderungen der Temperatur durch Wärmeausdehnung oder durch Phasenumwandlung auftretenden Längenänderungen eines Werkstoffes lassen sich mit Hilfe eines Dilatometers messen. Den prinzipiellen Aufbau eines solchen Gerätes zeigt Abb. 30.1.

Wärmespannungen entstehen in Bauteilen immer, wenn bei Temperaturänderungen die thermische Ausdehnung bzw. Kontraktion behindert wird. Ist beispielsweise wie in Abb. 31.1 bei der Temperatur T0 ein Bolzen mit dem Ausdehnungskoeffizienten α1 starr mit den Querstegen eines Joches mit dem Ausdehnungskoeffizienten α2 verbunden und wird das ganze System auf die größere (kleinere) Temperatur T gebracht, so treten Druckkräfte (Zugkräfte) im Bolzen und Zugkräfte (Druckkräfte) in den Stegen auf, wenn α1 > α2 ist. Wird die Temperatur wieder auf T0 abgesenkt (angehoben), so verschwinden diese Kräfte, und das System wird spannungsfrei.

Durch Wärmebehandlungen werden bei Stählen Gefüge‑ und Zustandsänderungen angestrebt, die die Verarbeitungs‑ und/oder Gebrauchseigenschaften in günstiger Weise beeinflussen. Man unterscheidet Diffusions‑, Grobkorn‑, Normal‑, Weich‑, Spannungsarm‑ und Rekristallisationsglühen. Diese Wärmebehandlungsverfahren umfassen alle die Schritte Erwärmen, Halten und langsames Abkühlen. Abb. 32.1 zeigt schematisch die Zeit‐Temperatur‐Folge bei solchen Wärmebehandlungen. Die Erwärmdauer te umfasst die Anwärmdauer tan, in der die Werkstückoberfläche auf die Haltetemperatur Th, gelangt, und die zusätzlich erforderliche Durchwärmdauer td, in der das Werkstoffinnere die Haltetemperatur erreicht. Während der Erwärmdauer te treten als Folge der Wärmeleitung umso größere Temperaturunterschiede zwischen Werkstoffoberfläche und ‑innerem auf, je schneller bei gegebenen Werkstoffabmessungen erwärmt wird und je größer bei gegebener Anwärmdauer die Abmessungen sind. Eine kleine Wärmeleitfähigkeit steigert die auftretenden Temperaturunterschiede und begünstigt die damit gekoppelte Ausbildung thermischer Spannungen (vgl. V31). Deshalb müssen bei Wärmebehandlungen die Erwärmgeschwindigkeiten den Werkstückabmessungen angepasst werden. Aber auch beim Abkühlen bestimmen die Werkstückabmessungen und die Wärmeleitfähigkeit die sich ausbildenden Temperaturunterschiede. Deshalb müssen auch die Abkühlgeschwindigkeiten hinreichend langsam gewählt werden, wenn nach dem Abkühlen von hohen Temperaturen auf Raumtemperatur eigenspannungsarme Zustände vorliegen sollen. Für unlegierte Stähle lassen sich die bei den genannten Wärmebehandlungen zweckmäßigerweise zu wählenden Haltetemperaturen an Hand des Eisen‐Eisencarbid‐Diagramms (vgl. V14) und aus Abb. 32.2, 32.3, 32.4 und 32.5 sowie Abb. 32.7 und 32.8 festlegen. Die Haltedauern werden meist auf Grund vorliegender Erfahrungen gewählt.

Die Gefügeausbildung und damit vor allem die mechanischen Eigenschaften von unlegierten und legierten Stählen können in einem relativ starken Ausmaß durch unterschiedliche Temperaturführungen bei der Wärmebehandlung beeinflusst werden. Hierbei ist zu beachten, dass das in V14 besprochene Eisen‐Eisencarbid‐Diagramm streng nur für unendlich langsame Aufheizung und Abkühlung gilt. Für die Beurteilung technischer Wärmebehandlungen ist es höchstens als Orientierungshilfe geeignet.Zwischen der unendlich langsamen Abkühlung und dem anderen Extrem, der in V15 behandelten raschen Abschreckung, gibt es aber viele Varianten für die Abkühlung von Stahlproben aus dem γ‐Gebiet auf Raumtemperatur. Will man deren Auswirkung auf die sich ausbildenden Gefügezustände genauer untersuchen, so hat man zunächst einen definierten Ausgangszustand durch hinreichend langes Glühen bei geeignet gewählter Temperatur im γ‐Gebiet zu erzeugen. Danach prägt man den Proben definierte Temperatur‐Zeit‐Verläufe auf und verfolgt mit geeigneten Methoden Beginn, Ablauf und Ende der Austenitumwandlung. Auf diese Weise erhält man Zeit‐Temperatur‐Umwandlungs‐Schaubilder (ZTU‐Schaubilder), die eine realistische Beurteilung des Umwandlungsgeschehens ermöglichen. Man unterscheidet dabei zwischen isothermen und kontinuierlichen ZTU‐Schaubildern.

Die bei der martensitischen Härtung von Stählen (vgl. V15) erreichbaren Härte‐ und Festigkeitswerte sind von der Austenitisiertemperatur und ‑dauer, von der Abkühlgeschwindigkeit, der Stahlzusammensetzung und von den Werkstückabmessungen abhängig. Wegen der über dem Werkstoffquerschnitt lokal unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten treten – solange Vkrit überschritten wird – die martensitischen Umwandlungen zeitlich versetzt auf und laufen – wenn die Abkühlgeschwindigkeiten zu klein werden – nicht mehr vollständig bzw. überhaupt nicht mehr ab. Durchhärtung ist bei größeren Abmessungen nur dann gewährleistet, wenn auch im Probeninnern eine größere Abkühlgeschwindigkeit als die kritische erreicht wird. Letztere lässt sich durch bestimmte Legierungselemente in weiten Grenzen beeinflussen.

Eine für den praktischen Stahleinsatz besonders wichtige Wärmebehandlung stellt das Vergüten dar. Es umfasst bei untereutektoiden unlegierten und niedriglegierten Stählen (Vergütungsstählen) die im rechten Teil von Abb. 35.1 schematisch wiedergegebenen Arbeitsschritte Glühen bei TA > A3 (Austenitisieren), martensitisches Härten durch hinreichend rasches Abschrecken auf T < Ms (vgl. V15) und Anlassen der gehärteten Stähle bei TAn < A1. Je nach Werkstoff sowie gewählter Anlasstemperatur und ‑dauer laufen beim Anlassen unterschiedliche Vorgänge ab. Es werden sog. Anlassstufen unterschieden, deren Temperaturbegrenzungen sich je nach Werkstoff und Anlassdauer zu höheren oder niederen Temperaturen verschieben können:Bei Temperaturen 80 °C schließen sich die im Martensit gelösten Kohlenstoffatome (vgl. V15) unter Verringerung der Verzerrungsenergie des Gitters zu Clustern zusammen.Im Temperaturbereich 80 °C < TAn < 200 °C (1. Anlassstufe) entsteht aus dem Martensit bei un‑ und niedriglegierten Stählen das sog. ε‐Carbid (FexC mit x ≈ 2,4) und ein Martensit α′ mit einem von der Gleichgewichtskonzentration des Ferrits abweichenden Kohlenstoffgehalt. Der Vorgang ist mit geringer Volumenzunahme und Härtesenkung verknüpft.

Die im Zugversuch (vgl. V23) ermittelten Werkstoffkenngrößen ReS, Rp0,2 und Rm sind von großer praktischer Bedeutung, weil sie die Basis für die Dimensionierung statisch beanspruchter Bauteile liefern. Da der Zugversuch relativ aufwendig ist, liegt es nahe, nach einfachen Abschätzungsmöglichkeiten für die Zahlenwerte dieser Werkstoffkenngrößen zu suchen. Für den praktischen Werkstoffeinsatz ist es sehr wichtig, dass bei vielen Werkstoffen innerhalb gewisser Grenzen reproduzierbare Zusammenhänge zwischen $$ \text{H\"arte und Zugfestigkeit}$$ bestehen. So ergibt sich z. B. bei bestimmten Werkstoffgruppen zwischen Brinellhärte (vgl. V8) und der Zugfestigkeit die Proportionalität 36.1 $$ \text{Ma{\ss}zahl}\ \text{HBW}=c \cdot {{R}_{\text{m}}}$$ Maßzahl HBW = c ⋅ R m Dabei hat c die Dimension mm2/N. Der bei normalisierten Stählen (vgl. V32) zwischen Zugfestigkeit und den verschiedenen Härtearten bestehende Zusammenhang geht aus Abb. 36.1 hervor. Auch für vergütete (vgl. V35) und gehärtete (vgl. V34) Stähle hat man empirische Zusammenhänge zwischen Härte und Zugfestigkeit ermittelt und in Merkblättern und Handbüchern für den praktischen Gebrauch zugänglich gemacht.Von mehreren unlegierten Stählen mit unterschiedlicher Vorbehandlung ist der Zusammenhang zwischen Brinellhärte und Zugfestigkeit zu ermitteln.

Das Einsatzhärten von Stählen umfasst die Eindiffusion von Kohlenstoff (möglicherweise zusätzlich Stickstoff; ein solcher Prozess wird als Carbonitrieren bezeichnet) in oberflächennahe Werkstoffbereiche bei hinreichend hohen Temperaturen und die anschließende martensitische Härtung, die entweder direkt oder nach geeignet gewählten Zwischenwärmebehandlungen erfolgt. Durch Einsatzhärten werden Werkstücke mit einer harten, verschleißbeständigen Randschicht hoher Festigkeit sowie zähem Kernbereich erzeugt. Dabei finden üblicher Weise sog. Einsatzstähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (un‑ und niedriglegierte Stähle mit weniger als 0,25 Masse‑% C) Anwendung. Zum „Einsetzen“ werden diese bei Temperaturen oberhalb A3 einer Kohlenstoff liefernden Umgebung (Kohlenstoffspender, Kohlungsmittel) ausgesetzt und Randkohlenstoffgehalte zwischen etwa 0,7 und 1,0 Masse‑% angestrebt.Als Kohlenstoffspender finden bei der Einsatzhärtung pulverförmige (Pulveraufkohlung; nur noch selten), flüssige (Salzbadaufkohlung) und gasförmige Medien (Gasaufkohlung) Anwendung. Von besonderer praktischer Bedeutung sind die Gasaufkohlungsverfahren, die in Atmosphären bei Normaldruck und zunehmend auch in Niederdruckatmosphären angewendet werden. Übliche Aufkohlungstemperaturen liegen zwischen 880 und 1000 °C. Der bei der Aufkohlung eines Einsatzstahls ablaufende Stofftransport kann prinzipiell in fünf Teilstufen aufgegliedert werden:

Eine thermochemische Wärmebehandlung, bei der über geeignete Behandlungsmedien (Spender) den Oberflächen von Bauteilen aus Eisenwerkstoffen Stickstoff zugeführt wird, wird als Nitrieren bezeichnet. Beim Nitrocarburieren erfolgt die Behandlung unter Bedingungen, unter denen die Randschicht neben Stickstoff gleichzeitig mit Kohlenstoff angereichert wird. Als Behandlungsmedien können Gas, mit und ohne Plasmaunterstützung, Salzbad oder Pulver verwendet werden, weshalb es zweckmäßig ist, den Aggregatzustand des Behandlungsmediums in die Verfahrensbezeichnung einzubringen, z. B. Gasnitrieren, Salzbadnitrocarburieren. Allen Verfahren gemein ist, dass die Stickstoffatome vom krz α‐Eisen interstitiell gelöst, d. h. auf Eisengitterzwischenplätzen eingelagert werden. Wird die maximale Löslichkeit des Stickstoffs überschritten (vgl. Abb. 38.1), bilden sich Nitride und Carbonitride des Eisens sowie, falls vorhanden, weiterer Legierungselemente (z. B. Al, Cr, Ti, V, Mo). Die technisch bedeutendsten Nitride des Eisens sind das kfz γ′‐Nitrid Fe4N mit einem stöchiometrischen Stickstoffgehalt von 5,88 Masse‑% und das hex ε‐Nitrid Fe2−3N mit 7,7 bis 11 Masse‑% Stickstoff. Auch im Werkstoff vorhandener Zementit kann beim Nitrieren Stickstoff aufnehmen, der bei längerer Behandlungsdauer allmählich den Kohlenstoff mehr oder weniger vollständig verdrängt, so dass Carbonitride der Form Fe2(N,C)1−x entstehen.

Werkzeugstähle sind Edelstähle, die zur Bearbeitung anderer Werkstoffe verwendet werden. Sie müssen ihrem Einsatz entsprechend neben hinreichender Festigkeit und Zähigkeit vor allem einen hohen Verschleißwiderstand sowie eine gute Anlassbeständigkeit besitzen. Durch geeignete Wahl und Kombination bestimmter Legierungselemente sowie durch optimierte Wärmebehandlungen (Härten und Anlassen) sind diese Eigenschaften erreichbar und gezielt veränderbar.Unterteilt werden die Werkzeugstähle nach DIN EN ISO 4957 in unlegierte und legierte Kaltarbeitsstähle, legierte Warmarbeitsstähle und Schnellarbeitsstähle.Unlegierte Werkzeugstähle enthalten als wesentliches Legierungselement Kohlenstoff, daneben in Grenzen Mangan und Silizium. Je nach Kohlenstoffgehalt finden sich unterschiedlichste Anwendungen: Mit höherem C‐Gehalt finden unlegierte Werkzeugstähle aufgrund der geringen Einhärtbarkeit häufig als „Schalenhärter“ Anwendung, wobei nur relativ dünne Randbereiche martensitisch umwandeln. Hier werden hinsichtlich der Begleitelemente strenge Obergrenzen gesetzt.

