Metallkunde: Band 1 Aufbau der Metalle und Legierungen [7. Aufl. Reprint 2019] 9783111608266, 9783111233024

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Metallkunde von

Prof. Dr.-Ing. habil. Heinz Borchers Direktor des Instituts f ü r Metallurgie und Metallkunde der Technischen Hochschule München i

Aufbau der Metalle und Legierungen

7. Auflage Mit 2 Tabellen und 90 Abbildungen

Sammlung Göschen Band 432 Walter de Gruyter & Co. • Berlin 1968 vormals G. J. Göschen'sehe Verlagshandlung • J. Guttentag, Verlagsbuchhandlung • Georg Reimer • Karl J. T r ü b n e r • Veit & Comp.

Die Gesamtdarstellung umfaßt folgende Bände: Band I:

Aufbau der Metalle und Legierungen (Slg. Göschen Bd.432) von Prof. Dr. H. B o r c h e r s

Band II:

Eigenschaften. Grundzüge der Form- und Zustandsgebung (Slg. Göschen Bd. 433) von Prof. Dr. H. B o r c h e r s

Band III: Die metallkundlichen Untersuchungsmethoden (Slg. Göschen Bd. 434) von Prof. Dr. E. H a n k e Die Bände I u. III dienen zugleich als Ersatz f ü r die Bände Nr. 432 u n d 434 der „Metallographie" von E . H e y n i u. O. B a u e r f .

Copyright 1968 by Walter de Gruyter & Co., vormals G. J. Göschen'sche Verlagshandlung / J. Guttentag, Verlagsbuchhandlung / Georg Reimer / Karl J. Trübner / Veit & Comp., Berlin 30. — Alle Rechte, einschl. der Rechte der Herstellung von Photokopien und Mikrofilmen, von der Verlagshandlung vorbehalten. — Archiv-Nr. 7930680 — Satz u n d Druck: T h o r m a n n & Goetsch, Berlin 44 — Printed in Germany.

Inhaltsverzeichnis 1. 2. 3. 4. 5.

Aufgaben der Metallkunde Begriff und Bedeutung des Metalls Aufbaustufen des Metalls Einstoffsysteme Zweistoffsysteme

4 5 10 20 25

5.1 I m gasförmigen Zustand 5.2 I m flüssigen Zustand 5.21 Vollkommene Unlöslichkeit 5.22 Vollkommene Löslichkeit 5.23 Teilweise Löslichkeit 5.3 Im festen Zustand 5.31 Vollkommene Löslichkeit 5.32 Vollkommene Unlöslidikeit 5.33 Teilweise Löslichkeit 5.34 Änderung im festen Zustand 5.341 Ausscheidung 5.342 Aufspaltung 5.343 Umwandlung 5.4 Schematische Ubersicht über die Kapitel 5.2 und 5.3 . . . . 5.5 Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme 5.51 System F e — C 5.52 System Cu—Zn 5.53 Cu—Zn-ähnliche Systeme 5.54 Leichtmetallsysteme und ähnliche 5.55 Nichtmetallische Zweistoffsysteme 5.6 Übergang vom flüssigen in den gasförmigen Zustand . . . .

25 25 25 29 30 34 34 41 53 61 62 63 64 66 69 70 86 92 93 96 100

6. Dreistoffsysteme 7. Vielstoffsysteme 8. Phasenregel 9. Schrifttum Namen- und Sachverzeichnis

101 112 113 117 119

1. Aufgaben der Metallkunde Die Metallkunde behandelt den Aufbau, die Eigenschaften, die Vorgänge bei Form- und Zustandsänderung bzw. Form- und Zustandsgebung sowie die Untersuchung der Metalle und der Legierungen von Metallen miteinander oder mit Nichtmetallen. Unter Form- und Zustandsgebung verstehen wir Schmelzen, Gießen, Erstarrungslenkung, Spritzen, Sintern, elektrolytisches Niederschlagen, Abscheiden aus der Gasphase, Legieren, bildsame (plastische, spanlose) Verformung, (spanabhebende) Werkstoffabtragung, Verbindearbeiten, Trennarbeiten, Wärmebehandlung und Oberflächenbehandlung auch unter zusätzlicher chemischer Einwirkung. Die Metallkunde dient, wie andere wissenschaftliche Disziplinen, der Erarbeitung von Erkenntnissen. Hierbei hat sie aber auf Schritt und Tritt Berührung mit Fragen der Technik, da sie deren wichtigsten Werkstoff behandelt und dadurch zugleich eine ihrer wertvollsten Dienerinnen geworden ist. Wichtigste Voraussetzung zur Beherrschung und sinnvollsten Anwendung der Metallkunde sind gutes chemisches, physikalisches, physikochemisches und das dazu gehörende mathematische Grundwissen sowie die Kenntnis der Forderungen der Technik. Ein gewisses Verständnis für die Metallkunde kann aber auch schon, wenn die genannten Voraussetzungen nicht voll vorhanden sind, gewonnen werden und wertvolle technische Dienste leisten. Die vorliegenden Bände sollen eine wissenschaftlich exakte, aber möglichst leicht verständliche E i n f ü h r u n g bringen. Sie sollen mit dem geringsten Maß an Voraussetzungen ein schnelles Eindringen in das Gebiet der Metallkunde mit praktischer Blickrichtung ermöglichen. Neben der E i n f ü h r u n g soll audi ein ausreichender Uberblidc über die aus den Grundlagen abzuleitenden tedinisdien M a ß n a h m e n unter Verarbeitung eines

Begriff und Bedeutung des Metalls

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großen Stoffes auf engem Raum gegeben weiden. Die lebhafte Zustimmung in fast allen ausländischen und inländischen Kritiken läßt erkennen, daß der richtige Weg beschritten zu sein scheint. In der vorliegenden Auflage wurden gegebene Anregungen verarbeitet. Nicht berücksichtigt wurden Wünsche nach Erweiterungen, die ausführlichen Lehrbüchern und umfangreichen Nachschlagewerken vorbehalten bleiben müssen.

2. Begriff und Bedeutung des Metalls Der Begriff des Metalls wird durch mehrere Eigenschaften umrissen, von denen nicht jede allein kennzeichnend ist, wie nachstehende Übersicht in Tabelle 1 zeigt. Die Grenze zwischen Metallen und Nichtmetallen kann je nach der Gruppe der Eigenschaften, der man die größte Bedeutung beimißt, mit mehr oder weniger Berechtigung gezogen werden. So wird der Wasserstoff oft zu den Metallen gerechnet. Elemente wie Zinn kann man wegen ausgesprochen metallischer Zustandsformen1) zu den Metallen zählen, in anderen Zustandsformen sind sie Nichtmetalle. Das entscheidende Merkmal für ein Metall ist die in Tab. 1 gekennzeichnete metallische Bindung. Zu den auffälligsten und technisch besonders wichtigen Eigenschaften gehören die plastische (bildsame} Verformbarkeit und die elektrische Leitfähigkeit durch Elektronen. Was unter der bildsamen Verformbarkeit genauer zu verstehen ist, werden wir in Kapitel 3.7 in Band II noch erfahren. Es sei vorweg erwähnt, daß diese über die elastische Formänderungsmöglichkeit im festen Zustand hinausgehende Eigenschaft maßgebend für die weitgehende Verformbarkeit durch Schmieden, Pressen, Walzen, Ziehen und für das günstige Verhalten bei mechanischer Beanspruchung ist. Ein Gefühl für diese Eigenschaft wird durch den Hinweis gegeben, daß sie allen anderen Werkstoffen wie Holz, Stein, Glas, Gummi und Kunststoffen in gleicher Art fehlt. !) Manche Elemente können im festen Zustand in verschiedenen Zustandsformen (Modiiikationen) auftreten.

Begriff und Bedeutung des Metalls

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großen Stoffes auf engem Raum gegeben weiden. Die lebhafte Zustimmung in fast allen ausländischen und inländischen Kritiken läßt erkennen, daß der richtige Weg beschritten zu sein scheint. In der vorliegenden Auflage wurden gegebene Anregungen verarbeitet. Nicht berücksichtigt wurden Wünsche nach Erweiterungen, die ausführlichen Lehrbüchern und umfangreichen Nachschlagewerken vorbehalten bleiben müssen.

2. Begriff und Bedeutung des Metalls Der Begriff des Metalls wird durch mehrere Eigenschaften umrissen, von denen nicht jede allein kennzeichnend ist, wie nachstehende Übersicht in Tabelle 1 zeigt. Die Grenze zwischen Metallen und Nichtmetallen kann je nach der Gruppe der Eigenschaften, der man die größte Bedeutung beimißt, mit mehr oder weniger Berechtigung gezogen werden. So wird der Wasserstoff oft zu den Metallen gerechnet. Elemente wie Zinn kann man wegen ausgesprochen metallischer Zustandsformen1) zu den Metallen zählen, in anderen Zustandsformen sind sie Nichtmetalle. Das entscheidende Merkmal für ein Metall ist die in Tab. 1 gekennzeichnete metallische Bindung. Zu den auffälligsten und technisch besonders wichtigen Eigenschaften gehören die plastische (bildsame} Verformbarkeit und die elektrische Leitfähigkeit durch Elektronen. Was unter der bildsamen Verformbarkeit genauer zu verstehen ist, werden wir in Kapitel 3.7 in Band II noch erfahren. Es sei vorweg erwähnt, daß diese über die elastische Formänderungsmöglichkeit im festen Zustand hinausgehende Eigenschaft maßgebend für die weitgehende Verformbarkeit durch Schmieden, Pressen, Walzen, Ziehen und für das günstige Verhalten bei mechanischer Beanspruchung ist. Ein Gefühl für diese Eigenschaft wird durch den Hinweis gegeben, daß sie allen anderen Werkstoffen wie Holz, Stein, Glas, Gummi und Kunststoffen in gleicher Art fehlt. !) Manche Elemente können im festen Zustand in verschiedenen Zustandsformen (Modiiikationen) auftreten.