Unter der thermo‐mechanischen Behandlung von Stählen versteht man Umformprozesse unter gezielter Temperaturführung. Dabei wird der erwärmte Stahl entweder im stabil austenitischen (T > A3) oder im metastabil austenitischen (T < A3) Zustand oder während der Austenitumwandlung einer mechanischen Umformbehandlung unterworfen. Derartige Verfahrensschritte werden heute großtechnisch in vielfältiger Weise angewandt. Besondere Anreize dazu bieten die mit großer Oberflächengüte erzielbaren Werkstoffeigenschaften unter Einsparung zusätzlicher Wärmebehandlungen.

Fließspannungen, Festigkeit und Härte bestimmter Metalllegierungen lassen sich durch die Erzeugung von Ausscheidungen steigern. Im einfachsten Falle binärer Legierungen ist eine dazu notwendige aber nicht immer hinreichende Voraussetzung die beschränkte und mit sinkender Temperatur abnehmende Löslichkeit einer Legierungskomponente. Das Prinzip der Ausscheidungsverfestigung wurde an einer Aluminium‐Kupfer‐Mangan‐Legierung von A. Wilm entdeckt und als Aushärtung bezeichnet. In der Übersicht technisch wichtiger Aluminiumlegierungen in Abb. 41.1 sind die aushärtbaren Legierungen besonders gekennzeichnet. Ternäre AlCuMg‐Legierungen mit 3,5–4,8 Masse‑% Cu und 0,4–1,0 Masse‑% Mg, AlMgSi‑ und AlZnMg‐Legierungen mit 1,4–2,8 Masse‑% Mg und 4,5 Masse‑% Zn sowie AlMgSi‐Legierungen mit 0,6–1,4 Masse‑% Mg und 0,6–1,3 Masse‑% Si finden häufig Anwendung.

Wird ein glatter, zylindrischer Stab wie in Abb. 42.1a durch äußere Kräfte F beansprucht, so wirken in einer zur Kraftrichtung senkrecht liegenden Querschnittsfläche A0, lokale Spannungen einheitlicher Größe und Richtung, die durch die Nennspannungen 42.1 $$ {{\sigma }_{\text{n}}}=\frac{F}{{{A}_{0}}}$$ σ n = F A 0 gegeben sind. Wirken die Kräfte parallel zur Probenlängsachse genau in den Flächenschwerpunkten der Stabenden, so liegt eine momentenfreie Beanspruchung vor. Betrag und Richtung der Spannungen sind an allen Querschnittsstellen makroskopisch gleich. Der Spannungszustand ist einachsig und homogen.

Bei der Beanspruchung gekerbter Bauteile durch äußere Kräfte und/oder Momente treten mehrachsige inhomogene Spannungszustände auf. Die Frage ist von zentraler Bedeutung, unter welchen Bedingungen dabei plastische Verformung einsetzt und Bruch auftritt. Das einfachste Modell eines gekerbten Bauteils ist ein zylindrischer Kerbstab, der nach Herstellung eigenspannungsfrei (vgl. V32) geglüht wurde. Führt man mit derartigen Stäben Zugversuche durch, so lassen sich neben der verformenden Kraft F auch die in Beanspruchungsrichtung auftretenden Längenänderungen der Messstrecke 10, die die Kerbe einschließt (vgl. Abb. 43.1), relativ einfach erfassen.

Der Biegeversuch ist ein einachsiger Verformungsversuch mit inhomogener Spannungs‑ und Dehnungsverteilung über der Biegehöhe. Dabei werden meist relativ schlanke Probestäbe auf zwei Auflager gelegt und, wie in Abb. 44.1 angedeutet, entweder in der Mitte durch eine Einzelkraft (3‐Punkt‐Biegung) oder an den Enden symmetrisch zur Mitte durch zwei Einzelkräfte (4‐Punkt‐Biegung) belastet.Im ersten Falle wird der untere Querschnittsteil der Biegeprobe gedehnt und der obere gestaucht, im zweiten Falle ist es umgekehrt. Die mit Zug‑ und Druckspannungen beaufschlagten Querschnittsteile werden durch eine unbeanspruchte Probenschicht, die neutrale Faser, getrennt. Bei rein elastischer 4‐Punkt‐Biegung liegt in Stabmitte die in Abb. 44.2 gezeigte lineare Spannungs‑ und Dehnungsverteilung über der Biegehöhe h vor.Wirkt das Biegemoment Mb bezüglich der y‐Achse, so ergibt sich die Spannungsverteilung zu 44.1 $$ \sigma (z)=\frac{{{M}_{\text{b}}}}{{{I}_{y}}}z$$ σ ( z ) = M b I y z und nach dem Hookeschen Gesetz folgt daraus als Dehnungsverteilung 44.2 $$ \varepsilon (z)=\frac{\sigma (z)}{E}=\frac{{{M}_{\text{b}}}}{E \cdot {{I}_{y}}}z.$$ ε ( z ) = σ ( z ) E = M b E ⋅ I y z .

Die Spannungsoptik ist ein Teilgebiet der Optik. Mit dieser polarisationsoptischen Methode lassen sich Aussagen über die Beanspruchung von Bauteilen gewinnen. Es werden Größe und Richtung mechanischer Spannungen in lichtdurchlässigen Modellkörpern bestimmt.Natürliches Licht setzt sich aus elektromagnetischen Wellen unterschiedlicher Frequenz zusammen, wobei sich innerhalb der einzelnen Wellenzüge die elektrische Feldstärke $$ \vec{E}$$ E → und die magnetische Feldstärke $$ \vec{H}$$ H → periodisch ändern. Elektrischer und magnetischer Vektor stehen senkrecht zueinander und schwingen ihrerseits – wie in Abb. 45.1 angedeutet – in Ebenen senkrecht zur Fortpflanzungsrichtung des Lichtes. Man hat sich geeinigt, die Schwingungsrichtung des elektrischen Vektors einer Lichtwelle als deren Schwingungsrichtung festzulegen. Aus einem Gemisch von Lichtwellen, die regellos in allen möglichen Richtungen schwingen, lassen sich mit Hilfe eines sog. Polarisators diejenigen Wellen herausfiltern, bei denen die Schwingungen nur noch in einer bestimmten Ebene (Polarisationsebene) auftreten. Die Beträge der Vektoren der elektrischen Feldstärke der polarisierten Lichtwellen ändern sich zeitlich sinusförmig und schreiten in einer räumlich konstanten Schwingungsebene mit konstanter Geschwindigkeit fort.

Die in der Technik Anwendung findenden Werkstoffe unterliegen vielfach schlagartigen Beanspruchungen. Die Erfahrung hat gezeigt, dass dabei umso häufiger verformungsarme Brüche vorkommen, je tiefer die Beanspruchungstemperatur und je mehrachsiger der Beanspruchungszustand ist. Zur Beurteilung des Werkstoffverhaltens unter diesen Bedingungen sind daher die in quasistatischen Zugversuchen an glatten Proben mit Verformungsgeschwindigkeiten zwischen 10−5 s−1 <  $$ \dot{\varepsilon }$$ ε ˙  < 10−1 s−1 ermittelten Werkstoffkenngrößen (vgl. V24) nicht mehr oder nur bedingt geeignet. Sowohl die Zunahme der Verformungsgeschwindigkeit als auch die Abnahme der Verformungstemperatur bewirkt einen Anstieg der Streckgrenze und der Zugfestigkeit, womit meist auch eine Verringerung der Bruchdehnung und Brucheinschnürung und damit der bis zum Bruch erforderlichen Verformungsarbeit (Zähigkeit) verbunden ist. Die dabei auftretende Tendenz zum Übergang zu verformungsarmen Brüchen wird oft mit den Schlagworten „Geschwindigkeitsversprödung“ und „Temperaturversprödung“ beschrieben. Ferner wirkt eine gleichsinnig mehrachsige Beanspruchung (vgl. V43) ebenso festigkeitssteigernd und versprödend. Man spricht demzufolge von „Spannungsversprödung“. Somit stellen erhöhte Verformungsgeschwindigkeit, tiefe Temperaturen und große gleichsinnige Mehrachsigkeiten sprödbruchfördernde Faktoren dar. Dieser Sachverhalt erforderte die Entwicklung geeigneter Prüfverfahren.

Zur Beobachtung der Topographieerscheinungen bei unebenen und zerklüfteten Werkstoffoberflächen (z. B. bei Bruchflächen, bei angeätzten Schliffen oder bei spanend bearbeiteten Flächen) sind optische Einrichtungen mit hinreichender Schärfentiefe, Auflösung und Vergrößerung erforderlich. Bei lichtmikroskopischer Beobachtung (vgl. V7) nimmt der scharf abbildbare Tiefenbereich einer Bruchfläche rasch mit der Vergrößerung ab. In Abb. 47.1 gibt die gestrichelte Kurve den Zusammenhang zwischen Schärfentiefe S und förderlicher Vergrößerung Vf bzw. lateraler Punktauflösung X für das Lichtmikroskop (LM) wieder. X gibt den Abstand zweier visuell gerade noch getrennt erkennbarer Punkte an und kann – bedingt durch das kurzwellige Ende des sichtbaren Lichtes – nicht kleiner als 0,2 µm werden. Da andererseits ein Abstand von 0,2 mm auf einem vergrößerten Bild noch gut zu erkennen ist, gilt 47.1 $$ {{V}_{\text{f}}}x\approx 0{,}2\,[\text{mm}].$$ V f x ≈ 0,2 [ mm ] . Bei lichtmikroskopischer Beobachtung liegt deshalb bei 1000‐facher bzw. 20‐facher Vergrößerung und einer Punktauflösung von 0,2 bzw. 10 µm eine Schärfentiefe von 0,2 bzw. 100 µm vor (vgl. Abb. 47.1). Unebene Oberflächen können also lichtmikroskopisch nur mit kleinen Vergrößerungen hinreichend genau betrachtet werden.

Der Torsionsversuch dient zur Aufnahme der Torsionsverfestigungskurve eines Werkstoffes. Daraus können der Torsionsmodul (Schubmodul), die Torsionsgrenze, die Torsionsschergrenzen sowie die Torsionsfestigkeit ermittelt werden. Wird wie in Abb. 48.1 ein einseitig eingespannter Zylinderstab durch ein Moment Mt beansprucht, so verdrehen sich alle Querschnitte umso stärker um die Zylinderachse, je weiter sie von der Einspannung entfernt sind. Eine Mantellinie 1‐1′ des Zylinders geht dabei in eine Schraubenlinie 1‐1″ mit konstanter Steigung über. Beide Linien schließen den Schiebewinkel γ ein. γ wird Scherung genannt. Zwei senkrecht zur Zylinderachse befindliche Querschnitte mit dem Abstand L tordieren relativ zueinander um den Torsionswinkel φ. Ist r die laufende Koordinate in radialer Richtung des Torsionsstabes und R der Stabradius, so gilt bei nicht zu großen Winkeländerungen 48.1 $$ L \times \gamma =r \times \varphi .$$ L × γ = r × φ . Daraus folgt für die Scherung 48.2 $$ \gamma =\frac{\varphi }{L}r.$$ γ = φ L r . Die Scherung steigt also linear mit r an und erreicht am Probenrand für r = R den Größtwert 48.3 $$ {{\gamma }_{\text{R}}}=\frac{\varphi }{L}R.$$ γ R = φ L R . Die ursprünglich rechten Winkel α1 und α2 zwischen Stablängsebenen, die die Zylinderachse enthalten, und Querschnittsebenen (vgl. Abb. 48.2) gehen unter Torsionsbeanspruchung in Winkel α1′ und α2′ über, die größer als 90° sind.

Nach V48 besteht bei einem einseitig eingespannten Zylinder des Durchmessers 2R und der Länge L zwischen Torsionsmoment Mt und Torsionswinkel φ der Zusammenhang 49.1 $$ {{M}_{\text{t}}}=G\frac{\varphi }{L}\int\limits_{0}^{R}{{{r}^{2}}}2\pi r\mathrm{d}r=\frac{\pi G{{R}^{4}}}{2L}\varphi .$$ M t = G φ L ∫ 0 R r 2 2 π r d r = π G R 4 2 L φ . Ist der Zylinder sehr lang gegenüber seinem Durchmesser (Draht) und wird sein unteres Ende wie in Abb. 49.1 mit einer zylindrischen Scheibe A verbunden, so führt das ganze System nach Wegnahme des äußeren Momentes Drehschwingungen aus. Es liegt ein Torsionspendel vor. Ist θ0 das Massenträgheitsmoment des Systems bezüglich der Drahtachse und ist die Systemdämpfung hinreichend klein, so lautet die Bewegungsdifferentialgleichung 49.2a $$ {{\Theta }_{0}}\ddot{\varphi }=-{{M}_{\text{t}}}(\varphi )=-\frac{\pi G{{R}^{4}}}{2L}\varphi =-D\varphi $$ Θ 0 φ ¨ = - M t ( φ ) = - π G R 4 2 L φ = - D φ bzw. 49.2b $$ \ddot{\varphi }=-{{\omega }^{2}}\varphi .$$ φ ¨ = - ω 2 φ . Dabei ist D das sog. Direktionsmoment und ω die Kreisfrequenz des schwingungsfähigen Systems. Die Lösung dieser Differentialgleichung lautet 49.3 $$ \varphi ={{\varphi }_{0}}\cos \omega t={{\varphi }_{0}}\cos 2\pi \nu t={{\varphi }_{0}}\cos 2\pi \frac{t}{{{t}_{0}}}$$ φ = φ 0 cos⁡ ω t = φ 0 cos⁡ 2 π ν t = φ 0 cos⁡ 2 π t t 0 mit der Schwingungsdauer 49.4 $$ {{t}_{0}}=2\pi \sqrt{\frac{{{\Theta }_{0}}}{D}}=2\pi \sqrt{\frac{2L{{\Theta }_{0}}}{\pi G{{R}^{4}}}}.$$ t 0 = 2 π Θ 0 D = 2 π 2 L Θ 0 π G R 4 . Somit ergibt sich bei bekannten L, R und θ0 durch Messung von t0 der Schubmodul zu 49.5 $$ G=\frac{8\pi L{{\Theta }_{0}}}{{{R}^{4}}t_{0}^{2}}.$$ G = 8 π L Θ 0 R 4 t 0 2 .

Im Gegensatz zu Gasen oder Flüssigkeiten, bei denen nur Kompressionswellen auftreten, können bei elastischen Festkörpern zwei unabhängige Wellentypen und ihre verschiedenen Kombinationen beobachtet werden [Mös10]: Longitudinal‑ und Transversalwellen. Die Ausbreitungsgeschwindigkeit c dieser Wellen ist mit der Schallgeschwindigkeit identisch, wobei sie in der Regel von der Dichte ρ und den elastischen Moduln der betrachteten Werkstoffe abhängt.Korrespondiert die auftretende Wellenlänge mit bestimmten Probenabmessungen, so treten Resonanzerscheinungen auf. Es werden immer dann besonders große Schwingungsamplituden beobachtet, wenn die Erregerfrequenz mit einer der Eigenfrequenzen des Probestabes übereinstimmt. Bei einem zu longitudinalen Schwingungen angeregten Probestab tritt Resonanz auf, wenn die Stablänge L [mm] gleich einem ganzzahligen Vielfachen der halben Wellenlänge λ der erregenden Wellen ist. Dann gilt: 50.1 $$ L = n \frac{ \lambda }{2} \quad (n = 1,2,3 \ldots ),$$ L = n λ 2 ( n = 1 , 2 , 3 … ) , wobei n als Ordnung der Schwingung bezeichnet wird, n = 1 entspricht der Grundschwingung, n > 1 den Oberschwingungen. Da zwischen der Ausbreitungsgeschwindigkeit c, der Frequenz f und der Wellenlänge λ der elastischen Wellen die Beziehung 50.2 $$ c = \lambda f$$ c = λ f besteht, ergeben sich die möglichen Eigenfrequenzen fn,long zu 50.3 $$ {{f}_{n\text{,long}}} = \frac{ n c }{2 L}.$$ f n ,long = n c 2 L .

Die Bewegung von Atomen innerhalb des Kristallgitters der Körner oder längs der Korngrenzen eines metallischen Werkstoffs nennt man Diffusion. Atomare Platzwechsel innerhalb eines Kristallgitters sind nur möglich, wenn freies Gittervolumen existiert. In reinen Metallen oder in Substitutionsmischkristallen sind dazu Leerstellen (vgl. V2) erforderlich, die sich in jedem Kristall als punktförmige Gitterstörungen mit einer von der Temperatur abhängigen Konzentration ausbilden.Bei Interstitionsmischkristallen, in denen die Legierungsatome Gitterlückenplätze besetzen, ist immer freies Gittervolumen vorhanden, weil nie alle Gitterlücken besetzt sind. Deshalb sind dort stets Diffusionsbewegungen möglich. Dabei kann selbstverständlich der Weg, den ein einzelnes Interstitionsatom wählt, nicht vorausgesagt werden. Für eine räumliche Zufallsbewegung in der Zeit t liefert die statistische Mechanik als mittleres Verschiebungsquadrat des Weges 51.1 $$ \bar{X}_{n}^{2}=\frac{1}{6}{{d}^{2}}\nu t.$$ X ¯ n 2 = 1 6 d 2 ν t . Dabei ist d der bei einem Sprung zurückgelegte Weg und ν die mittlere Sprungfrequenz eines Interstitionsatoms. Die Größe 51.2 $$ D=\frac{1}{6}{{d}^{2}}\nu $$ D = 1 6 d 2 ν wird Diffusionskoeffizient genannt. Ist n die Zahl der in gleicher Entfernung befindlichen Gitterlücken, so gilt für die mittlere Sprungfrequenz 51.3 $$ \nu ={{\nu }_{0}}n{{\text{e}}^{-\frac{\Updelta {{G}_{\text{W}}}}{kT}}}.$$ ν = ν 0 n e - Δ G W k T .

Viele Bauteilbrüche lassen sich auf Risse zurückführen, die als Folge der Herstellung und/oder der Nachbehandlung der benutzten Werkstoffe entstanden sind. Risse sind unerwünschte Werkstoffdiskontinuitäten. Sie stellen im Idealfall eben begrenzte Werkstofföffnungen endlicher Länge dar, deren Begrenzungsflächen (Rissflächen) einen atomar kleinen Abstand und deren Enden (Rissspitzen) einen Krümmungsradius mit atomaren Abmessungen haben. Die Bruchmechanik geht von der Existenz rissbehafteter Konstruktionswerkstoffe aus und hat Kriterien dafür entwickelt, wie sich Risse unter der Einwirkung äußerer Kräfte aufweiten, vergrößern und schließlich zu völliger Werkstofftrennung führen.

In Abb. 53.1 sind ein rissfreier und ein rissbehafteter Probenkörper gezeichnet, deren untere Enden (Probenquerschnitt Ag, Probenlänge l0, Risslänge 2a) starr fixiert und deren obere Enden mit einer Zugkraft F beaufschlagt sind. Bei der rissfreien Probe besteht zwischen Probenverlängerung ∆1 und Zugkraft F der Zusammenhang 53.1 $$ \Updelta l={{c}_{0}} \cdot F,$$ Δ l = c 0 ⋅ F , wobei auf Grund des Hookeschen Gesetzes (vgl. V22) 53.2 $$ {{c}_{0}}=\frac{{{l}_{0}}}{E \cdot {{A}_{0}}}$$ c 0 = l 0 E ⋅ A 0 ist. Bei der rissbehafteten Probe gilt dagegen 53.3 $$ \Updelta l=c \cdot F,$$ Δ l = c ⋅ F , wobei sich c auf Grund der Proben‑ und Rissgeometrie sowie der elastischen Probeneigenschaften zu 53.4 $$ c=\frac{{{l}_{0}}}{E \cdot {{A}_{0}}}f(2a)$$ c = l 0 E ⋅ A 0 f ( 2 a ) ergibt. c ist die reziproke Federkonstante des Systems und wird Nachgiebigkeit oder Compliance der angerissenen Probe genannt. c wächst mit der Risslänge an. Die sich ergebenden F,∆l‐Zusammenhänge sind im unteren Teil von Abb. 53.1 schematisch wiedergegeben. Solange keine Rissverlängerung auftritt, ist die reversibel von der Probe aufnehmbare Verformungsarbeit durch 53.5 $$ {{U}_{\text{el}}}=\int\limits_{0}^{\Updelta l}{F}\text{d}(\Updelta l)=\frac{1}{2}\,F\Updelta l=\frac{1}{2}{{F}^{2}}c=\frac{1}{2}\frac{{{(\Updelta l)}^{2}}}{c}$$ U el = ∫ 0 Δ l F d ( Δ l ) = 1 2 F Δ l = 1 2 F 2 c = 1 2 ( Δ l ) 2 c gegeben. Verlängert sich der Riss bei einer bestimmten Beanspruchung um d(2a), so lassen sich die Veränderungen des Systems auf Grund der total differenzierten Gl. 53.3 53.6 $$ \text{d}(\Updelta l)=F\text{d}c+c\,\text{d}F$$ d ( Δ l ) = F d c + c d F beurteilen. Da man für d(2a) > 0 sowohl eine Probenverlängerung d(∆) > 0 als auch eine Kraftabnahme d < 0 erwarten kann, muss stets d > 0 sein. Die Nachgiebigkeit nimmt also mit der Rissverlängerung zu. Wenn sich der Riss verlängert, ändert sich auf jeden Fall die elastisch in der Probe gespeicherte Energie. Ist damit eine Verlagerung der Kraftangriffspunkte verbunden, so ändert sich zusätzlich die potentielle Energie des Systems um den Betrag, der dem Produkt aus Kraftangriffspunktverlagerung und Kraft entspricht.

Die aus dem Zugversuch ermittelten Kennwerte genügen dem Anspruch nicht, alle in der Praxis auftretenden Werkstoffbeanspruchungen zu simulieren. In vielen Fällen werden Bauteile auch langzeitigen konstanten Beanspruchungen unterworfen. Der Zeitstandversuch nach DIN EN ISO 204:2009‐10 dient dazu, experimentell das Werkstoffverhalten bei erhöhten Temperaturen zu untersuchen. Bei höheren Temperaturen verlieren metallische Werkstoffe mehr und mehr ihre Fähigkeit, statische Beanspruchungen rein elastisch zu ertragen. Unter der Wirkung hinreichend großer Nennspannungen treten zeitabhängige plastische Deformationen auf. Man spricht vom „Kriechen“ des Werkstoffs. Der bei gegebener Nennspannung und Temperatur bestehende Zusammenhang zwischen totaler bzw. plastischer Dehnung und Zeit wird als Kriechkurve bezeichnet. Mit Kriechdehnungen in technisch interessantem Ausmaße muss unter statischer Beanspruchung bei Temperaturen 54.1 $$ T\ge 0{,}4 \cdot {{T}_{\text{S}}}$$ T ≥ 0,4 ⋅ T S gerechnet werden, wenn TS die Schmelztemperatur des Werkstoffes in Kelvin ist. Aus Abb. 54.1 sind für einige reine Metalle die Schmelztemperaturen und die zugehörigen 0,4‐TS‐Werte zu entnehmen.Bei einem mit der Zugspannung σn nach Gl. 54.2 beaufschlagten Werkstoff stellt sich bei gegebener Temperatur und definierten sonstigen Umgebungsbedingungen zwischen der plastischen Dehnung εpl nach Gl. 54.3 und der Zeit t der in Abb. 54.2 schematisch aufgezeichnete Zusammenhang ein. 54.2 $$ {{\sigma }_{\text{n}}}=\frac{F}{{{A}_{0}}}$$ σ n = F A 0

Zyklische Belastungen führen bei metallischen Werkstoffen auch dann noch zum Bruch, wenn die Spannungsamplitude deutlich unterhalb der Zugfestigkeit liegt. In vielen Fällen, z. B. bei normalisierten, unlegierten Stählen, versagen zug‐druck‐wechselbeanspruchte Proben selbst dann noch, wenn die Spannungsamplitude kleiner als die Streckgrenze der Werkstoffe ist. Das Werkstoffverhalten wird also durch die Spannungsamplitude und die Häufigkeit ihrer Wiederholung bestimmt. Daneben wirken sich die Mittelspannung, die Beanspruchungsart, die Umgebungsbedingungen und die Probengeometrie auf die Schwingfestigkeit aus. Diese Feststellungen führen zur Notwendigkeit, bestimmte Kenngrößen zur Beurteilung des mechanischen Verhaltens zyklisch beanspruchter Werkstoffe zu ermitteln. Das geschieht in Dauerschwingversuchen mit geeigneten Schwingprüfmaschinen und im einfachsten Fall durch Aufnahme einer Spannungs‐Wöhlerkurve [Rad07]. Wird einem Werkstoff der in Abb. 55.1 skizzierte Spannungs‐Zeit‐Verlauf aufgeprägt, so gilt für die Spannungsamplitude 55.1 $$ {{\sigma }_{\text{a}}}=\frac{{{\sigma }_{\text{o}}}-{{\sigma }_{\text{u}}}}{2}$$ σ a = σ o - σ u 2 für die Mittelspannung 55.2 $$ {{\sigma }_{\text{m}}}=\frac{{{\sigma }_{\text{o}}}+{{\sigma }_{\text{u}}}}{2}$$ σ m = σ o + σ u 2 und für das sog. Spannungsverhältnis 55.3 $$ R=\frac{{{\sigma }_{\text{u}}}}{{{\sigma }_{\text{o}}}}.$$ R = σ u σ o . In Abhängigkeit des Spannungsverhältnisses R wird die zyklische Belastung in den Druckschwellbereich (1 < R ≤ +∞), den Wechselbereich (−∞ < R < 0) und den Zugschwellbereich (0 ≤ R < 1) unterteilt (vgl. Abb. 55.2).

Die Bruchschwingspielzahlen auf einem Spannungshorizont in einem Wöhlerdiagramm (vgl. V55) können sich um Dekaden unterscheiden (Abb. 56.1). Die breite Streuung der Versuchsergebnisse erfordert eine statistische Auswertung mit dem Ziel, sowohl die Schwingspielzahl als auch die Beanspruchungshöhe mit einer Bruchwahrscheinlichkeit zu korrelieren.