Begriff und Bedeutung des Metalls Tabelle 1 Charakteristische Eigenschaften der Metalle Bei 20° fest metallischer Glanz bilden Oxyde bilden Hydroxyde bilden Sulfide bilden Hydride bilden mit Säuren Salze außer in Metall in keinem Mittel ohne chemische Einwirkung löslidi, aus dem es wieder auskristallisieren kann bei allotroper Modifikation keine sichtbare Änderung im äußeren Habitus

Zutreffend bei einzelnen nicht als Metalle angesehenen Elementen 1 )

Ausnahmen bei den als Metalle angesehenen Elementen, soweit untersucht Hg, (11,) keine (fester H,) keine keine keine mehrere keine (außer Hj) keine

(außer H t )

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ja ja ja nein ja ja nein

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mehrere, aber es verliert sich dann auch der metallische Charakter

Produkt aus spezif. Wärme und mehrfach unsicher Atomgewicht konstant 6,4 legieren sich nicht mit Nichtmetallen zu homogenen einzelne Mischkristallen legieren sich nicht mit Metalloiden, mit denen sie Verbin- mehrere dungen bilden keine in Gasform einatomig als Ion elektropositiv geladen (daher H t oft zu Metallen ge-1 keine rechnet) j gute elektrische und Wärmeleit-' , k e m e < a u ß e I H=> Fähigkeit Temperaturkoeffizient der elek- | trischen Leitfähigkeit negativ keine keine, soweit in ge— plastische Formänderungsfähig- j n üg e nder Reinheit unkeit im festen Zustand tersucht, manche aber „ , , . _ I schon ziemlich spröde metallische Bindung. Im Raumgitter Abgabe von Valenzelek- e s können andere tronen, die frei beweglich nicht (homöopolare oder mehr bestimmten Atomrumpfen , heteropolare) Bindunzugeordnet sind. Hohe Bin- g e n überlagert sein dungsenergien '

ja ja ja ja nein (Si?) nein, auch bei Graphit viel niedriger als bei Metallen nur bei unreinem Graphit nein, äußerst gering iunter normalen IZustandsbedingungen nicht

i) Nicht als Metalle gerechnet: H, B, C, Si, N, O, P, S, F, Cl, Br, J, He, Ne, Ar, Kr, X, Rn, Te. Halbmetalle As, Se.

Begriff und Bedeutung des Metalls

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Dem günstigen mechanischen Verhalten der metallischen Werkstoffe und weiterhin der elektrischen Leitfähigkeit verdanken wir sehr wesentlich den hohen Stand unserer technischen Entwicklung. Ohne Metalle sind unser Maschinenbau, unsere Elektrotechnik, unsere schnellen Verkehrsmittel, sogar unsere einfachsten Hilfsmittel des täglichen Bedarfs wie Messer und Nadel undenkbar. Welche Rolle das Erscheinen der Metalle als Werkstoffe in der Geschichte der Menschheit gespielt hat und spielt, geht schon daraus hervor, daß die der primitiven Steinzeit folgenden Epochen als Bronze- und Eisenzeit bezeichnet wurden und daß unser heutiger technischer Fortschritt untrennbar von Stahl, Leichtmetall und vielen andern metallischen Werkstoffen ist. In Tabelle 2 sind im periodischen System von den 103 Elementen 22 fettumrandet, die nicht als Metalle angesehen werden können; in dieser Tabelle ist auch der Wasserstoff nicht als Metall gekennzeichnet. Mit Rücksicht auf Vorkommen, Herstellungspreis und Eigenschaften können die restlichen metallischen Elemente nicht alle allein oder legiert als Werkstoffe Verwendung finden. In reiner Form oder als Hauptbestandteil einer Legierung kommen bisher vorzugsweise 22 Metalle zur Anwendung: Die Leichtmetalle1) . . . M a g n e s i u m , A l u m i n i u m , T i t a n , Beryllium; die niedrigschmelzenden Schwermetalle Z i n k , Kadmium, Z i n n , B l e i , Quecksilber; die hochschmelzenden Schwermetalle . . . Zirkon, E i s e n , Chrom, Kobalt, N i c k e l , K u p f e r , Silber, Gold, Platin, Palladium; die sehr hochschmelzenden Schwermetalle . . . Wolfram, Tantal, Molybdän. 1) Einteilung der Metalle nach spezifischem Gewicht, Schmelzpunkt u. a. siehe Tabelle 2 und bei der Besprediung der Eigenschaften in Band II.

34 Se 35 Br 36 Kr 78,96 79,92 83,8 0 h kfz 4,8 3,1 2,2 fl 217 —7 —157 J3 ®« 4- i - t< g " s i 31 Ga 32 Ge 1 69,72 72,59 o kd 5,3 5,9 936 30

16 S 17 C1 ! 18 Ar 32,07 35,45 39,94 t o(g) kfz 2,1 1,5 fl 1,4 fl 113 -101 — 189

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15 P 30,97 k(w) 1,8 44

7N 5 B 6 C 10,82 12,01 14,01 | h rh kd/h 2,3 2,2 (gr) 0,8 fl 2300 3827 —210

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13 AI 14 Si 26,98 28,09 kfz kd 2,7 2,3 660 1412

9 F 10 Ne 19,00 20,18 kfz 1,1 fl 0,7 fl -220 —249

1 H 1,008 h 0,07fl -259

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Begriff und Bedeutung des Metalls

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Im festen Zustand

dung liegt, die sich in ihrem Bereich als ein Maximum äußert. Ein praktisches Beispiel zeigt Abb. 30. Ein derartiges Schaubild bietet grundsätzlich nichts Neues, wir können jedes der beiden nebeneinanderliegenden V-Diagramme für sich auswerten. 5.323 Das Auftreten einer Verbindung braucht sich nun nicht immer in der Weise auszuprägen, daß eine einfache Trennlinie zwischen zwei V-Diagrammen auftritt und daß die Verbindung unzersetzt schmilzt. Die Verbindung kann sich beim Erhitzen in eine Schmelze und in eine andere Kristallart aufspalten. Einen Fall dieser Art stellt das Schaubild nach Abb. 31 dar. Die Zusammensetzung der

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Verbindung ist auf den ersten Blick nicht zu erkennen. Durch die Ermittlung der Haltezeiten (wie bereits unter 5.321 besprochen) der horizontalen Erstarrungslinien DF und GK ist jedoch die Lage der Verbindung zweifach festgelegt. Der Punkt M' ist durch die maximale Haltedauer der zwischen D und F erstarrenden Legierung gegeben, er wird bestätigt durch die in K auf Null herabgesunkene Haltezeit der rechts von E erstarrenden Legierung. 4

Borchers, Metallkunde I

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Zweistoffsysteme

Neu zu besprechen ist hier der Erstarrungsvorgang in den Gebieten bei M, N und O. Bei M beginnt die Erstarrung einer Legierung von der Zusammensetzung der Verbindung AJBy. Sinkt die Temperatur unter den Schnittpunkt mit der Linie DH, so scheiden sich zunächst Kristalle von B aus. Bei einer dem Punkt Q entsprechenden Temperatur ist das Verhältnis der Menge von Schmelze zu der Menge der ausgeschiedenen BKristalle analog früher Besprochenem wie das der Länge QR zu der Länge LQ. Bei Erreichen des Punktes M' ist das Verhältnis der Menge Schmelze zu der Menge BKristalle wie das Verhältnis der Länge M'F zu DM'. Bei dieser Temperatur tritt ein Haltepunkt dadurch auf, daß B-Kristalle mit Schmelze unter Bildung der Verbindung AxBy reagieren. Eine solche Reaktion bezeichnet man als peritektische oder Übergangsreaktion, siehe auch Abb. 36 a, 50, 51 und 52 nebst Text. Nach Beendigung dieser Reaktion besteht das Gefüge nur noch aus einem Gefügebestandteil, nämlich dem der Verbindung A x B y . Bei einer Legierung N scheiden sich zuerst wieder BKristalle aus. Bei N' ist zunächst das Verhältnis der Menge von Schmelze zu der Menge der ausgeschiedenen B-Kristalle wie das Verhältnis der Länge FN' zu DN'. Bei N' findet auch eine Reaktion zwischen B-Kristallen und Schmelze unter Bildung der Verbindung A x B y statt. Da die Gesamtkonzentration aber nicht der der Verbindung A x B y entspricht, sondern B-reicher ist, kann sich nicht die ganze Schmelze mit B-Kristallen in A x B y umsetzen, es bleiben daher B-Kristalle übrig. Die erstarrte Legierung besteht also aus zwei Gefügebestandteilen, und es ist das Verhältnis der Menge von B zu der Menge A x B y wie das Verhältnis der Länge M' N' zu der Länge N' F. Die Legierung O scheidet anfänglich auch B-Kristalle aus. Bei O' entspricht das Mengenverhältnis Schmelze zu B-Kristallen dem Längenverhältnis O'F zu DO'. Es setzt jedoch jetzt bei konstanter Temperatur wieder eine Reaktion zwischen Schmelze und B-Kristallen zu der Verbin-