Der bei einer Mittelspannung σm = 0 und einer beliebig oft aufprägbaren Spannungsamplitude σa wirksame Werkstoffwiderstand gegen Ermüdungsbruch wird bei Werkstoffen, die Wöhlerkurven vom Typ I besitzen, als Wechselfestigkeit σW bezeichnet (vgl. V55 Schwingfestigkeit). Weniger präzise nennt man auch einfach die unter σm = 0 beliebig oft gerade noch ohne Bruch ertragbare Spannungsamplitude Wechselfestigkeit. Analog wird meist auch die bei σm ≠ 0 gerade noch ohne Bruch ertragbare Spannungsamplitude als Dauerfestigkeit σD bezeichnet. Erfahrungsgemäß führen positive (negative) Mittelspannungen zu Dauerfestigkeiten, die kleiner (größer) als die Wechselfestigkeit sind. Durchweg werden bei spannungskontrollierten Versuchen mit σm = const. die dauerfest ertragbaren Spannungsamplituden innerhalb bestimmter Grenzen mit algebraisch abnehmender Mittelspannung erhöht (vgl. Abb. 57.1a).Das Spannungsverhältnis R bezeichnet das Verhältnis von Oberspannung σO zu Unterspannung σU: 57.1 $$ R=\frac{{{\sigma }_{\text{U}}}}{{{\sigma }_{\text{O}}}}.$$ R = σ U σ O . Durch die Angabe von R ist der Beanspruchungsbereich (vgl. V55 Schwingfestigkeit) eindeutig definiert (vgl. Abb. 57.2).Bei spannungskontrollierten Versuchen mit konstantem Spannungsverhältnis im Bereich −1 < R < +1 liefern algebraisch abnehmende R‐Werte ebenfalls erhöhte Dauerfestigkeiten (vgl. Abb. 57.1b).

Nach V43 ist bei zügiger Beanspruchung die Zugfestigkeit gekerbter duktiler Proben stets größer als die glatter. Erfahrungsgemäß ergibt sich dagegen bei zyklischer Beanspruchung, dass gekerbte gegenüber glatten Proben eine kleinere Wechselfestigkeit besitzen. Die vorliegenden Verhältnisse sind in Abb. 58.1 schematisch durch die Spannungs‐Wöhlerkurven (vgl. V55) glatter und gekerbter Proben desselben Werkstoffzustandes bei reiner Wechselbeanspruchung dargestellt. Dabei ist Rm die Zugfestigkeit, RKm die Kerbzugfestigkeit, σW die Wechselfestigkeit und σKW die Kerbwechselfestigkeit. Im Zeitfestigkeitsgebiet besitzen gekerbte Proben eine kleinere Lebensdauer als ungekerbte, im Kurzzeitfestigkeitsgebiet kehren sich diese Verhältnisse um. Die Wechselfestigkeit gekerbter Proben nimmt i. Allg. umso stärker mit der Formzahl αK ab, je größer die Zugfestigkeit und damit die Härte (vgl. V36) des Werkstoffes ist. Als Beispiel sind in Abb. 58.2 die Biegewechselfestigkeiten für mehrere Stähle mit verschiedenen Formzahlen in Abhängigkeit von der Härte wiedergegeben. Es wird deutlich das, bei αK = const., die Kerbempfindlichkeit bei schwingender Beanspruchung mit zunehmender Härte steigt. Bei großen Formzahlen wird aber – unabhängig von Stahltyp und Ausgangshärte – praktisch die gleiche Biegewechselfestigkeit beobachtet.Hinsichtlich der Beeinflussung der Wechselfestigkeit glatter Werkstoffproben durch Kerben der Formzahl αK lassen sich grundsätzlich die in Abb. 58.3 dargestellten Fälle unterscheiden:

Die Ermüdung metallischer Werkstoffe bei Wechselbeanspruchung setzt das Auftreten plastischer Verformungen voraus. Diese Aussage gilt bei unlegierten Stählen auch dann, wenn die aufgeprägten Spannungsamplituden kleiner als die untere Streckgrenze sind. Es besteht daher ein großes praktisches Interesse an der Messung der im Anfangsstadium einer Wechselbeanspruchung entstehenden plastischen Dehnungen. Dazu werden die während des Durchlaufens einzelner Lastwechsel von den Versuchsproben ertragenen Spannungen und die resultierenden Dehnungen aufgenommen und gegeneinander aufgetragen. Solange sich der Werkstoff rein elastisch verformt, ergibt sich dabei die sogenannte Hookesche Gerade (Abb. 59.1a). Treten dagegen während eines Lastwechsels plastische Deformationen auf, so wird an der Versuchsprobe Verlustarbeit geleistet, und es entsteht als Spannungs‐Dehnungs‐Zusammenhang eine Hysteresisschleife (Abb. 59.1b). Diese ist charakterisiert durch die Spannungsamplitude σa, die Totaldehnungsamplitude εa,t und die Fläche 59.1 $$ A=\oint{\sigma d{{\varepsilon }_{\text{t}}}}$$ A = ∮ σ d ε t welche die pro Lastspiel an der Probe geleistete plastische Verformungsarbeit pro Volumeneinheit darstellt. Die Totaldehnung εt umfasst zu jedem Zeitpunkt einen elastischen Anteil εe und einen plastischen Anteil εp. Dieser plastische Anteil εp, bei σ = 0, bestimmt die halbe Breite der Hysteresisschleife und wird als plastische Dehnungsamplitude εa,p bezeichnet. Treten während einer Wechselbeanspruchung im Werkstoff Vorgänge auf, die zu Veränderungen des σ‐εt‐Zusammenhanges führen, so sind die Hysteresiskurven nicht geschlossen und ändern mit der Lastspielzahl ihre Form.

Für das Ermüdungsverhalten metallischer Werkstoffe während der anrissfreien Phase (vgl. V63) sind strukturelle Veränderungen typisch, die sich innerhalb des Probenvolumens als Folge plastischer Verformungsvorgänge ausbilden. Sie lassen sich pauschal an Hand der während der einzelnen Schwingspiele auftretenden Spannungs‐Dehnungs‐Zusammenhänge (Hysteresisschleifen) beurteilen (vgl. V59). Werden spannungskontrollierte Ermüdungsversuche (σa = const.) mit konstanter Mittelspannung σm durchgeführt, so können ähnliche Hysteresisschleifen auftreten wie in Abb. 60.1. Als Kenngrößen einer solchen Hysteresisschleife sind die Mitteldehnung εm sowie die totale und die plastische Dehnungsamplitude εa,t und εa,p anzusehen. Während der Schwingbeanspruchung tritt in Abhängigkeit von der Schwingspielzahl N eine Änderung der plastischen Dehnungsamplitude εa,p und damit – bei konstant gehaltenem Mittelspannungswert – eine Änderung der Breite der Hysteresisschleife auf. Wird εa,p über lgN aufgetragen, so ergibt sich die für die gewählte σa,σm‐Kombination gültige Wechselverformungskurve. Daneben können während der mittelspannungsbeaufschlagten Schwingbeanspruchung entweder durch zyklische Erwärmung oder durch gerichtete plastische Deformationsprozesse Mitteldehnungsänderungen auftreten. Der zuletzt angesprochene Prozess wird zyklisches Kriechen (Ratcheting) genannt. Der grundsätzliche Befund wird durch Abb. 60.2 belegt. Dort ist im linken Teilbild für 42CrMo4 im normalgeglühten Zustand die Wechselverformungskurve aufgezeichnet, die sich bei einer Mittelspannung σm = 20 MPa und einer Spannungsamplitude  = 295 MPa ergibt. Im unteren Teilbild ist die Mitteldehnung aufgetragen, die die Probe während der Schwingbeanspruchung erfährt. Nach 3 · 10 Schwingspielen hat sich unter den vorliegenden Bedingungen die Probe um etwa 0,6 % verlängert. Die untere Streckgrenze des untersuchten Werkstoffzustandes lag bei ~ 345 MPa.

Die Wechselbiegebeanspruchung stellt einen technisch wichtigen inhomogenen Beanspruchungsfall dar (vgl. V44). Die bei der Biegewechselbeanspruchung auftretenden mikrostrukturellen Veränderungen lassen sich in der anrissfreien Phase der Ermüdung durch Hysteresismessungen nachweisen. Werden z. B. bei einem kfz Metall unter konstant gehaltener Randtotaldehnungsamplitude nach verschiedenen Schwingspielzahlen die Änderungen des Biegemomentes Mb und damit der Randspannung σR als Funktion der Randtotaldehnung εR,t gemessen, so ergeben sich ähnliche Hysteresisschleifen, wie sie in Abb. 61.1 für Nickel wiedergegeben sind. Bei makroskopisch elastischer Biegung ist dabei die Randspannungsamplitude durch Gl. 61.1, bei makroskopisch überelastischer Biegung (Mb,a > MeS) ist die fiktive Randspannungsamplitude (vgl. V44) durch Gl. 61.2 gegeben. 61.1 $$ {{\sigma }_{\text{R,a}}}=\pm\frac{{{M}_{\text{b,a}}}}{{{W}_{\text{b}}}}$$ σ R,a = ± M b,a W b 61.2 $$ \sigma ^{*}_{\text{R,a}}=\pm\frac{{{M}_{\text{b,a}}}}{{{W}_{\text{b}}}}\quad\left( {{M}_{\text{b,a}}}>{{M}_{\text{eS}}}\right)$$ σ R,a * = ± M b,a W b M b,a > M eS

Das Ergebnis lebensdauerorientierter Dauerschwingversuche mit konstanter Beanspruchungsamplitude sind Wöhlerkurven. Bei spannungskontrollierten Wechselbeanspruchungen ergeben sich je nach Werkstoff Wöhlerkurven vom Typ I oder Typ II (vgl. V55 Schwingfestigkeit). In beiden Fällen nehmen die bis zum Bruch ertragenen Lastspielzahlen mit abnehmender Beanspruchungsamplitude zu. Bei Stählen ist die Wechselfestigkeit durchweg kleiner als die Streckgrenze. Steigert man die Spannungsamplituden, so dass sich Lebensdauern im Zeitfestigkeits‑ und Kurzzeitfestigkeitsbereich (vgl. V55 Schwingfestigkeit) ergeben, so nähert man sich mit der Spannungsamplitude der Streckgrenze und überschreitet diese. Von Beginn der Wechselbeanspruchung an treten dann neben elastischen Dehnungen, die den Spannungen direkt proportional sind, auch plastische Dehnungen auf. Je nach Größe der Spannungsamplitude können dabei die plastischen Dehnungsamplituden erheblich größer als die elastischen sein. Dann ist es zweckmäßiger, an Stelle von Versuchen mit konstanter Spannungsamplitude solche mit konstanter Totaldehnungsamplitude εa,t zu fahren. Führt man solche Experimente mit unterschiedlichen εa,t‐Werten durch, so ergeben sich umso kleinere Lebensdauern, je größer die Totaldehnungsamplitude ist. Werden über den Bruchlastspielzahlen NB die zugehörigen Totaldehnungsamplituden εa,t doppeltlogarithmisch aufgetragen und die Messpunkte durch eine Ausgleichskurve ausgeglichen, so erhält man eine Dehnungs‐Wöhlerkurve wie z. B. die stark ausgezogene Kurve in Abb. 62.1.

Wird einem metallischen Werkstoff eine periodische Beanspruchungs‐Zeit‐Funktion aufgeprägt, so stellen der Spannungs‐Totaldehnungs‐Zusammenhang in Abhängigkeit von der Lastspielzahl (vgl. V59 Wechselverformung unlegierter Stähle) sowie die Bruchlastspielzahl (vgl. V55 Schwingfestigkeit) wichtige Messergebnisse dar. Um zu vertieften Aussagen über die in schwingend beanspruchten Werkstoffen ablaufenden Ermüdungsprozesse zu gelangen, sind aber weiterführende Untersuchungen erforderlich. Von besonderer Bedeutung sind dabei lichtmikroskopische sowie transmissions‑ und rasterelektronenmikroskopische Beobachtungen (vgl. V7 Lichtmikroskopie von Werkstoffgefügen, V19 Transmissionselektronenmikroskopie von Werkstoffgefügen, V25 Interferenzmikroskopie verformter Werkstoffoberflächen, V47 Rasterelektronenmikroskopie).Man hat frühzeitig erkannt, dass sich bei hinreichend duktilen Werkstoffzuständen während der Schwingbeanspruchung in den oberflächennahen Körnern Verformungsmerkmale auch in den Fällen ausbilden, in denen die Wechselfestigkeit erheblich kleiner als die Streckgrenze ist. Eine Studie dieser Art ist Abb. 63.1 entnommen. Es entstehen Ermüdungsgleitbänder, deren Dichte innerhalb der Körner mit der Lastspielzahl zunimmt. Auch die Zahl der Körner, die Verformungsmerkmale zeigen, wächst mit der Lastspielzahl an.