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dung AXBy ein. In diesem Falle werden dabei die B-Kristalle aufgezehrt, so daß nur noch Schmelze mit der Zusammensetzung D und A x ß v -Kristallen übrig bleiben. Ihr Verhältnis entspricht O'M' zu DO'. Bei weiterer Abkühlung scheiden sich aus dem Schmelzrest nun nur noch A x ß v Kristalle längs dem Kurvenast DE aus, bis er die Konzentration E erreicht hat und nun bei gleichbleibender Temperatur eutektisch zu einem feinen Gemenge von A und AXBV erstarrt. Wenn die Verbindung sicii niciit wie im Schaubild 30 als Maximum äußert, sondern in der soeben bei Schaubild 31 behandelten Form auftritt, so spricht man von einem verdeckten Maximum. 5.324 Weiterhin kann der Fall eintreten, daß bei einem V-Diagramm nicht im oberen Feld Schmelze vorhanden ist, sondern eine feste Lösung, also ein Mischkristallgebiet, das wieder aus einer flüssigen Lösung entstanden ist. In Abb. 32 sehen wir ein derartiges Diagramm. Im obersten Feld vollkommene Löslichkeit im flüssigen Zustand, dann ein Erstarrungsintervall, unterhalb dessen wir zunächst vollkommene Löslichkeit von A und B ineinander in Form der schon besprochenen Mischkristalle vorliegen haben. Bei tieferen Temperaturen läßt nun diese Löslichkeit nach. Es treten Ausscheidungen von primärem A bzw. primärem B und Eutektikum genau so aus der festen Lösung, dem Mischkristall, auf, wie wir es schon für die Ausscheidung aus der flüssigen Lösung, der Schmelze, kennengelernt haben. Kühlen wir die Schmelze E in Abb. 32 ab, so findet bei Ei die Ausscheidung von Mischkristallen nach gleichen Gesichtspunkten wie die der Schmelze E in Abb. 18 statt. Bei E2 in Abb. 32 ist wie bei P in Abb. 18 alles fest zu Mischkristallen dieser Konzentration erstarrt. Nun geht die Abkühlung weiter, ohne daß sich zunächst etwas ereignet. Könnten wir jetzt schroff genug abschrecken, so daß dieser Zustand erhalten bliebe, wie es praktisch vereinzelt mög4•

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Zweistoffsysteme

lieh ist, so würden wir bei der mikroskopischen Untersuchung eines Schliffes ein Bild der Art von Abb. 19 b bekommen und damit gezeigt haben, daß in diesem Gebiet nur eine Kristallart auftritt. Schrecken wir nicht schroff ab, sondern erreichen mit mäßiger Abkühlungsgeschwindigkeit den Punkt £3, so tritt mit dem Mischkristall, in dem A und B ineinander fest gelöst und nicht nebeneinander sichtbar waren, das ein, was wir von der Schmelze Abb. 22 a in Punkt E kennen, es findet bei einer konstanten Temperatur die völlige Aufspaltung in A- und B-Kristalle statt, die sich nicht mehr bei weiterer Abkühlung ändern, und die mikroskopisch nebeneinander zu erkennen sind. Links neben dem Eutektikum in Punkt M werden sich aus einem Mischkristall dieser Zusammensetzung, wie wir es auch schon von Abb. 22 für die flüssige Lösung kennengelernt hatten, zunächst A-Kristalle ausscheiden, bis der restliche feste Mischkristall so an A verarmt ist, daß er die Konzentration E erreicht, und nun zerfällt der Rest des Mischkristalles eutektisch zu feinem A und B. Hier ergibt sich aus dem Zerfall des festen Mischkristalls ein gleichartiges Bild, wie es schon in Abb. 22 dargestellt ist. Es lassen sich bei

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allen anderen Konzentrationen auch die gleichen Überlegungen bezüglich der auftretenden Gefüge und ihrer praktischen Auswertung anstellen, wie wir es bei 5.221 getan haben. Zum Unterschied vom Eutektikum, das aus der Schmelze entsteht, nennt man dieses aus dem Mischkristall entstehende Eutektikum Eutektoid. Wie wir später sehen werden, haben wir soeben einen wichtigen Teilabschnitt des technisch überaus bedeutungsvollen Eisen-Kohlenstoff-Diagramms besprochen, der für die Stahlhärtung, die in Bd. II erklärt wird, überragende Bedeutung besitzt. Es sei vorweg darauf hingewiesen, daß der eutektoide Zerfall des Mischkristalls bei Stählen noch über charakteristische Übergangsstufen laufen kann. 5.33 Teilweise Löslichkeit im festen Zustand 5.331 Soeben war bei Kombinationen von Diagrammen schon der Fall gestreift, daß in einem Diagramm aus einer vollkommenen Löslichkeit im flüssigen Zustand zuerst eine L ö s l i c h k e i t und dann eine U n l ö s l i c h k e i t im festen Zustand hervorgehen kann. Betrachten wir daraufhin in Abb. 33 einen Diagrammtyp, der an den seitlichen Gebieten völlige Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand, aber in der Mitte Unlöslichkeit im festen Zustand, eine sogenannte Mischungslücke, aufweist. Zunächst soll gesagt werden, was in den einzelnen Feldern auftritt: Oberhalb CED ist alles flüssig und vollkommene gegenseitige Löslichkeit von A und B vorhanden. Innerhalb CEF sind an A reichere Mischkristalle, die sich ausscheiden, neben restlicher Schmelze vorhanden. Innerhalb DEG sind an B reichere Mischkristalle, die sich ausscheiden, neben restlicher Schmelze vorhanden.

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Zweistoffsysteme J>

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A 2 Abb. 33. Vollkommene Löslichkeit im flüssigen, teilweise Löslidikeit im festen Zustand.

Innerhalb CFPA sind nur an A reichere Mischkristalle vorhanden, die wir a-Mischkristalle nennen. Hier liegt also eine feste Lösung von B in A vor, ähnlich wie in Abb. 18. Innerhalb DGQB sind nur an B reichere Mischkristalle vorhanden, die wir ^-Mischkristalle nennen. Hier liegt auch eine begrenzte Löslichkeit im festen Zustand vor, und zwar von A in B. ähnlich wie in Abb. 18. Innerhalb FGQP treten a- und /5-Mischkristalle, also zwei Kristallarten nebeneneinander auf. Wir haben es hier mit einer begrenzten Unlöslichkeit, einer Mischungslücke zu tun. A kann eine durch die Linie FP nach Konzentration und Temperatur begrenzte Menge B im a-Mischkristall lösen; darüber hinaus wird B als /S-Mischkristall auftreten. B kann eine bis zur Linie GQ begrenzte Menge A in einem /5-Misehkristall lösen; darüber hinaus muß A als a-Mischkristall auftreten. Die innerhalb FGQP auftretenden a- und /3-Mischkristalle haben immer eine bestimmte Zusammensetzung, nur ihr Mengenverhältnis wechselt. Es wird nahe an FP viel a und wenig ß da sein, nahe an GQ viel ß und wenig a. Wir können hier zur Errechnung des Mengenverhältnisses die Hebelbeziehung anwenden, jedoch gehen wir nur bis zu den Grenzlinien FP und GQ statt bis zu AC und BD. Der maximale Gehalt von B in A im a-Misch-

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kristall ist senkrecht unter F, der von A in B im /¡-Mischkristall ist senkrecht unter G abzulesen. Das Feld FGQP unterscheidet sich vom Feld FGBA in Abb. 22 nur dadurch, daß statt der dort reinen Komponenten A und B hier die Mischkristalle a und ß nebeneinander auftreten. Auch unter E haben wir statt des Eutektikums, das dort ein feines Gemenge von A- und B-Kriställchen darstellt, hier unter E ein Eutektikum aus einem feinen Gemenge aus a- und ßMischkriställchen. Wir können uns also schon vorstellen, wie die Gefügebilder aussehen werden, die wir bei den verschiedenen Zusammensetzungen zu erwarten haben: Bei A reine A-Kristalle, bei B reine B-Kristalle wie in den bekannten Abbildungen 2, 19 b, 23 a. In Konzentrationsgebieten zwischen A und P auch nur eine Kristallart, nämlich a-Mischkristalle wechselnder Zusammensetzung, zwischen B und Q auch nur eine Kristallart, nämlich /¡-Mischkristalle wechselnder Zusammensetzung. Es gibt auch hier Bilder, die den Abbildungen 2 und 23 a im Aussehen entsprechen müssen. Es können bei schneller Abkühlung auch die in der Abb. 19 a gezeigten Schichtkristalle auftreten. Bei E haben wir ein Eutektikum aus a- und /¡-Mischkristallen in feiner Verteilung, das ein gleichartiges Gefüge wie Abb. 23 e zeigen wird. Zwischen E und P haben wir primär ausgeschiedene a-Mischkristalle mit wechselnden Mengen Eutektikum aus a + ß, zwischen E und Q primär ausgeschiedene /¡-Mischkristalle mit wechselnden Mengen Eutektikum aus a + ß . Diese Bilder müssen den Abbildungen 23 b und c gleichen, die aus primär ausgeschiedenen A- bzw. B-Kristallen mit wechselnden Mengen Eutektikum aus A + B aufgebaut sind. Die Abkühlungskurven müssen nach dem früher Gesagten ohne weiteres verständlich sein. Wir wollen lediglich auf die Abkühlung durch NO eingehen. Oberhalb N ist einheitliche flüssige Lösung. Bei N beginnt die Ausscheidung von A-reicheren a-Mischkristallen der Konzentration N'. Bei weiterer Abkühlung verarmt die Schmelze an A so, daß sie sich der Konzentration des Punktes E nähert. Ist diese Konzentration

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Zweistoffsysteme

der restlichen Schmelze erreicht, so erstarrt sie, um die primär ausgeschiedenen a-Mischkristalle, die zuletzt die Konzentration F angenommen hatten, bei gleichbleibender Temperatur als Eutektikum bestehend aus a- und /J-Mischkriställchen. Die im Schliffbild nachzuweisenden Mengenverhältnisse sind primäre a-Mischkristalle: Eutektikum a+ß = OE: FO.

Abb. 34 a—d. Weitere Beispiele für vollkommene Löslidikeit im flüssigen Zustand und teilweise Löslichkeit im festen Zustand.

5.332 Nun verlaufen die Grenzlinien FP und GQ durchweg nicht senkrecht zur Konzentrationsachse, also bei gleichbleibender Konzentration, sondern es treten Kurven auf, wie sie in Abb. 34 a gezeigt sind. Dieser schräge Verlauf bedeutet, daß bei sich ändernder Temperatur die Konzentrationslage der Grenzlinie sich ändert, oder daß links die Löslichkeit von B in A oder rechts die von A in B abnimmt. Beispielsweise löst A bei der Temperatur 520° ca. 26 % B\

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bei der Temperatur 400° nur noch ca. 17% B, bei 20° nur noch ca. 7 % B. Wenn eine Legierung von A mit 17% B erstarrt ist, so besteht sie z. B. bei einer Temperatur von ca. 520° aus einer einzigen Kristallart, einem a-Mischkristall. Kühlt sie sich nun weiter ab, so schneidet sie die schräge Grenzlinie. Sie kann nun nicht mehr alles in ihr gelöste B in Lösung halten, es muß sich also B mit dem in ihm bei der jeweiligen Temperatur löslichen Gehalt an A in Form von ^-Mischkristallen ausscheiden. Es beginnen nun neben a-Mischkristallen noch ^-Mischkristalle als zweite Kristallart aufzutreten. Geht die Ausscheidung etwa bis Zimmertemperatur weiter vor sich, so muß eine merkliche Menge von B in Form von /S-Mischkristallen zur Ausscheidung gelangt sein, da A ja nur noch etwa 7% B als a-Mischkristall in Lösung halten kann. Uber die Mengenverhältnisse von a- neben /^-Kristallen gibt uns wieder die Hebelbeziehung Auskunft: Menge a : Menge ß = DE : DC. Die Konzentration für a liegt in C bei ca. 7 % B und 93 % A und für ß in E bei ca. 2 % A und 98 % B. Die Abb. 35 b gibt den Anschliff einer Probe wieder, bei der die Ausscheidung der zweiten Komponente aus den aMischkristallen (Abb. 35 a) in Form feiner Kristallite an der Korngrenze und auch auf der Kornfläche sichtbar ist.

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Abb. 35 a. a-Kristalle durdi Abschreckung homogen erhalten. Abb. 35 b. ß-Ausscheidungen durch Anlassen hervorgerufen V = 200.

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Das Zweiphasengebiet im festen Zustand der Abb. 34 a kann auch ausführlicher so beschriftet werden, wie es das entsprechende Zustandsschaubild der Abb. 40, Seite 80 u. 81, zeigt. Wir können bei einer derartigen Legierung aber auch die Vorgänge bewußt stören, indem wir aus dem a-Gebiet z. B. eine Legierung mit 17% B plötzlich abschrecken. Schrecken wir so schnell ab, daß sich die Ausscheidungsvorgänge nicht abspielen können, so haben wir den reinen a-Mischkristall in das Gebiet von Zimmertemperatur herübergerettet, in dem er eigentlich nicht beständig sein sollte. Er wird auch versuchen, die Ausscheidung von ß zu vollziehen oder vorzubereiten. Bei einigen Legierungen geschieht das bis zu einem gewissen Grade schon bei Zimmertemperatur in einigen Stunden, bei vielen Legierungen erst bei etwas erhöhter Temperatur. Eigenartige Härtezustände, die sich hierbei herausstellen, haben überragende technische Bedeutung vor allem auf dem Leichtmetallgebiet erlangt. Sie werden in Bd. II eingehend behandelt. 5.333 Die teilweise Löslichkeit braucht nicht auf beiden Seiten des Diagramms vorhanden zu sein. Abb. 34 b und c zeigt nur eine Löslichkeit von B in A, aber keine von A in B. Aus den eingetragenen Beziehungen und früheren Besprechungen muß dieses Diagramm verständlich sein. Ich füge hinzu, daß die Komponente B nicht ein Element B zu sein braucht, sondern auch eine chemische Verbindung von A und B oder von B und C sein kann. Das ändert aber an den Betrachtungen nichts. Wir werden derartigen Diagrammtypen im Fe-C-Diagramm und bei anderen technisch wichtigen Diagrammen wieder begegnen. 5.334 Es können Kombinationen von zwei oder mehreren Diagrammen nach 5.331, 5.321 und 5.31 nebeneinander auftreten, die bei ihrer Besprechung nichts Neues bringen; lediglich auf einen Kombinationstyp mit 5.311 sei noch hingewiesen, wie ihn Abb. 36 a zeigt. A weist eine begrenzte Löslichkeit im festen Zustand für B auf, es kann mit B a-Mischkristalle bilden. B kann ebenfalls eine begrenzte Menge von A in ^-Mischkristallen auf-

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Abb. 36. a) Sonderform für vollkommene Löslidikeit im flüssigen und teilweise Löslichkeit im festen Zustand mit Peritektikum. b) Schema einer Abkühlungskurve der Legierung M.

nehmen. Zwischen den Löslichkeitsgebieten treten a- und /^-Mischkristalle nebeneinander auf. Soweit liegt keine Abweichung von 5.331 und 5.332 vor. Jedoch treten Sonderheiten bei der Erstarrung auf, die wir an den Legierungen M und N kennenlernen müssen. Für die Legierungen L, O, P gilt das bereits bei 5.31 und bei 5.331 Besprochene. Bei der Legierung N findet nach Unterschreiten der Kurve ED eine Ausscheidung von /S-Mischkristallen statt. Ihre Konzentration, sowie die der Schmelze und die Mengenverhältnisse von Schmelze zu ausgeschiedenen Kristallen können wir nach den bekannten Hebelbeziehungen ermitteln. Ist die Abkühlung bis zum Punkt N' in der Temperaturlage EG vorgeschritten, so sind zunächst ßMischkristalle der Konzentration G und Schmelze der Konzentration E vorhanden. Ihr Mengenverhältnis entspricht dem Längenverhältnis EN' zu N'G. Es findet nun zwischen Schmelze und /Ö-Kristallen, ähnlich wie wir es bei 5.323 besprachen, eine Reaktion bei gleichbleibender Temperatur diesmal unter Bildung von a-Mischkristallen der Konzentration F statt. Nach Beendigung dieses Vorganges besteht

60

Zweistoffsysteme

die Legierung aus a-Mischkristallen und /3-Misdikristallen in einem Mengenverhältnis entsprechend dem Längenverhältnis N'G zu FN'. Das Gefüge, das aus den so entstandenen a- und ß-Knstallen besteht, weist ein grobgliedrigeres Aussehen auf, als das einer eutektischen Erstarrung (siehe unter 5.321) von a und ß, das auch unter sonst gleichen Mengenverhältnissen immer viel inniger gemischt und feiner verteilt ist. Die Legierung M scheidet bei der Abkühlung unterhalb des Schnittpunktes mit ED /^-Mischkristalle aus. Bei Erreichen des Punktes M' besteht sie zunächst noch aus ßMischkristallen der Konzentration G und Restschmelze der Konzentration E in dem dem Längenverhältnis EM' zu M'G entsprechenden Mengenverhältnis. Nun setzt wieder bei gleichbleibender Temperatur eine Reaktion dieser Phasen unter Bildung von a-Mischkristallen der Konzentration F ein. Hierbei wird diesmal der gesamte Anteil an /^-Mischkristallen durch die Umwandlung aufgezehrt werden müssen, da ja die Gesamtkonzentration der Legierung links von F das Bestehen der /^-Mischkristalle nicht mehr zuläßt. Nach beendeter Umwandlung ist also Schmelze der Konzentration E und Mischkristalle der Konzentration F vorhanden, das Mengenverhältnis entspricht dem Längenverhältnis M'F zu EM'. Bei weiterer Abkühlung scheiden sich aus der Schmelze weitere a-Mischkristalle längs des Kurvenastes CF aus. Bei der Temperaturlage M" ist alles fest, und es sind nur a-Mischkristalle der Konzentration M" vorhanden. Diese würden bei der folgenden Abkühlung erhalten bleiben, falls die Grenzlinie des a- und (a + /^-Gebietes etwa senkrecht unter F verlaufen würde. Da diese Grenzlinie aber schräg nach H verläuft und bei der Abkühlung der besprochenen Legierung im M'" geschnitten wird, ergibt sich unterhalb M'" eine Ausscheidung von ^-Mischkristallen aus den a-Mischkristallen im festen Zustand. Einen entsprechenden Vorgang lernten wir bereits unter 5.332 kennen. Bei der niedrigsten in diesem Schaubild dargestellten Temperatur besteht die Legierung aus a-