Bei Wechselbeanspruchung metallischer Werkstoffe setzt nach anfänglichen Ver‑ und/oder Entfestigungsprozessen, die das gesamte Probenvolumen erfassen (vgl. V59 und V63), Mikrorissbildung in oberflächennahen Kornbereichen ein. Die an der Probenoberfläche nachweisbaren Mikrorisse bilden sich bei homogenen Werkstoffen unter kleinen Beanspruchungsamplituden bevorzugt an Ermüdungsgleitbändern, unter großen Beanspruchungsamplituden bevorzugt an Korngrenzen und, falls vorhanden, an Zwillingsgrenzen (vgl. V63). An die Mikrorissbildung schließt sich kontinuierlich die Mikrorissausbreitung an. Sie erfolgt bei kleinen Amplituden zunächst in oder nahe von Ermüdungsgleitbändern parallel zu deren Oberflächen‑ und Tiefenausdehnung. Da die Ermüdungsgleitbänder die Oberflächenspuren günstig orientierter Gleitsysteme mit größten Schubspannungen sind, liegen die Risse bevorzugt in den Bändern, die unter 45° zur Zug‐Druck‐Beanspruchungsrichtung, also in Richtung größter kontinuumsmechanisch wirksamer Schubspannungen orientiert sind. Die anfängliche Mikrorissverlängerung wird Rissausbreitungsstadium I genannt. Dabei werden oberflächennahe Körner mit einer relativ kleinen Ausbreitungsgeschwindigkeit von einigen 10−8 mm/Lastwechsel (LW) durchlaufen. Gleichzeitig wächst die Breitenausdehnung des Mikrorisses seitlich weiter. Bei weiter zunehmender Lastspielzahl schwenkt meist einer der 45°‐Mikrorisse in eine Ebene unter 90° zur angelegten Nennspannung ein und breitet sich nun (Rissausbreitungsstadium II) mit ständig wachsender Geschwindigkeit (von ≈ 10−6 mm/LW bis zu ≈ 10−2 mm/LW) als Makroriss aus. Abb. 64.1 zeigt schematisch diese Verhältnisse. Man sieht, wie ein Stadium I‐Riss in einer bestimmten Oberflächenentfernung abbiegt und dann als Stadium II‐Riss näherungsweise senkrecht zur Probenachse weiterläuft. Wesentlich für den Übergang vom Stadium I zum Stadium II der Rissverlängerung ist das Verhältnis der Schubspannung im Ermüdungsgleitband zu der an der Rissspitze auftretenden kerbwirkungsbedingten Normalspannung. Ist letztere so groß geworden, dass im Rissspitzenbereich Mehrfachgleitung auftritt und ein größeres rissspitzennahes Volumen plastisch verformt wird, dann ändert sich die Rissausbreitung so, dass während der folgenden Belastungszyklen Rissöffnungen und ‑schließungen unter energetisch günstigster Rissuferbewegung möglich werden. Da sich bei homogenen Werkstoffen mit wachsender Amplitude die Rissbildung mehr und mehr zu den Korn‑ bzw. Zwillingsgrenzen verlagert, kommt bei der Rissausbreitung von Anfang an Stadium II zunehmend zur Geltung. Bei heterogenen Werkstoffen wird das Stadium I der Rissausbreitung nur in den oberflächennahen Körnern der verformungsfähigen Phase beobachtet. Ferner wird die Rissbildung durch Spannungskonzentrationen an Korn‑ und/oder Phasengrenzen sowie nahe von intermetallischen und/oder intermediären Verbindungen sowie Einschlüssen begünstigt. Zudem sind bei den in der technischen Praxis benutzten Werkstoffen und Werkstoffzuständen auch beim Fehlen makroskopischer Kerben die mikroskopischen Bearbeitungsmerkmale viel bestimmender für die Rissbildung und die anfängliche Rissausbreitung als submikroskopische Strukturdetails, so dass auch hier im Allgemeinen kein Stadium I der Rissausbreitung beobachtet wird. Allgemein gilt, dass der größte Teil der sich ausbildenden Ermüdungsbruchfläche eine im Rissausbreitungsstadium II geschaffene makroskopische Rissfläche ist. Alle folgenden Angaben beziehen sich auf Rissausbreitung im Stadium II.

Das letzte Stadium der Ermüdung stellt die instabile, zum Bruch führende Rissausbreitung dar. Vorausgegangen sind die Stadien der Ver‑ und/oder Entfestigungsvorgänge, der Rissbildung und der stabilen Rissausbreitung (vgl. V64). Der lebensdauermäßige Anteil dieser drei Stadien an der Bruchschwingspielzahl hängt von den mechanischen Werkstoffeigenschaften, von der Probengeometrie, von der Rissgröße und von den Beanspruchungsbedingungen ab. Abb. 65.1 zeigt als typisches Beispiel die Ermüdungsbruchfläche eines künstlich angerissenen Flachstabes aus Reinaluminium. In den einzelnen Bereichen der makroskopischen Bruchflächen liegen unterschiedliche Mikromorphologien vor, wie die beigefügten rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen erkennen lassen.

Die Oxidation der Metalle ist dadurch gekennzeichnet, dass im Laufe derselben an der Oberfläche der Metallphase eine Schicht des festen Reaktionsproduktes gebildet wird. Diese Reaktionen, die bei hohen Temperaturen dickschichtige Oxidationsprodukte bilden, bezeichnet man als Verzunderung. Da die Mechanismen der Hochtemperaturkorrosion sehr kompliziert sind, werden hier nur reine Metalle Me oder ausgewählte Zweistofflegierungen betrachtet. Die Verzunderung lässt sich allgemein in der Form 66.1 $$ \frac{2x}{y}\text{Me}+{{\text{O}}_{2}}\rightleftharpoons\frac{2}{y}\text{Me}_{x}{\text{O}}_{y}$$ 2 x y Me + O 2 ⇌ 2 y Me x O y schreiben (vgl. Abb. 66.1), wobei x und y ganze Zahlen sind. Der Prozess verläuft bei gegebener Temperatur spontan von links nach rechts ab, wenn sich dabei die freie Enthalpie des Reaktionsproduktes 66.2 $$ {{G}_{\text{R}}}={{(H-TS)}_{\text{R}}}$$ G R = ( H - T S ) R gegenüber der der Ausgangsstoffe 66.3 $$ {{G}_{\text{A}}}={{(H-TS)}_{\text{A}}}$$ G A = ( H - T S ) A verkleinert und damit die Differenz 66.4 $$ \Updelta {{G}_{0}}={{G}_{\text{R}}}-{{G}_{\text{A}}}=\Updelta H-T\Updelta S$$ Δ G 0 = G R - G A = Δ H - T Δ S negativ wird (H Enthalpie, S Entropie). ∆G0 > 0 bedeutet Reaktionsablauf von rechts nach links. ∆G0 = 0 stellt den Fall des chemischen Gleichgewichts dar. ∆G0 wird, wenn ein Sauerstoffdruck $$ {{p}_{{{\text{O}}_{2}}}} =1\,\text{bar}$$ p O 2 = 1 bar vorliegt, freie Standardbildungsenthalpie genannt.

Die Veränderungen bzw. Zerstörungen eines metallischen Werkstoffes infolge chemischer oder elektrochemischer Reaktionen mit seiner Umgebung bezeichnet man als Korrosion. Elektrochemische Korrosion tritt auf, wenn sich bei Anwesenheit eines Elektrolyten zwischen Oberflächenbereichen des gleichen Werkstoffes oder zwischen zwei verschiedenartigen Werkstoffen eine elektrische Potenzialdifferenz ausbildet. Ein derartiges „Korrosionselement“ besteht stets aus einer Anode, einer Kathode und einem Elektrolyten. Ein Elektronenstrom in den metallischen Bereichen und ein Ionenstrom in dem Elektrolyten bilden den Stromkreis des Korrosionselementes.

Die elektrochemische Korrosion von Metallen beruht auf der anodischen Metallauflösung, beispielsweise die anodische Auflösung von Eisen gemäß 68.1 $$ \mathrm{Fe \to Fe^{2+} + 2 e^-}$$ Fe → Fe 2 + + 2 e - Dabei gehen positiv geladene Metallionen von der Metalloberfläche in den umgebenden wässrigen Elektrolyten über. Die von den Metallatomen abgegebenen Elektronen verbleiben im Metall und laden es negativ auf. Die positiv geladenen Metallionen werden von dem negativ geladenen Metall angezogen und bilden deshalb im Elektrolyt unmittelbar vor der Metalloberfläche eine Ionenschicht (vgl. Abb. 68.1). Diese elektrochemische Doppelschicht hat üblicherweise eine Ausdehnung von 1 bis 10 nm. Das elektrische Feld in der elektrischen Doppelschicht führt zu einer Potenzialdifferenz zwischen dem Metall und der Lösung (vgl. Abb. 68.1).Eine fortschreitende Korrosion erfolgt nur dann, wenn die im Metall verbliebenen Elektronen durch Reduktionsreaktionen an anderer Stelle wieder verbraucht werden. Bei der Säurekorrosion erfolgt dieser Elektronenverbrauch durch die kathodische Wasserstoffabscheidung gemäß Gl. 68.2. Bei der Korrosion durch gelösten Sauerstoff erfolgt der Elektronenabbau durch die Sauerstoffreduktionsreaktion gemäß Gl. 68.3: 68.2 $$ \mathrm{2 H^{+} + 2 e^{-}\to H_{2}}$$ 2 H + + 2 e - → H 2 68.3 $$ \mathrm{O_{2} + H_{2}O + 4 e^{-}\to 4 OH^{-}}$$ O 2 + H 2 O + 4 e - → 4 O H -

Als Spannungsrisskorrosion (SRK) oder Stress Corrosion Cracking (SCC) wird die Bildung und Ausbreitung von Rissen in deckschichtbehafteten metallischen Werkstoffen während zügiger Beanspruchung durch Last‑ und/oder Eigenspannungen in einem spezifischen Korrosionsmedium bezeichnet. Dabei erfolgen die Rissbildungen bei glatten Proben lokalisiert an Stellen relativer Spannungskonzentrationen und/oder relativ erhöhter korrosionschemischer Empfindlichkeit. Bei gekerbten Proben entwickeln sich die SRK‐Risse vom Kerbgrund ausgehend. Je nach Werkstoff und Korrosionsmedium wachsen die Risse inter‑ oder transkristallin, durchsetzen unter Verzweigungen das Werkstoffvolumen und führen schließlich zu einer solchen Querschnittsschwächung, dass Werkstoffversagen durch Gewaltbruch einsetzt. Bei Aluminiumlegierungen wird meist interkristalline SRK, bei Magnesiumlegierungen dagegen überwiegend transkristalline SRK beobachtet. In Kupferbasis‑ und Eisenbasislegierungen treten je nach Korrosionsmedium beide SRK‐Arten auf. Austenitische CrNi‐Stähle zeigen bei erhöhten Temperaturen in chloridhaltigen und stark alkalischen Lösungen transkristallines SRK‐Verhalten. Bei den gleichen Werkstoffen tritt nach einer Sensibilisierungsglühung zwischen 450 °C und 750 °C, die zur Ausscheidung von Chromcarbiden auf den Korngrenzen führt, interkristalline SRK auf. Bei α‐Messing wird in neutralen und stark alkalischen ammoniakhaltigen CuSO4‐Lösungen interkristalline SRK beobachtet, in schwach alkalischen Lösungen dagegen transkristalline. Als Beispiele sind in Abb. 69.1a transkristalline SRK‐Erscheinungen bei X10CrNiTi18‐9 und rechts interkristalline SRK‐Erscheinungen bei einem Gewindestück aus Messing wiedergegeben.

Wasserstoff kann in Stählen unter bestimmten Randbedingungen eine Versprödung und andere Schädigungen (z. B. Beizblasen und Randentkohlung) hervorrufen. Betroffen sind vorwiegend ferritisch‐martensitische Stähle. Austenitische Stähle sind weniger anfällig für Wasserstoffversprödung.Die Aufnahme von Wasserstoff in Stahl kann durch eine kathodische Wasserstoffabscheidung in wässrigen Elektrolyten erfolgen; beispielweise bei Korrosionsvorgängen oder beim Galvanisieren. Eine weitere Möglichkeit ist die Aufnahme von Wasserstoff aus der Gasphase, z. B. beim Schweißen oder bei thermochemischen Randschichtbehandlungen. Schäden durch eine Druckwasserstoffversprödung sind eher selten, während kathodisch abgeschiedener Wasserstoff ein großes technisches Problem darstellt, da diese Form der Wasserstoffaufnahme bei sehr vielen technischen und industriellen Prozessen vorkommt. Ein typisches Beispiel für eine kathodische Wasserstoffaufnahme ist die Entfernung von Zunder‐ und Rostschichten durch Beizen in verdünnten Säuren. Dabei erfolgt im ersten Schritt ein Säureangriff auf das Eisenoxid Fe2O3 gemäß 70.1 $$ \mathrm{Fe_{2}O_{3} + 6 H^{+}\to 2 Fe^{3+} + 6 H_{2}O}$$ Fe 2 O 3 + 6 H + → 2 F e 3 + + 6 H 2 O wobei die Eisen(III)oxid‐Schicht in Form von Fe3+ Ionen in Lösung geht. An Fehlstellen in der Zunderschicht oder nach längerem Beizen kommt es zu einem Säureangriff (vgl. V67, V68) auf das unter der Zunderschicht liegende metallische Eisen gemäß 70.2 $$ \mathrm{Fe + 2 H^{+}\to Fe^{2+} + H_{2}}\uparrow $$ Fe + 2 H + → Fe 2 + + H 2 ↑

An Bleche und Bänder für Tiefzieharbeiten werden hohe Anforderungen in Bezug auf ihre Kaltverformbarkeit gestellt, weil sie relativ große plastische Verformungen ohne Anrissbildung ertragen müssen. Werkstoffe gleicher chemischer Zusammensetzung können sich dabei je nach Gleichmäßigkeit des Gefüges, Vorgeschichte und Wärmebehandlung, Betrag und Abmessungskonstanz der Blech‑ bzw. Banddicke sowie der Oberflächenqualität verschieden verhalten. Für die Prüfung von plattenförmigen Blechen (Ronden), aus denen Hohlkörper gefertigt werden, haben sich Standardprüfmethoden herausgebildet, mit denen die in der Praxis auftretenden Beanspruchungen weitgehend simuliert werden sollen.