Im festen Zustand

61

Mischkristallen der Konzentration H und ausgeschiedenen /¡-Mischkristallen der Konzentration I. Die Menge des ausgeschiedenen ß verhält sich zur Menge des a wie H M"" zu M"" I. Die schematische Darstellung (Abb. 36b) einer Abkühlungskurve der Legierung M wird das Verständnis für die Vorgänge noch vertiefen. Im vollkommen flüssigen Zustand bis herab zu M findet eine gleichförmige Abkühlung statt. Infolge der nun einsetzenden Ausscheidung von /¡-Mischkristallen tritt ein Knickpunkt und eine Verlangsamung des Abkühlungsvorganges ein, die durch geringere Neigung der Kurve dargestellt ist. Die bei M' bei gleichbleibender Temperatur sich abspielende Reaktion zwischen Schmelze und /9-Mischkristallen unter Bildung von a-Mischkristallen verursacht einen Haltepunkt und einen zeitweise horizontalen Kurvenverlauf. Nach Beendigung dieser Umwandlung kann die Temperatur wieder sinken. Sie sinkt allerdings noch verzögert bis M", da sich ja noch a-Mischkristalle unter Wärmeabgabe aus der Restschmelze ausscheiden. Erst von M " ab vollzieht sich die Abkühlung ohne Verzögerung durch Ausscheidungs- und Umwandlungsvorgänge soweit das a-Gebiet reicht, also bis M'". Die unterhalb M ' " beginnende Ausscheidung hat wieder eine Verzögerung zur Folge, die durch Knickpunkt und geringere Neigung der Kurve veranschaulicht ist. Es sei aber sofort erwähnt, daß derartige Wärmetönungen im festen Zustand so gering sind, daß sie praktisch kaum zu erfassen sind. Die Umsetzungen bei der Linie EG nennt man peritektische Reaktionen. Linien dieser Art bezeichnet man als Peritektikale; bei Punkt F spricht man von einem Peritektikum. Siehe auch Abb. 31 und Text. 5.34 Änderungen im festen Zustand Bei der Besprechung von Abb. 32, Abb. 34 u. a. hatten wir schon erfahren, daß der feste Zustand, der sich aus der Schmelze heraus gebildet hat, nicht immer herab bis zur Zimmertemperatur erhalten zu bleiben braucht, sondern

62

Zweistoffsysteme

daß erhebliche Änderungen wie Umwandlungen, Zerfall bzw. Aufspaltung, Ausscheidung gemäß verschiedenartigen Zustandsdiagrammen auftreten können. Wir wollen diese Änderungsmöglichkeiten jetzt systematisch und zusammenhängend behandeln. Da die Eigenschaften der einzelnen Kristallarten verschieden sind, macht man von ihrer Kenntnis bei der Wahl der Verarbeitungsbedingungen und dem Herstellen bestimmter Zustände durch Glühen und genau gewählte Abkühlungsgeschwindigkeit weitgehenden praktischen Gebrauch. Die sich so ergebenden Möglichkeiten haben eine überragende Bedeutung für die Entwicklung der metallischen Werkstoffe gehabt. 5.341 Ausscheidung Unter A u s s c h e i d u n g 1 ) wollen wir die Fälle verstehen, bei denen aus einer Kristallart eine gewisse Menge einer anderen bei Temperaturänderung ausgeschieden wird. Die drei wichtigsten Fälle haben wir bereits unter 5.332 und 5.333 behandelt. Es empfiehlt sich, das dort Gesagte noch einmal durchzuarbeiten und die Abb. 34 a—c anzusehen. Sie werden in Bd. II bei der Besprechung der Ausscheidungshärtung noch gründlicher durchgesprochen. Hier sei noch erwähnt, daß die Ausscheidung der zweiten Kristallart bei sinkender Temperatur und das Inlösunggehenbei steigender Temperatur sich auch im umgekehrten Sinne abspielen können. In Abb. 37 sehen wir an der markierten Legierung, daß bei sinkender Temperatur ß verschwindet bzw. sich bei steigender Temperatur ausscheidet. Es besteht so z. B. bei der thermischen Behandlung von a-Messing, das vielfach in der Nähe der Grenzgebiete zwischen a und a + ß gewählt wird, die Gefahr, daß bei etwas zu hoher Glühtemperatur etwas ß zur Ausscheidung geIn der Technik, insbesondere bei Stählen, spricht man allerdings auch bei der Ausscheidung oder dem Inlösunggehen längs der Linie GOS und ES (siehe Abb. 52) sowie bei der eutektoiden Aufspaltung, die mit einer teilweisen Umwandlung verbunden ist, von Umwandlungen.

Im festen Zustand

63

langt und bei schneller Abkühlung ausgeschieden bleibt. Diese Ausscheidungen können, wie wir in Bd. II sehen werden, unerwünschte Korrosionserscheinungen hervorrufen.

Abb. 37. Ausscheidung von 0 aus a bei steigender Temperatur; umgekehrt wie bei Abb. 34 a.

Abb. 38. Auispaltung von a in a 1 + Of.

5.342 Aufspaltung Unter A u f s p a l t u n g und Z e r f a l l wollen wir die Erscheinung verstehen, daß eine Kristallart bei sinkender Temperatur in zwei andere Kristallarten zerfällt bzw. sich aufspaltet1). Es wird also diesmal nicht aus einer Kristallart eine gewisse Menge einer anderen ausgeschieden, sondern es treten zwei ganz neue Kristallarten unter Verschwinden der alten auf. Einen derartigen Fall haben wir bereits unter 5.321 kennengelernt. Diese eutektoide Aufspaltung ist technisch für die sogenannte Martensithärtung, deren wichtigstes Beispiel die Stahlhärtung ist, von besonderer Bedeutung und wird daher auch beim Fe-C-Schaubild und in Bd. II ausführlich zur Besprechung gelangen. !) In der Technik, insbesondere bei Stählen, spricht man allerdings audi bei der Ausscheidung oder dem Inlösunggehen längs der Linie GOS und ES (siehe Abb. 52) sowie bei der eutektoiden Aufspaltung, die mit einer teilweisen Umwandlung verbunden ist, von Umwandlungen.

64

Zweistoffsysteme

Einen weiteren, nicht so bedeutungsvollen Fall der Aufspaltung sehen wir in Abb. 38, die den Zerfall eines a-Mischkristalles in zwei andere Kristallarten ax und a2 wiedergibt.

S&w- ¥.3

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1 LAr—A

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Abb. 39. Umwandlungen von einer Kristallart in eine andere.

5.343 Umwandlung Unter U m w a n d l u n g 1 ) wollen wir die Fälle fassen, bei denen sich eine Kristallart restlos in nur eine andere umwandelt, wie es in den Abb. 39 a—d zum Ausdrude kommt. Es seien hier zum besseren Verständnis die sich abspielenden Vorgänge der besonders gekennzeichneten Legierung besprochen. Die Fälle a und b setzen Umwandlungen der Komponente A voraus. Die Legierung M (Abb. 39 a) erstarrt, wie wir es schon früher gelernt haben, zu a'-Mischkristallen. Bei M' beginnt nun eine Umwandlung der a'-Mischkristalle. Zwischen M' In der Technik, insbesondere bei Stählen, spricht man allerdings auch bei der Ausscheidung oder dem Inlösunggehen längs der Linie GOS und E S (siehe Abb. 52) sowie bei der eutektoiden Aufspaltung, die mit einer teilweisen Umwandlung verbunden ist, von Umwandlungen.