Ein wichtiges Teilgebiet der zerstörungsfreien Werkstoffprüfung stellt die Ultraschallprüfung dar. Sie nutzt die Reflexion und Brechung von Ultraschallwellen an den Grenzflächen aus, die Werkstoffbereiche unterschiedlichen Schallwiderstandes trennen. Lunker, Einschlüsse, Poren, Dopplungen, Trennungen und Risse lassen sich auf diese Weise nachweisen, wenn sie eine hinreichend große flächenhafte Ausdehnung senkrecht zur Ultraschall‐Ausbreitungsrichtung besitzen. In den zu prüfenden Bereichen sollten die Prüfkörper eine einfache Form aufweisen, so dass sich Echos von Defekten sowie Formechos voneinander unterscheiden lassen. Die räumliche Auflösung, die Nachweisbarkeit von Fehlstellen bzw. Defekten und die Genauigkeit der Messung steht in direktem Zusammenhang mit der Wellenlänge λ. Eine Verbesserung der Ortsauflösung ist durch eine Erhöhung der Frequenz realisierbar. Schallwellen sind in Festkörpern elastische Schwingungen und können dort als Longitudinal‑ und Transversalschwingungen auftreten. Bei den Longitudinalwellen erfolgen die Schwingungen in Fortpflanzungsrichtung, bei den Transversalwellen senkrecht zur Fortpflanzungsrichtung. In Gasen und Flüssigkeiten, die keine oder nur äußerst geringe Schubkräfte übertragen können, sind Schallwellen stets Longitudinalschwingungen.

Neben Röntgen‑ und γ‐Strahlen (vgl. V77) sowie Ultraschallwellen (vgl. V72) lassen sich auch magnetische und magnetinduktive Wechselwirkungen zur zerstörungsfreien Werkstoffprüfung ausnutzen. Man unterscheidet dabei die auf der magnetischen Kraftwirkung beruhenden Verfahren von den die Induktionswirkung ausnutzenden Wirbelstromverfahren. Die magnetinduktiven Prüfmethoden zeichnen sich durch große Prüfgeschwindigkeiten sowie relativ einfache Automatisierbarkeit aus und haben daher ein breites Anwendungsspektrum vor allem in der Qualitätsprüfung gefunden.Bei den Rissprüfverfahren mit Kraftwirkung wird in ferromagnetischen Prüfkörpern ein magnetisches Feld erzeugt, wobei die in Abb. 73.1 skizzierten Methoden Anwendung finden. Im Allgemeinen ist im Prüfkörper eine relative Permeabilität µr > 100 erforderlich, um eine ausreichende Magnetisierung zu erreichen. Die Joch‑ bzw. Spulenmagnetisierung durch Gleichstrom bewirkt eine Längsmagnetisierung, die Durchflutungsmagnetisierung durch Wechselstrom eine Kreismagnetisierung. Dabei wird eine gleichmäßige Ausbildung der magnetischen Kraftlinien angestrebt. Die magnetischen Feldlinien werden durch Risse im Werkstoff gestört, da über und seitlich davon als Folge der gegenüber dem ungestörten Messobjekt erhöhten magnetischen Widerstände magnetische Streufelder auftreten, über deren Detektion auf die Existenz der Fehler geschlossen werden kann.

Eigenspannungen sind mechanische Spannungen, die in einem Werkstoff ohne Einwirkung äußerer Kräfte und/oder Momente vorhanden sind. Die mit diesen Spannungen verbundenen inneren Kräfte und Momente sind im mechanischen Gleichgewicht. Der Eigenspannungszustand in einem Werkstoff wird genau wie bei mechanischen Lastspannungen durch einen Spannungstensor 3. Ordnung beschrieben.Es hat sich als zweckmäßig erwiesen, drei Eigenspannungsarten zu unterscheiden, denen heute meist die folgenden Definitionen zugrunde gelegt werden: 1. Eigenspannungen I. Art sind über größere Werkstoffbereiche (mehrere Körner) nahezu homogen. Die ihnen zukommenden inneren Kräfte sind bezüglich jeder Schnittfläche durch den ganzen Körper im Gleichgewicht. Ebenso verschwinden die mit ihnen verbundenen inneren Momente bezüglich jeder Achse. Bei Eingriffen in das Kräfte‑ und Momentengleichgewicht von Körpern, in denen Eigenspannungen I. Art vorliegen, treten immer makroskopische Maßänderungen auf. 2. Eigenspannungen II. Art sind über kleine Werkstoffbereiche (ein Korn oder Kornbereiche) nahezu homogen. Die mit ihnen verbundenen inneren Kräfte und Momente sind über hinreichend viele Körner im Gleichgewicht. Bei Eingriffen in dieses Gleichgewicht können makroskopische Maßänderungen auftreten. 3. Eigenspannungen III. Art sind über kleinste Werkstoffbereiche (mehrere Atomabstände) inhomogen. Die mit ihnen verbundenen inneren Kräfte und Momente sind in kleinen Bereichen (hinreichend großen Teilen eines Korns) im Gleichgewicht. Bei Eingriffen in dieses Gleichgewicht treten keine makroskopischen Maßänderungen auf.

Ein einfaches Beispiel für Eigenspannungen I. Art (vgl. V74) bietet die umwandlungsfreie Abschreckung eines Stahlzylinders von Temperaturen < 700 °C auf Raumtemperatur. Dabei zeigen die oberflächennahen und die kernnahen Probenbereiche (vgl. Abb. 75.1a) verschiedene Temperatur‐Zeit‐Kurven. Die nach der Abschreckung zunächst zunehmende Temperaturdifferenz zwischen Oberflächen‑ und Kernbereich des Zylinders führt zu der in Abb. 75.1b angegebenen anwachsenden Verspannung beider Zylinderteile. Die Spannungsverteilung gilt unter der Annahme, dass sich der Stahlzylinder während der Abkühlung auf Raumtemperatur linear elastisch verhält. Der in seiner Schrumpfung behinderte Oberflächenbereich gerät in Längs‑ und Umfangsrichtung unter Zugspannungen, die beim Erreichen der maximalen Temperaturdifferenz ∆Tmax ihren Höchstwert annehmen. Entsprechende Druckspannungen in den Kernbereichen halten diesen das Gleichgewicht. Bei der weiteren Abkühlung nehmen die Beträge der Kern‑ und Randspannungen wegen der Reduzierung der Temperaturdifferenz zwischen Probenrand und ‑kern wieder ab und gehen auf Null zurück, wenn der vollständige Temperaturausgleich erreicht ist. Diese als Folge makroskopischer Temperaturunterschiede auftretenden Spannungen sind als Wärmespannungen zu bezeichnen (V31). Sie verschwinden im beschriebenen Fall mit ∆T → 0 und haben keine Eigenspannungen zur Folge.

Das „Strahlen eines Werkstoffes“ (oft einfach „Kugelstrahlen“ genannt) besteht im Beschuss seiner Oberfläche mit kleinen, hinreichend harten metallischen (Stahl, Stahlguss, Temperguss, Hartguss, Draht) oder nichtmetallischen Teilchen (Glas, Korund, Keramik, Aluminiumoxid). Die Beschleunigung der Teilchen des Strahlmittels auf die erforderliche mittlere kinetische Energie erfolgt heute meistens pneumatisch in Druckluftanlagen oder unter Ausnutzung von Fliehkräften in Schleuderradanlagen. Das Prinzip derartiger Strahlmaschinen geht aus Abb. 76.1 hervor.Strahlbehandlungen finden in der Werkstofftechnik vielfältige Anwendungen. Sie werden zur Oberflächenverfestigung, zur Veränderung der Oberflächenfeingestalt, zur Erhöhung der Verschleiß‑, der Wechsel‑ bzw. Dauerfestigkeit und der Korrosionsbeständigkeit, zum Gussputzen, zum Entzundern sowie zum Umformen und Richten ausgenutzt. Demgemäß spricht man, je nach angestrebter Wirkung der Strahlbehandlung, z. B. auch von Festigkeitsstrahlen, Reinigungsstrahlen und Umform‐ bzw. Richtstrahlen. Die Schleuderradmaschinen ermöglichen einen hohen Durchsatz zu strahlender Teile (Strahlgut) und das wirtschaftliche Strahlen großer Flächen. Die Strahlmittelgeschwindigkeit, die dabei meist als Abwurfgeschwindigkeit vab angegeben wird, lässt sich über die Umdrehungsgeschwindigkeit des Schleuderrades regeln. Die Druckluftmaschinen ermöglichen das definierte Strahlen von Teilen komplizierter Geometrie auch an geometrisch schwer zugänglichen Stellen. Die mittlere Strahlmittelgeschwindigkeit wird über den Systemdruck p gesteuert.

Mit Hilfe von Röntgenstrahlen lassen sich in Werkstücken und Bauteilen makroskopische Fehlstellen, Einschlüsse, Seigerungen, Gasblasen, Risse und Fügungsfehler nachweisen, wenn diese lokal eine gegenüber dem Grundmaterial veränderte Strahlungsschwächung ergeben. Man spricht von Grobstrukturuntersuchungen. Als Strahlungsquellen dienen dabei Grobstrukturröntgenröhren mit Wolframanoden. Ausgenutzt wird das kontinuierliche Röntgenspektrum (vgl. V5), das beim Abbremsen der unter der Wirkung großer Beschleunigungsspannungen auf die Anode auffallenden Elektronen entsteht. Abb. 77.1 zeigt, wie sich die Intensitätsverteilung der Bremsstrahlung einer Wolframanode mit der Beschleunigungsspannung ändert. Die charakteristischen Eigenstrahlungen Kα und Kβ mit Quantenenergien von 59 und 67 keV (vgl. V5) sind nicht mit eingezeichnet. Mit wachsender Beschleunigungsspannung treten immer kurzwelligere Strahlungsanteile auf.

Schweißen ist ein Fügeverfahren, das zu stoffschlüssigen Verbindungen führt. Dabei werden unter Einwirkung von thermischer Energie und/oder Druck Werkstoffe mit oder ohne artgleichen Zusätzen miteinander verbunden. Die Güte einer Schweißverbindung wird durch den Grundwerkstoff und dessen Vorbehandlung, den Zusatzwerkstoff, die Schweißnahtvorbereitung, das Schweißverfahren, die Schweißbedingungen und die Nachbehandlung bestimmt. Bei der quantitativen Qualitätsprüfung von Schweißverbindungen werden praktisch alle dafür brauchbaren Methoden der Werkstoffprüfung angewandt. Im Folgenden wird – unter Beschränkung auf Schmelzschweißverfahren – nur auf die metallographische und auf Teilaspekte der mechanischen Untersuchung von Schweißnähten eingegangen, die durch Verbindungsschweißen gleicher Werkstoffe entstanden sind. Über die wichtigsten Schmelzschweißverfahren gibt Tab. 78.1 eine schematische Übersicht.Je nach Verfahren, Wanddicke, Position und geometrischen Gegebenheiten werden bei technischen Bauteilen unterschiedliche Schweißnahtformen ausgeführt. Abb. 78.1 fasst einige Grundtypen mit den dafür vereinbarten Namen zusammen. Derartige Verbindungen können z. B. mit dem Gas‑ oder den verschiedenartigsten Lichtbogenschweißverfahren hergestellt werden.

In der technischen Praxis sind die verschiedenartigsten Schmelzschweißverbindungen zwischen gleichartigen oder ungleichartigen Werkstoffen anzutreffen. Einige häufig vorkommende Nahtformen sind in Abb. 78.1 (V78) zusammengestellt. Zur Kontrolle und Überprüfung derartiger Schweißverbindungen sind Röntgengrobstrukturuntersuchungen (vgl. V77) geeignet. Voraussetzung dazu ist, dass das Untersuchungsobjekt und die Röntgenstrahlungsquelle relativ zueinander in die für die Durchstrahlung erforderlichen Positionen gebracht werden können. Ist dies nicht möglich, so greift man mit Erfolg auf handhabbare Gammastrahlungsquellen zurück, mit denen nach dem gleichen Prinzip wie bei Röntgenstrahlen Grobstrukturuntersuchungen möglich sind. Dabei finden heute durchweg künstliche radioaktive Elemente Anwendung, und zwar überwiegend Ir192 mit γ‐Quanten einer mittleren Energie von 0,38 MeV sowie Co60 mit γ‐Quanten der Energien 1,33 und 1,17 MeV. Die Strahlenquellen haben meist zylindrische Form und sind in Strahlerkapseln gefasst. Ein Beispiel zeigt Abb. 79.1. Die Strahlerkapseln werden ihrerseits in sogenannten Gammageräten untergebracht, die einerseits vollkommen den Anforderungen des Strahlenschutzes genügen und andererseits eine leichte Positionierung der ständig γ‐Strahlen emittierenden Strahlungsquelle bezüglich des Messobjektes ermöglichen.

Bauteile der technischen Praxis werden üblicherweise so bemessen, dass sie unter den zu erwartenden Beanspruchungen und Umgebungsbedingungen nicht versagen. Trotzdem kommen die verschiedenartigsten Konstruktions‑, Werkstoffauswahl‑, Werkstoffbehandlungs‐ und Fertigungsfehler vor, die zusammen mit unvollkommen eingeschätzten Beanspruchungseinflüssen und Betriebsfehlern lebensdauerbegrenzend für einzelne Bauteile wirken. Es treten Schadensfälle auf, die – ganz abgesehen von den wirtschaftlichen Konsequenzen – oft Folgeschäden (im schlimmsten Falle mit der Gefährdung von Menschenleben) bewirken und stets Reparaturen oder Ersatzbeschaffungen nach sich ziehen. Die Aufklärung der Ursachen solcher Schadensfälle erlaubt rationale Maßnahmen zu ihrer Vermeidung. Deshalb kommt der Aufklärung von Schäden (Schadenskunde) große praktische Bedeutung zu.

Das charakteristische mikrostrukturelle Merkmal der Polymerwerkstoffe ist ihr Aufbau aus Makromolekülen. Diese werden entweder durch Veredlung polymerer Naturstoffe oder heute überwiegend synthetisch aus organischen Verbindungen hergestellt. Makromoleküle (Polymere) bilden sich bei Erfüllung bestimmter Voraussetzungen durch das repetitive Aneinanderlagern von reaktionsfähigen Molekülen (Monomeren). Beispielsweise werden Ethylenmoleküle C2H4, deren Aufbau sich durch die Strukturformel 81.1 beschreiben lässt, wobei jedem Bindungsstrich eine spinabgesättigte Elektronenpaarbindung (kovalente Bindung) entspricht, durch das Aufbrechen der Kohlenstoffdoppelbindung bifunktionell. Dadurch erhalten die Monomere zwei reaktionsfähige Enden, und es können sich n Moleküle in der Form 81.2 zu einer makromolekularen Kette, dem Polyethylenmolekül, zusammenschließen (vgl. Abb. 81.1).

Bei der praktischen Verarbeitung von Thermoplasten werden die in granulierter oder Pulverform vorliegenden Polymere unter der Einwirkung von Wärme und Druck aufgeschmolzen und erfahren in geeigneten Werkzeugen die für das Fertigteil oder das Halbzeug erforderliche Formgebung. Die wichtigsten Fertigungsmethoden sind das Extrudieren, das Spritzgießen und das Pressen.

Die Polymerwerkstoffe zeigen bei mechanischer Beanspruchung aufgrund ihres mikrostrukturellen Aufbaus (vgl. V81) gegenüber metallischen Werkstoffen eine Reihe von Unterschieden. Von besonderer Bedeutung ist die vielfach bereits bei oder nahe bei Raumtemperatur auftretende starke Temperatur‑ und Zeitabhängigkeit der mechanischen Eigenschaften. Deshalb lassen Kurzzeitversuche, die unter definierten Bedingungen bei Raumtemperatur durchgeführt werden, nur grobe Charakterisierungen einzelner Werkstoffe zu. Dimensionierungskenngrößen müssen dagegen zeit‑ und temperaturabhängig ermittelt werden. Nachfolgend wird auf das zügige Verformungsverhalten von Polymerwerkstoffen näher eingegangen.

Polymerwerkstoffe neigen aufgrund ihres strukturellen Aufbaus bereits bei relativ niedrigen Temperaturen zum Kriechen. Wird eine Polymerwerkstoffprobe bei gegebener Temperatur einer konstanten Zugbelastung unterworfen, so wird eine zeitliche Zunahme der Dehnung in Beanspruchungsrichtung beobachtet. Die Gesamtdehnung umfasst einen elastischen, einen viskosen und einen viskoelastischen Anteil.

Für die Beurteilung der mechanischen Werkstoffeigenschaften sind Kenngrößen notwendig, die unter definierten Bedingungen in reproduzierbarer Weise mit kleiner Schwankungsbreite ermittelt werden können. Bei Polymerwerkstoffen sind solche Nenngrößen in viel stärkerem Ausmaße von den Verarbeitungs‑ und Prüfbedingungen abhängig als bei metallischen Werkstoffen. So sind beispielsweise die Zug‑ und die Biegefestigkeit von Probekörpern, die aus der gleichen Charge eines Polymerwerkstoffes durch Spritzgießen hergestellt werden, stark von den dabei vorliegenden Parametern abhängig. Einflussgrößen sind z. B. die Aufheizgeschwindigkeit des Ausgangsgranulats, die Durchmischung und Verweilzeit des Materials im Zylinder der Spritzgussmaschine, die örtlichen Überhitzungen, die Werkstofftemperatur in der Spritzgussmaschine (Massetemperatur), der Spritzdruck, die Nachdruckzeit, die Formtemperatur und die Abkühlgeschwindigkeit (vgl. V82). Selbst bei Konstanz des wichtigsten Parameters Massetemperatur können sich als Folge anderer Parametervariationen Werkstoffzustände mit unterschiedlichen mechanischen Eigenschaften ergeben.

Die Eigenschaften von Polymerwerkstoffen lassen sich durch den chemischen oder physikalischen Einbau von geeigneten Zusätzen in gezielter Weise beeinflussen. Zweckmäßigerweise wird dabei zwischen teilchen‑ und faserförmigen Einlagerungen unterschieden. Das mechanische Verhalten dieser heterogenen Polymerwerkstoffe wird durch die Form, die Größe, die Verteilung sowie die Art der Einlagerungen bestimmt. Bei Teilcheneinlagerungen wird von gefüllten sowie von modifizierten Polymerwerkstoffen, bei Fasereinlagerungen von faserverstärkten Polymerwerkstoffen gesprochen.

Schaumstoffe bestehen aus vielen kleinen, wabenförmigen, luft‐ oder gasgefüllten Hohlräumen (Zellen), die von offenen oder geschlossenen polymeren Gerüststrukturen umgeben sind. Wichtige Vertreter sind Polystyrol‑, Polyvinylchlorid‑, Polyethylen‑, Polypropylen‐ und Polyurethanschäume. Das Raumgewicht der Schaumstoffe kann über den Polymerwerkstoffanteil sowie die mittlere Zellgröße weitgehend unabhängig voneinander eingestellt werden. Abb. 87.1 zeigt den Querschliff durch einen PE‐Hartschaum. Offene und geschlossene Zellwände sind gut zu erkennen. Wegen ihrer vorzüglichen mechanischen sowie wärme‑ und schallisolierenden Eigenschaften finden Schaumstoffe verbreitete Anwendung.

Die Lehre von Verschleiß, Reibung und Schmierung wird unter dem Begriff Tribologie zusammengefasst. Tritt ein fester Körper mit einem festen, flüssigen oder gasförmigen Gegenkörper in Kontakt oder führt eine Relativbewegung zu diesem aus, kommt es zu Verschleiß und Reibung. Dabei werden Verschleiß und Reibung in der Tribologie immer als System‐Eigenschaften der beteiligten Körper und Medien betrachtet. Grund‑ und Gegenkörper, das Zwischenmedium und die Umgebungsatmosphäre bilden ein sog. Tribologisches System.Verschleiß ist als Materialverlust aus der Oberfläche infolge mechanischer Beanspruchung definiert. Es wird zwischen Verschleißmechanismen und Verschleißarten unterschieden. Die Verschleißmechanismen sind Adhäsion, Abrasion, Oberflächenzerrüttung und tribochemische Reaktion und beschreiben die zugrunde liegenden Ursachen des Verschleißes.

Bei praktisch allen Bauteilen und Maschinenelementen gibt es Oberflächenbereiche, die einer tribologischen Beanspruchung ausgesetzt sind (siehe V88). Diese Funktionsflächen können durch eine Beschichtung der Oberfläche in ihren Reibungs‑ und Verschleißeigenschaften optimiert werden. Eine Beschichtung hat dabei zusätzlich den Vorteil, dass die gewünschten Eigenschaften des Grundwerkstoffs und der Oberfläche – wie z. B. Zähigkeit und Härte – getrennt voneinander auf den Anwendungsfall angepasst werden können. Die Eigenschaften einer Schicht werden dabei stark von der Morphologie (Struktur) und Topographie (Oberflächenfeingestalt) der Schicht bestimmt.Der Begriff Schichtmorphologie beschreibt den strukturellen Aufbau und das Gefüge einer Schicht. PVD‐Verfahren (physical vapour deposition) erzeugen Schichten durch Verdampfen eines bestimmten Mediums, dabei gibt es je nach Art der Verdampfung verschiedene Verfahren: Thermisches Verdampfen Elektronenstrahlverdampfen Laserstrahlverdampfen Lichtbogenverdampfen Kathodenzerstäubung.

Die erste Voraussetzung, die für den erfolgreichen Einsatz einer Beschichtung erfüllt sein muss, ist die ausreichende Haftfestigkeit zwischen der Schicht und dem Substrat. Diese ist definiert als die Kraft, die zwei Oberflächen durch chemische Bindung oder mechanische Verzahnung zusammenhält. Eine schlechte Haftfestigkeit kann durch Verunreinigungen auf der Substratoberfläche, wie z. B. Fett, Wasserfilme und/oder Oxide, sowie durch hohe Eigenspannungen in der Schicht verursacht werden.Die Haftfestigkeit kann durch den in Abb. 90.1 dargestellten Stirnabzugsversuch ermittelt werden [NN94]. Dabei wird das beschichtete Substrat mit einem Gegenkörper verklebt und die Haftfestigkeit über einen Zugversuch (siehe auch V23) ermittelt. Hierbei wird die Last bis zum Versagen des Schichtverbundes gesteigert. Dies setzt voraus, dass die Haftfestigkeit der Schicht unter der Zugfestigkeit des verwendeten Klebstoffes liegt. Für gut haftende PVD‐Schichten ist der Stirnabzugsversuch daher nicht geeignet. Es werden andere Tests verwendet, die indirekt eine qualitative oder quantitative Bestimmung der Haftfestigkeit erlauben.

Die heute als Electron backscatter diffraction (EBSD) bezeichnete Analysetechnik geht zurück auf die Entdeckung der sog. Kikuchi‐Linien, die bereits 1928 von Nishikawa und Kikuchi im Transmissionselektronenmikroskop beobachtet wurden. Noch im selben Jahr beschrieben sie, dass solche Beugungslinien auch im Reflexionsmodus erfasst werden können – die Methodik, die man heute als EBSD bezeichnet.In beiden Fällen wird der Primärelektronenstrahl inelastisch an den Atomen der beschossenen Probenstelle gestreut. Es entsteht dort eine divergente Elektronenquelle. Wenn nun manche Elektronen von dort so auf Gitterflächen treffen, dass die Bragg’sche Reflex‐Bedingung erfüllt ist, kommt es zu konstruktiver Interferenz an allen Gitterflächen im vorliegenden Kristall. Es entsteht ein Beugungsbild aller Kristallebenen und Winkel, das die Kristallsymmetrie beschreibt. Das so erzeugte Beugungsbild wird mit Hilfe eines Phosphorschirms aufgenommen. Die Auswertung dieser Beugungsbilder war ursprünglich eine mühsame und zeitraubende Angelegenheit. Erst heute (mehr als 80 Jahre nach der ersten Beschreibung) ist man aufgrund der modernen Kameratechnik und mit den Möglichkeiten der elektronischen Auswertung an schnellen PC‐Systemen in der Lage, in kurzer Zeit ortsaufgelöste Verteilungsbilder (Mappings) der Kristallstruktur und deren ‑orientierung aufzunehmen. Mit entsprechender Software und hochauflösenden Detektoren ist selbst die Analyse von inneren Spannungen im Werkstoff (sog. Eigenspannungen) möglich.

Bei der Fertigung duromerer Faserverbundwerkstoffe (FVW) entsteht gleichzeitig mit dem Verbundwerkstoff das spätere Bauteil. Eine gute Prozesskontrolle, basierend auf den Kenntnissen erreichter Prozessgrößen und Prozessbedingungen sowie deren Reproduzierbarkeit, sind daher von großer Relevanz [GRE011].Materialografische Untersuchungen unter Verwendung mikroskopischer Techniken dienen zur qualitativen und quantitativen Bestimmung von Gefügestrukturen und tragen damit wesentlich zur Qualitätsbewertung von FVW bei. Hierbei steht die Analyse der Art, Menge, Form und Größe der unterschiedlichen Strukturbestandteile (wie Füll‑ und Verstärkungsstoffe) im Vordergrund [GRE011] [BUE010].Für die Bauteiluntersuchungen werden repräsentative Prüfkörper mit der zu untersuchenden Schnittfläche hergestellt. Anschließend werden diese in ein dafür vorgesehenes Harzsystem eingebettet, poliert und mit lichtmikroskopischen Methoden untersucht [GRE011].Mit den so entstandenen Schliffbildern können die Prüfkörper beispielsweise hinsichtlich der Qualität der eingesetzten Materialien für die jeweiligen speziellen Anwendungen charakterisiert werden. Außerdem können Schwächungen und Schädigungen im Verbund, ausgelöst durch falsch eingestellte Prozessbedingungen oder Belastungen, analysiert werden [BUE010].Wichtige Bewertungskriterien für die Qualität von Faserverstärkten Kunststoffen (FVK) sind der Faservolumenanteil, die Orientierung der Fasern im Verbund, der Lagenaufbau der textilen Verstärkung sowie Schädigungen oder Fehlstellen in Form von Lunkern, Poren oder Rissen [GRE011] [BUE010].