Im festen Zustand

65

und M" sind a- und a'-Mischkristalle wechselnder Konzentration je nach Temperaturlage im Gleichgewicht. Die Verhältnisse können genau so bestimmt werden, wie z. B. die, die zwischen Schmelze und Kristallen bei 5.321 auftreten. Bei M " sind nur noch a-Mischkristalle vorhanden, die bis M'" unverändert existenzfähig bleiben. Unterhalb M'" gehen sie in einer dem oberen Vorgang entsprechenden Weise wieder in a'-Mischkristalle über. Bei M"" sind nur noch a'-Kristalle übrig, die bei weiterer Abkühlung keine weitere Änderung erfahren. — Man spricht bei einem derartigen Schaubild von Einschnürung oder Unterdrückung der a-Phase. Die Legierung N besteht nach Überschreitung der Liquidus- und Soliduslinie aus a'-Mischkristallen. Bei N' wandeln sie sich in einem Temperaturintervall in a-Mischkristalle um. Die Umwandlung ist bei N" beendet. a-Mischkristalle sind dann bis N'" beständig. Zwischen N'" und N"" gehen diese in a'-Mischkristalle über, die nun bis zu der niedrigsten Temperatur des Schaubildes bestehen bleiben. — In diesem Fall kann man von einer Aufweitung des a-Gebietes oder einer Unterdrückung von a sprechen. Einschnürung und Aufweitung eines Phasengebietes sind für den Aufbau der legierten Stähle von Interesse. Die Legierung O zeigt im festen Zustand nur einmal eine Umwandlung der vorhin schon beschriebenen Art. Lediglich die Legierung A x B y , die in ihrer stöchiometrischen Zusammensetzung einer Verbindung gleichkommt, vollzieht ihre Umwandlung nicht in einem kleinen Temperaturintervall, sondern bei konstanter Temperatur. Dieser Vorgang im festen Zustand weist eine gewisse Ähnlichkeit mit dem in Abb. 21 a und b gezeigten Ubergang vom flüssigen in den festen Zustand auf. Die Legierung P zeigt nach ihrer Erstarrung ein Gebiet, in dem ein ^-Mischkristall beständig ist, der sich in einem kleinen Temperaturintervall in einen /¡'-Mischkristall umwandelt, ein Fall der im Messingdiagramm (Cu-Zn) vorliegt. 5 Borchers, Metallkunde I

66

Zweistoffsysteme 5.4 S c h e m a t i s c h e Ü b e r s i c h t ü b e r K a p i t e l 5.2 u n d 5.3

die

Abb. 40 (s. S. 80 u. 81) stellt eine Zusammenfassung der Kapitel B und C dar, als schematische Ubersicht gezeichnet. Aus ihr ist zu entnehmen, in welcher Weise zwei Stoffe sich im flüssigen und festen Zustand mischen (lösen) oder entmischen können. Die schematisch dargestellten Schliffbilder sollen zeigen, wie trotz der Verschiedenheit der Diagramme die Gefügeausbildung auf wenige Grundfälle zurückgeführt werden kann. Abwandlungen der Gefügezustände, Übergänge und weitere Charakteristika zur Unterscheidung werden später noch gezeigt. Die Beherrschung dieser Grundtypen der Diagramme und der Gefügeausbildungen ist eine unerläßliche Voraussetzung für das weitere Verständnis der Metallkunde. Nachstehende Zusammenstellung zahlreicher Zweistofflegierungen ist nach den Hauptgruppen der besprochenen Zustandsdiagramme geordnet. Sie ermöglicht es, sich schon ein ungefähres Bild über die bei den Metallen auftretenden Legierungsverhältnisse zu machen. Eine Reihe der technisch wichtigen Diagramme ist in diesem Buch noch mit genauen Daten zusätzlich gegeben. Eine ausgezeichnete Zusammenstellung aller bisher untersuchten Zweistofflegierungen mit genauen Daten und erschöpfenden Schrifttumsangaben ist in den Büchern von Hansen und Elliott (siehe Schrifttum) zu finden. Nach ihm und unter Berücksichtigung einiger neuerer Arbeiten habe ich die Zusammenstellung ausgearbeitet. Übersicht über Z w e i s t o f f l e g i e r u n g e n Fast vollkommene Unlöslichkeit im f l ü s s i g e n Zustand (5.21) Ag—B, Ag—Ir, Ag—N, Ag—Ta, Ag—V, Ag—W, A I - K , AI—Pb, Au—Mo, Au—S, Au—Se. B—Bi, B—Ba, B—Ce, B—Cu, B—Pb, B—Sn, B—Tl, B—Na, B—Sr, B—Zn, Ba—Fe, Ba—Te, Be—Hg, Be—Mg, Bi—H, Bi—N, Bi—W,

Ubersicht über die Kapitel 5.2 und 5.3

67

C—Cd, C—Hg, C—Sn, C—Zn, C a — F e , C a — W , C d — H , C u — W , F e — H g , Fe—Li, F e — N a , Fe—K, F e — R u , Fe—Cs, F e — M g , Fe—K, Fe—Sr, H — P d , H—Sb, K—Sn, H—Tl, Hg—Si, M g — W , N—Pb, N — P d , N—Sb, N—Sn, N—Tl, N—Zn. Teilweise Löslichkeit im f l ü s s i g e n Zustand (5.23) Ag—Co, Ag—Cr, Ag—Fe, Ag—Mn, Ag—Mo, Ag—Na, Ag—Ni, Ag—P, Ag—S, Ag—Se, AI—As, AI—B, AI—Bi, AI—C, AI—Cd, AI—Cr, AI—Na, AI—Tl, As—Tl, Ba—Hg, Be—Ca, Bi—Co, Bi—Cr, Bi—Fe, Bi—Ga, Bi—Mn, Bi—Se, Bi—Si, Bi—Zn, Ca—Cd, C a — N a , C—Co, C—Cr, C—Mn, C—Ni, Cd—Ga, Cd—K, C d — N a , Co—Cu, Co—Pb, Co—Tl, Cr—Cu, Cr—Pb, Cr—Sn, C u — F e , Cu—Mo, C u — P b , Cu—O, Cu—S, Cu—Se, Cu—Te, Cu—Tl, F e — N , F e — O , F e — P b , Fe—S, Fe—Sn, F e — Z n , Ga—Hg, Ga—Pb, Ga—Te, H g — N i , Hg—Ti, H g — U , Hg—V, In—Te, Ir—Zn, K—Li, K—Mg, K—Pb, K—S, K—Zn, Li—Na, M g — N a , Mg—Ni, Mn—Pb, Mn—Tl, Na—S, Na—Zn, Ni—Pb, Ni—Tl, P—Sn, P—Tl, Pb—Se, Pb—Si, Pb—Zn, S—Sb, S—Sn, S—Tl, Sb—Se, Se—Sn, Se—Tl, Si—Tl, Te—Tl, Tl—Zn. Vollkommene Löslichkeit im f l ü s s i g e n Zustand (5.22), Vollkommene Löslichkeit im f e s t e n Zustand (5.31) Ag—Au, Ag—Pd, As—Sb, Au—Cu, Au—Pd, Bi—Sb, Co—Ni, Co—Pd, Co—Pt, Cr—Fe, Cu—Ni, Ca—Pd, Cu—Pt, Fe—Ir, F e — M n , Fe—Ni, F e — P d , Fe—Pt, Fe—V, In—Pb, Ir—Pt, Mo—W, Ni—Pd, Ni—Pt, P d — P t , Pt—Re, Se—Te. Fast vollkommene Unlöslichkeit im f e s t e n Zustand (5.32) Ag—Ba, Ag—La, Ag—Li, Ag—Sr, Ag—Te, AI—Ge, AI—La, AI—Pr, AI—Pb, AI—Se, AI—Te, AI—Th, As—Au, As—Bi, As—Cd, As—Pb, As—Pt, As—S, As—Te, Au—La, Au—Pr, Au—Sb, Au—Te, Au—Tl, Ba—Pb, Ba—Si, Bi—Ca, Bi—Ce, Bi—Cu, Bi—Hg, Bi—K, Bi—Li, Bi—Na, Bi—Rh, Bi—S, C a — H g , Ca—Sb, Ca—Si, Ca—Sn,