Die mechanischen Eigenschaften von Faserverbundwerkstoffen (FVW) werden im starken Maße von der Faser‐Matrix‐Interaktion bestimmt, da die Kraftübertragung im Werkstoff von Faser zu Faser über die Matrix geschieht. Eine gute Faser‐Matrix‐Haftung ist daher entscheidend für die mechanische Leistungsfähigkeit. Durch die Applizierung eines „Haftvermittlers“ auf der Faseroberfläche wird die Haftung in der Praxis häufig verbessert [SCH007] [EHR006]. Andererseits kann die Haftung ungewollt durch eine Kontamination der Faseroberfläche mit z. B. einem Trennmittel herabgesetzt bzw. aufgehoben werden.Bei der Untersuchung neuer Faser‐Matrix‐Systeme oder bei der Analyse von Werkstücken, die unter Last versagt haben, ist eine Beurteilung der Faser‐Matrix‐Haftung erforderlich. Zur direkten Beurteilung kann ein Auszugsversuch („Pull‐out‐Test“) vorgenommen werden. Hierbei wird die Kraft gemessen, mit der es gelingt, Fasern aus der Matrix herauszuziehen bzw. die Höchstkraft festgehalten, bei welcher die Faser vorzeitig reißt. Abb. 93.1 zeigt schematisch einen Pull-out-Test sowie den daraus resultierenden Kraft-Weg-Verlauf.

In Faserverbundwerkstoffen (FVW) übernehmen die Komponenten Fasern und Kunststoffmatrix jeweils spezifische Funktionen. Die Fasern (F) gewährleisten die Zugfestigkeit und Steifigkeit in der Faserrichtung; häufig wird dabei auch die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften der Fasern ausgenutzt. Der Matrix (M) kommen drei Aufgaben zu: sie gewährleistet den Kraftfluss im Verbund, indem sie Spannungen von Faser zu Faser überträgt. Weiterhin stützt die Matrix die an sich biegeschlaffe Faser bei Druckbelastung gegen Ausknicken. Schließlich schützt die Matrix die eingebettete Faser vor äußeren Umwelteinflüssen [SCH007].Am Modell eines Faserverbundelements (Abb. 94.1) und unter Berücksichtigung der inneren Funktionsteilung werden die wesentlichen Einflüsse auf die mechanische Leistungsfähigkeit eines Faserverbundwerkstoffes deutlich. Es sind: die jeweiligen (mechanischen) Eigenschaften der Fasern und der Matrix, das mengenmäßige Verhältnis zwischen Fasern und Matrix, die Orientierung der eingebetteten Fasern und die Gewährleistung der Haftung zwischen Faser und Matrix unter Last. Zur Beschreibung des mengenmäßigen Verhältnisses wird der „Faservolumengehalt“ (FVG, engl.: Fibre Volume Content) definiert, der in %Vol angegeben wird: 94.1 $$ \text{FVG} = V_{\text{F}}/V_{\text{FVW}}.$$ FVG = V F / V FVW . Unter der Annahme, dass im Faserverbundwerkstoff keine weiteren Komponenten, z. B. ungewollte Lufteinschlüsse, vorhanden sind, führt dies zur Vereinfachung: 94.2 $$ \text{FVG} = V_{\text{F}}/(V_{\text{F}}+V_{\text{M}}).$$ FVG = V F / ( V F + V M ) .

Poröse Keramiken finden zunehmend Anwendung in der Umwelt‑ und Verfahrenstechnik für die Stofftrennung, die Stoffmischung und als Katalysatorträger. Gegenüber Filterwerkstoffen aus Metall oder Kunststoff haben poröse Keramiken den Vorteil der hohen Temperaturbeständigkeit, der guten Korrosionsbeständigkeit besonders gegenüber Säuren und einer hervorragenden Abriebfestigkeit. Mit diesem Eigenschaftsprofil erobern sich poröse Keramiken ständig neue Anwendungen. Je nach Einsatz und Anforderung werden verschiedene poröse Keramiken verwendet. Sie sind entwickelt worden auf der Basis von Aluminiumoxid, Cordierit, Schamotte oder Siliziumoxid. Den keramischen Massen werden bestimmte organische Zusätze zugegeben, die beim Sinterbrand ausbrennen und eine definierte Porenstruktur erzeugen. Die gewünschten Formkörper werden durch Pressen, Extrudieren oder Gießen hergestellt. Poröse Keramiken werden eingesetzt bei der Heißgasfiltration, für die Belüftung von Aquarien, als Flüssigkeitsspender in Pflanzenkulturen, als Rückzündungssperre in stationären Batterien, als thermoschockbeständiger Heizleiterträger in Haushaltsgeräten, für die Filtration von Flüssigkeiten, als Wärmetauscher, für die Strömungsgleichrichtung und als Bakterienträger in Bioreaktoren. Die Dichte, Porosität und Porengrößenverteilung des verwendeten Materials sind dabei von essentieller Bedeutung.In der Werkstoffkunde werden verschiedene Porositäts‑ und Dichtebegriffe differenziert, die sich jeweils bezüglich des betrachteten Poren‑ bzw. Werkstückvolumens unterscheiden.

Keramische Materialien werden für diverse Anwendungen z. B. in Verbrennungsmotoren, Katalysatoren und medizinischen Implantaten immer bedeutender. Dabei sind je nach Anwendung spezifische mechanische Eigenschaften von den verwendeten Keramiken gefordert. Deshalb ist es wichtig, mechanische Kennwerte, wie die Festigkeit oder Bruchzähigkeit von Werkstoffen, bestimmen und einordnen zu können. Generell weisen keramische Materialien neben hoher Härte und Festigkeit auch die Nachteile einer geringen Bruchzähigkeit und eines spröden Versagensmechanismus auf. Dabei bedeutet ein spröder Versagensmechanismus das Fehlen plastischer Deformation vor dem Bruch. In Abb. 96.1a ist eine idealisierte Spannungs‐Dehnungs‐Kurve einer typischen Keramik dargestellt. Vor dem Bruch (Abfall der Spannung) ist nur linear‐elastisches Verhalten zu beobachten. Mikro‐Mechanismen zur plastischen Verformung, die Spannungsspitzen abbauen können, wie zum Beispiel Versetzungsbewegung in Metallen, kommen in spröden Materialien wie Keramiken nicht vor. Aufgrund dessen erfolgt das Versagen von keramischen Materialien spontan und plötzlich ausgehend von Defekten in der Mikrostruktur oder Rissen. In Abb. 96.1b ist eine Bruchfläche eines spröden Materials dargestellt. Der Riss ist von einem Oberflächendefekt ausgegangen.

Unter Sinterwerkstoffen versteht man Werkstoffe, die aus einem pulverförmigen Rohstoff durch Sintern hergestellt werden. Sintern bezeichnet eine Wärmebehandlung, bei der die Pulverteilchen unter der Wirkung der Temperatur und gegebenenfalls eines externen Drucks Kontaktbrücken miteinander bilden. Dadurch steigt die Festigkeit und das Pulver wird zu einem Festkörper konsolidiert. Man unterscheidet metallische und keramische Sinterwerkstoffe. Im Fachgebiet der Pulvermetallurgie (PM) werden die vielfältigen Fertigungstechniken der metallischen Sinterwerkstoffe zusammengefasst. Abb. 97.1 zeigt schematisch die fünf wesentlichen Schritte zur Herstellung von Sinterwerkstoffen. Für jeden einzelnen steht eine Vielzahl von Varianten zur Verfügung, und regelmäßig werden neue Verfahren entwickelt. Durch die Kopplung der einzelnen Varianten ergibt sich eine hohe Zahl von individuellen Prozessketten, von denen manche für sehr spezielle Werkstoffe und Anwendungen, andere für ganze Werkstoff‑ und Bauteilgruppen optimiert wurden. In der weiteren Behandlung des Themas beschränken wir uns hier auf die metallischen Sinterwerkstoffe. Typische Anwendungen der Pulvermetallurgie findet man bei Formteilen aus Sinterstahl und Sinterbronze, bei Verbundwerkstoffen aus Kupfer‐Graphit oder Kupfer‐Wolfram für elektrische Kontakte, bei Werkzeugen und Verschleißteilen aus Hartmetall oder auch bei Brems‑ und Kupplungsbelägen. PM‐Bauteile können nur wenige Gramm wiegen, wie zum Beispiel Zahnklammern, die durch den Metallpulverspritzguss (MIM) hergestellt werden, sie können aber auch einige Tonnen schwer sein, wie Armaturen für die Öl‑ und Gasgewinnung, die durch heißisostatisches Pressen (HIP) hergestellt werden.

Die wichtigen Prozessschritte der pulvermetallurgischen Fertigung sind die Pulverherstellung, die Pulveraufbereitung, die Formgebung und das Konsolidieren durch Sintern (s. Abb. 98.1). Die Pulverherstellung und ‑charakterisierung wurde in Kap. 97 behandelt, das Sintern ist Gegenstand des nachfolgenden Kap. 99. Dieses Kapitel widmet sich der Formgebung. Das Produkt des Formgebungsprozesses ist ein Grünling, der durch das anschließende Sintern seine endgültige Festigkeit erhält. Im Laufe der Zeit hat sich eine große Anzahl unterschiedlicher Formgebungsverfahren und ‑varianten entwickelt, die man in zwei große Hauptgruppen einteilen kann: Verfahren, bei denen das Pulver durch Druck eine für die nachfolgenden Verarbeitungsschritte ausreichende Grünfestigkeit erreicht, werden von den Verfahren unterschieden, bei denen entweder die erforderliche Formbeständigkeit des Grünlings durch einen hohen Anteil organischen Binders oder eine äußere, feste Hülle sicher gestellt wird. Das bedeutendste Verfahren der ersten Gruppe ist das Matrizenpressen, bei dem das Metallpulver in eine Kavität (Matrize) gefüllt und durch axial bewegte Stempel verdichtet wird (s. Abb. 98.1a). Varianten des Matrizenpressens sind das Heißpressen (s. Abb. 98.1b) und das feldunterstützte Sintern (field assisted sintering technology, FAST, s. Abb. 98.1c), zwei Verfahren, bei denen Formgebung und Konsolidierung in einem Schritt erfolgen. Während sich beim Heißpressen Matrize und Stempel in einem elektrisch beheizten Ofenraum befinden, fließt beim FAST während des Pressvorgangs ein gepulster Gleichstrom über die Graphitstempel durch das Pulver. Sowohl das Heißpressen als auch das FAST‐Verfahren erlauben allerdings nur die Realisierung einfacher Bauteilgeometrien. Ein weiteres Formgebungsverfahren der ersten Gruppe ist das kaltisostatische Pressen (cold isostatic pressing, CIP, s. Abb. 98.1d). Hier wird das Metallpulver in eine nachgiebige Form aus einem Elastomer gefüllt und isostatisch durch Wasserdruck verdichtet. In der Regel werden einfache Geometrien erzeugt, die häufig im Grünzustand spanend nachbearbeitet werden. Neben dem CIP kann Pulver auch heißisostatisch verdichtet werden (hot isostatic pressing, HIP). In diesem Verfahren wird ein inertes Gas als Druckübertragungsmedium genutzt. Formgebung und Konsolidierung zu voller Dichte finden in einem Verfahrensschritt statt. Das Metallpulver wird hierzu in eine Blechkapsel gefüllt, durch die die spätere Bauteilform vorgegeben wird. Formgebungsverfahren, bei denen die Grünfestigkeit über einen organischen Binder erreicht wird, sind zum Beispiel der Metallpulverspritzguss (metal injection molding, MIM), das Strangpressen plastifizierter Metallpulver und das Schlickergießen. Auf diese Verfahren soll hier nicht weiter eingegangen werden.

Sintern bezeichnet eine Wärmebehandlung von Materialien, die aus Pulver bestehen und unter der Wirkung von Temperatur, Zeit und gegebenenfalls äußerem Druck gegenseitige Kontaktbrücken bilden. Dadurch steigt die Festigkeit. Das Metallpulver wird durch das Sintern zu einem Festkörper konsolidiert. Durch Wahl der Prozessparameter Temperatur, Zeit und Druck sowie der Pulverkorngrößenverteilung kann die Schwindung bzw. die Verdichtung in einem weiten Bereich gesteuert werden. So können in manchen pulvermetallurgischen Verfahren Werkstoffe und Bauteile mit voller Dichte hergestellt werden. Beispiele dafür sind Hartmetalle und Werkzeugstähle sowie Bauteile, die durch das Heißisostatische Pressen (HIP) erzeugt werden. In anderen PM‐Prozessen, als Beispiel seien hier das Matrizenpressen von Formteilen oder die Herstellung metallischer Filter genannt, wird das Sintern bewusst so gesteuert, dass die im Formgebungsprozess eingestellte Porosität des Grünlings erhalten bleibt. Man unterscheidet das Festphasensintern, bei dem während des Sinterns alle beteiligten Werkstoffphasen im festen Zustand verbleiben, vom Flüssigphasensintern, bei dem mindestens eine Komponente oder Phase aufschmilzt. In Kap. 97 und 98 wurden die Pulverherstellung und ‑charakterisierung sowie die Formgebung am Beispiel der Formteilfertigung durch einachsiges Matrizenpressen von Eisen‑ und Stahlpulver behandelt. In diesem Kapitel werden anhand dieses Beispiels Grundlagen und anwendungsrelevante Aspekte des Sinterns vorgestellt.

Das selektive Laserschmelzen gehört zu den additiven Fertigungsverfahren. Diese beruhen auf dem Prinzip, ein dreidimensionales Bauteil in Schichten (XY‐Ebene) zu unterteilen und diese im Fertigungsprozess nacheinander zusammenzufügen (Z‐Richtung). Dadurch wird die Herstellung von komplexen Geometrien ohne weitere Werkzeuge oder Formen ermöglicht, wodurch das Verfahren insbesondere bei kleinen Losgrößen interessant wird. Solche Anwendungen lassen sich beispielsweise in der Dentalprothetik und Luftfahrt finden.