68

Zweistoffsysteme

Ca—Zn, Cd—Ni, Cd—Sr, Ce—Cu, Ce—Mg, Ce—Si, Ce—Sn, Co—P, Co—S, Cr—Mo, Cs—Hg, Cs—Na, Fe—Pb, Ga—Sn, Ga—Zn, Ge—Pb, Hg—K, Kg—Li, Hg—Mg, Hg—Na, Hg—Rb, Hg—Zn, K—Na, K—Sb, K—Sn, K—TI, La—Pb, La—Sn, La—TI, Li—Sn, Mg—Pr, Mg—Sb, Na—Rb, Na—Sb, Na—Se, Na—Sn, Na—Te, Na—TI, Ni—P, Pb—Pt, Pb—W, Pd—Si, Pt—Te, Re—W, Sb-—Si, Si—Sn, Sr—Sn, Sn—Te, Sn—Zn, Te—Zn. Teilweise Lösliciikeit im f e s t e n Zustand (5.33) Ag—Al, Ag—As, Ag—Be, Ag—Bi, Ag—C, Ag—Ca, Ag—Cd, Ag—Cu, Ag—Ga, Ag—Ge, Ag—Hg, Ag—In, Ag—Mg, Ag—Pb, Ag—Pr, Ag—Pt, Ag—Rh, Ag—Sb, Ag—Si, Ag—Sn, Ag—Tl, Ag—Zn, Ag—Zr, AI—Au, Al—Ba, Al—Be, Al—Ca, Al—Ce, Al—Co, Al—Cu, Al—Fe, Al—Ga, Al—Hg, Al—Li, Al—Mg, Al—Mn, Al—Mo, Al—Ni, Al—Sb, Al—Si, Al—Sn, Al—Ti, Al—V, Al—Zn, As—Co, As—Cu, As—Fe, As—Mn, As—Ni, As—Sn, As—Zn, Au—Be, Au—Bi, Au—Ca, Au—Cd, Au—Co, Au—Cr, Au—Fe, Au—Hg, Au—Mg, Au—Mn, Au—Na, Au—Ni, Au—Pb, Au—Pt, Au—Si, Au—Sn, Au—Ti, Au—Zn, B—Co, B—Fe, B—Mn, B—Ni, B—Pd, B—Pt, Be—Cu, Be—Co, Be—Fe, Be—Ni, Be—Si, Bi—Cd, Bi—Mg, Bi—Ni, Bi—Pb, Bi—Sn, Bi—Te, Bi—Tl, C—Fe, C—W, Ca—Cu, Ca—Mg, Ca—Pb, Ca—Tl, Cd—Cu, Cd—Hg, Cd—Si, Cd—Mg, Cd—Pb, Cd—Pt, Cd—Sb, Cd—Sn, Cd—Tl, Cd—Zn, Ce—Fe, Co—Cr, Co—Fe, Co—Mn, Co—Mo, Co—Sb, Co—Si, Co—Sn, Co—W, Cr—Ni, Cr—Pt, Cr—Sb, Cu—Ga, Cu—Ge, Cu—Hg, Cu—In, Cu—Ir, Cu—La, Cu—Mg, Cu—Mn, Cu—P, Cu—Sb, Cu—Si, Cu—Sn, Cu—Ti, Cu—Zn, Cu—Zr, Fe—Ga, Fe—Ge, Fe—Mo, Fe—P, Fe—Sb, Fe—Si, Fe—Ti, Fe—W, Fe—Zr,Ga—In,Ga—Mg, Hg—Pb, Hg—Sn, Hg—Tl, In—Tl, La—Mg, Li—Mg, Li—Pb, Li—Tl, Mg—Mn, Mg—Pb, Mg—Si, Mg—Sn, Mg—Tl, Mg—Zn, Mn—Ni, Mn—Sb, Mn—Si, Mn—Sn, Mo—Ni, Na—Pb, Ni—S, Ni—Sb, Ni—Si, Ni—Sn, Ni—Ta, Ni—V, Ni—W, Ni—Zn, Pb—Pd, Pb—Sb, Pb—Sn, Pb—Te,

Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme

69

Pb—Tl, Pd—Sn, Pd—Sb, Pt—Sb, Pt—Sn, S—Se, S—Te, Sb—Sn, Sb—Te, Sb—Tl, Sb—Zn, Si—V, Sn—Tl. Von den aufgeführten Systemen ist ein Teil noch nicht vollständig untersucht. Falls nur eine Teiluntersuchung über ein kleineres Konzentrationsgebiet vorliegt, habe ich die Anordnung nach dieser Teiluntersuchung vorgenommen. Es können also mit weiterer Vervollständigung und Verbesserung der bis jetzt vorliegenden Ergebnisse gewisse Umordnungen notwendig werden. Da mit Verfeinerung der Untersuchungsmethoden insbesondere die Bestimmung der Löslichkeit im festen Zustand besser durchführbar geworden ist, kann man erwarten, daß bei vielen Systemen der Gruppe 5.32 noch feste Lösungen entdeckt werden, so daß also von dieser Gruppe sicherlich eine Reihe von Systemen später der Gruppe 5.33 zugeordnet werden müssen. Zu der Gruppe 5.23 muß bemerkt werden, daß die teilweise Löslichkeit im flüssigen Zustand bei hohen Temperaturen oft in eine vollkommene Löslichkeit übergeht. Bei begrenzter Löslichkeit im flüssigen Zustand kann dieser Löslichkeit im flüssigen Zustand nach der Erstarrung eine Löslichkeit oder Unlöslichkeit im festen Zustand folgen, wie bereits unter Kapitel 5.23 erwähnt worden ist. Bei manchen der hier angeführten Systeme ist die teilweise Löslichkeit im flüssigen Zustand außerordentlich gering, wie z. B. bei AI—Pb und Fe—Pb, so daß sie kaum in Erscheinung tritt. Wir sind deshalb gewohnt, in der praktischen Metallkunde gerade diese beiden Systeme als Musterbeispiele praktisch vollkommener Unlöslichkeit im flüssigen Zustand anzusehen. 5.5 A u s g e w ä h l t e , t e c h n i s c h w i c h t i g e Zweistoffsysteme Bei den bisher behandelten einfachen Zweistoffsystemen habe ich schon eine Reihe praktisch bedeutsamer Anwendungen gestreift wie: Suspensionslegierung, Seigerungen, Homogenisieren, Aushärtung, Spalthärtung, eutektische Gußlegierungen usw. Diese Anwendungen bilden in aus-

70

Zweistoffsysteme Schmelze

r

l

A

9cc*Fe3C Fe Teil nach Abb 32

1J Fe3C

Nach Abb 3i c

FesC

15361500

§68 6ew-'/.C 100 0ew-'/.Fe3C Abb. 41.

Vereinfachte Darstellung des Fe—C-Diagramms.

führlicherer Form u. a. den Gegenstand des Bandes II dieses Werkes. Im Rahmen dieses Bandes sollen noch einige technisch wichtige Zweistoffsysteme durchgesprochen werden, die aus den bereits behandelten Grunddiagrammen aufgebaut sind. 5.51 System Fe—C Setzen wir ein Diagramm von Typ 5.33 Abb. 34 a mit einem Diagramm von Typ 5.32 Abb. 22 a bzw. 5.324 Abb. 32 zusammen und benutzen andere Buchstaben, so haben wir in Abb. 41 in den wesentlichsten Zügen das Eisen-Kohlenstoff-Diagramm vor uns. Das genauere Fe—C-Diagramm, das noch unterhalb AC Komplikationen aufweist, ist in Abb. 52 dargestellt.

Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme

71

Links von der Trennlinie XY haben wir das bereits behandelte Diagramm nach Abb. 32, das ja im oberen Teil ein einfaches Diagramm nach Abb. 18 und im unteren Teil ein einfaches V-Diagramm nach Abb. 22 ist. Ein in dieser Weise zusammengesetztes Diagramm besprachen wir schon bei Abb. 32. Wenn wir jetzt den Zustand verschiedener Legierungen aus diesem Gebiet links von XY besprechen, so handelt es sich um die Wiederholung von Bekanntem nur mit den in der Technik eingebürgerten Spezialbezeichnungen der Kristallarten an Stelle der anfangs gebrachten allgemeinen Bezeichnungen A, B, AXB7, a, ß, y usw. Statt der Komponente A haben wir hier Fe (Eisen) und statt B, wenn wir uns die Linie SE bis D verlängert vorstellen, eine Eisenkohlenstoffverbindung Fe 3 C. Dieses Karbid trägt den Namen Zementit, es ist sehr hart und spröde. Oberhalb ACD ist alles flüssig. Eisen und Kohlenstoff sind im flüssigen Zustand vollkommen ineinander gelöst. Die Komponente F e erstarrt bei konstanter Temperatur bei 1536°. Bei N, G und M (siehe auch Abb. 52) machen sich die aus Abb. 10 bekannten Umwandlungen bemerkbar, deren Einfluß auf das Diagramm erst bei Abb. 52 besprochen werden soll. Eine Legierung mit 0,6% C scheidet ab ca. 1490° C zuerst /-Mischkristalle in der gleichen Weise und mit dem gleichen Konzentrationswechselspiel zwischen Kristall und Schmelze aus, wie wir es von 5.311 und 5.321 her kennen. Bei ca. 1410° C ist die Erstarrung beendet. Es liegt jetzt festes Metall vor, das nur aus y-Mischkristallen (sie werden nach dem englischen Forscher Roberts-Austen Austenit genannt) aufgebaut ist und im Aussehen den Bildern homogener Mischkristalle bzw. reiner Komponenten entsprechen muß. Abb. 42 zeigt ein derartiges Material, dessen Struktur durch Heißätzen bei ca. 900° C entwickelt werden kann. Bei weiterer Abkühlung tritt bis ca. 750° C keine Änderung ein. Von hier ab beginnt die Ausscheidung von a-Kristallen

72

Zweistoffsysteme

aus y. Die a-Kristalle nennt man Ferrit 1 ). Vergleiche hierzu 5.321. Bei Erreichen der eutektoiden Horizontalen bei 723° C besteht zunächst die Legierung aus y- und aKristallen in einem Mengenverhältnis, das dem Längenverhältnis Z'P:Z'S entspricht. Das noch vorhandene y hat die Konzentration 0 , 8 % angenommen und verwandelt sich jetzt bei konstanter Temperatur in das Eutektoid, das aus einem feinen Gemenge von Ferrit und Fe 3 C besteht. Bei weiterer langsamer Abkühlung bis Zimmertemperatur findet keine weitere Änderung des Gefüges mehr statt2). Abb. 43 zeigt ein ähnliches Material. Das Mengenverhältnis der groben hellen Ferritkörner, die primär ausgeschieden sind, zu dem dunkel erscheinenden Eutektoid, das aus einem feinen Gemenge aus Ferrit und Zementit besteht, ist wie das Längenverhältnis Z'S:Z'P oder in absoluten Zahlen Ferrit Eutektoid

=

0,8—0,6 0,6 3 )

=

0,2 _ 1 0,6 — 3

Umgekehrt können wir nach einem derartigen Bild auch das Verhältnis nach der Methode auf S. 46 ermitteln und so aus dem Bild den Kohlenstoffgehalt — unter Berücksichtigung der Dichten der Bestandteile — bestimmen. Kühlen wir eine Legierung von 0 , 8 % C, also eutektoider Zusammensetzung, langsam ab, so haben wir Beginn der Erstarrung bei ca. 1480° C, Ende der Erstarrung bei ca. 1380° C, dann das Beständigkeitsgebiet des yMischkristalls bis herab zu 723° C und hier bei konstanter Temperatur Zerfall diesmal der gesamten Legierung in das aus Ferrit und Zementit bestehende Eutektoid. Das Eutektoid, das infolge der Eigenheit des Kristallwachstums des Fe 3 C dazu neigt, sich bei nicht anomal langsamer Abkühlung als ein Gemisch von feinen LamelW e i t e r unten werden wir noch erfahren, daß Ferrit oder a-Mischkristalle kein 100%iges F e sind, sondern daß in ihnen j e nadi Temperaturhöhe C-Gehalte bis zu 0,018% gelöst sein können. 2) Näheres Bd. I I . 3 ) Streng genommen 0,6—0,018.

74

Zweistoffsysteme

len (siehe Abb. 44) auszubilden, und bei scliräg einfallendem Licht perlmuttähnlichen Schimmer zeigt, wird Perlit genannt. Durch übertrieben langsame Abkühlung oder sehr langes Glühen unter 723° C oder Pendelglühen um 723° C kann man jedoch dem Bestreben aller Körper, möglichst geringe Oberfläche, also kugelige Gestalt anzunehmen, auch bei den Zementitlamellen entgegenkommen und kugeligen oder, besser gesagt, kömigen Zementit (siehe Abb. 45) im Gefüge herstellen. Die mechanischen Eigenschaften der beiden Ausbildungsformen und ihrer Übergänge sind bei sonst vollkommen gleicher Zusammensetzung verschieden. Material mit körnigem Zementit ist weicher, zäher, besser verformbar und manchmal besser zerspanbar, da die harten Zementitkörner im weicheren Ferrit nicht den Widerstand bieten wie die harten Lamellen. Wenn man aus Temperaturgebieten oberhalb GSE und unterhalb AE, in denen eine Legierung aus '/-Mischkristallen besteht, sehr schroff abschreckt, sollte man annehmen, wie es bei anderen Legierungen auch der Fall ist, daß man den eutektoiden Zerfall unterdrücken und den y-Mischkristall bei Zimmertemperatur erhalten könnte. Praktisch läßt sich das bei höher gekohltem Material zu einem gewissen Anteil oder bei legiertem Material vollkommener oder vollkommen erreichen. Es ist nun nicht nur dies eine Eigenheit der Fe—C-Legierungen, sondern es findet der Zerfall in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit über ganz besondere Ubergangsstufen mit zunächst zunehmender und dann wieder fallender Härte statt. Wie bereits erwähnt, wird diese technisch überaus wichtige Erscheinung in Bd. II unter Stahlhärtung besprochen. Bei dem Eutektoid können wir das Verhältnis der Flächen, die von Ferrit, und der Flächen, die von Zementit eingenommen werden, berechnen. Hierbei ist es vollkommen gleichgültig, ob lamellarer oder körniger Zementit vorliegt, da die besetzten Flächen im Schliffbild gleich sind.

Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme Das Verhältnis der Flächen ist: Ferrit SK QFCJC = 100—11,9 Zementit PS ga 11,9

QFC.C

ga

=

7,4 1

75

J?FC 3 C

pa

Statt der in obiger Gleichung benutzten absoluten Zahlen für den C-Gehalt können wir auch die absoluten Zahlen für den Fe 3 C-Gehalt wählen, wie sie in Abb. 52 eingezeichnet sind. Wir müssen dann zu dem gleichen Ergebnis für das Flächenverhältnis im Schriftbild kommen: Ferrit SK p F e,c _ 6,68—0,8 _ ofc ( c 7,4 QFefi Zementit PS o« 0,8 pa 1 ga Kühlen wir eine Legierung übereutektoider Zusammensetzung, beispielsweise von 1,2 % C, langsam ab, so findet nach Beginn der Erstarrung bei ca. 1460° C und Beendigung der Erstarrung zum y-Mischkristall bei ca. 1310° C ab ca. 860° C eine Ausscheidung von Zementit bis zu 723° C statt. Bei dieser Temperatur zerfällt der restliche y-Mischkristall, der nun eine Konzentration von 0,8 % angenommen hat, zu Perlit. Das Gefügebild zeigt Abb. 46. Das Volumenverhältnis von Zementit (hell) zu Eutektoid (dunkel) muß hier sein, wie das Längenverhältnis SZ"

• QEUT : Z " K • QFEJC

Aus einer Legierung mit2,l % C beginnen ab ca. 1380° C y-Misdikristalle auszukristallisieren. Die Erstarrung ist bei 1147° C beendet. Da wir in diesem Punkt auch schon die ES-Linie treffen, kann der y-Mischkristall mit 2,1 % mit sinkender Temperatur nicht den C-Gehalt von 2,1 % behalten. Es findet hier also gleich die Ausscheidung des Kohlenstoffs als Zementit statt bis herab zu 723° C. Das Gefüge muß bei Erreichen dieser Temperatur aus dem ausgeschiedenen Zementit und restlichen y-Mischkristallen bestehen, deren Konzentration auf 0,8 % C gesunken ist, und die nun zu Perlit zerfallen. Das Mengenverhältnis errechnet sich wieder aus der Hebelbeziehung nach völligem Zerfall: Zementit _ SZ'" Perlit ~ Z"'K

76

Zweistoffsysteme

oder bei Erreichen der eutektoiden Horizontalen vor Zerfall des restlichen y-Mischkristalles zu Perlit: Zementit /-Mischkristall

_ Länge SZ'" Länge Z"'K

Rechnen wir hier einmal mit absoluten Zahlen, so ergibt sich für die M e n g e n : Zementit 2,1—0,8 = _ 3 = SZ'" = y-Mischkristall ~~ Z"'K ~~ 6,68—2,1 " 4,58 10 ' Es muß also aus einem -/-Mischkristall, der 2,1 % C bei 1147° C hatte, bis 723° C, wo nur noch 0 , 8 % C löslich sind, so viel Zementit ausgeschieden sein, daß sich im Schliffbild seine Fläche zu der des /-Mischkristalls wie 0,3 • Qy / QFe,,c verhält; die zunächst noch unzersetzten yMischkristalle werden sich nun bei 723° C vollständig in Perlit umwandeln, also in das sehr feine Gemenge von Ferrit und Zementit. Wie bereits erwähnt, ist der Zementit im Vergleich zum Ferrit sehr hart. Je mehr Zementit das Gefüge aufweist, also je mehr Kohlenstoff das Eisen enthält, um so härter müssen die Legierungen unter sonst gleichen Umständen werden. Rechts der von uns als Behelf gezeichneten Trennlinie XY haben wir ein einfaches V-Diagramm mit der einen Komponente Fe 3 C vorliegen. Das Diagramm entspricht also Abb. 22 unter 5.321. Denken wir uns die Trennlinie links bis 0,8 % C verschoben, so haben wir rechts von 0,8 % C und oberhalb 723° C ein Diagramm nach 5.332 Abb. 34 c vor uns. Wir können die bei der Besprechung dieser Diagramme erworbenen Kenntnisse hier an einem praktischen Beispiel kurz wiederholen, wobei wir uns die oft schon angewandte Hebelbeziehung zur Ermittlung der Mengenanteile im Gefüge schenken wollen. Die starke Erniedrigung des Schmelzpunktes des Eisens mit zunehmendem Kohlenstoff-Gehalt längs der Linie AC ist für die Gewinnung des Eisens im Hochofen von Vorteil.

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Roheisen und viele Gußeisensorten liegen bei C-Gehalten von 2 — 4 % C. W e n n umgekehrt aus dem Roheisen Kohlenstoff entfernt wird, u m kohleärmere Stähle von weit unter 2 % herzustellen, geht die Schmelztemperatur erheblich herauf. E s sind daher Öfen oder Verfahren nötig, die höhere Temperaturen ermöglichen, wenn man nicht im teigigen oder festen Zustand entkohlen will, wie es früher üblich war, und was wesentlich längere Zeit erforderte. E i n e Legierung mit 4 , 3 % C erstarrt b e i l l 4 7 ° C eutektisch zu einem feinem G e m e n g e von /-Mischkristallen und Zementit. Dieses Eutektikum, das zu E h r e n des deutschen Eisenhüttenmannes L e d e b u r Ledeburit genannt wurde, zeigt Abb. 48. E i n e Legierung mit z. B . 6 % C (siehe auch Abb. 49) erstarrt übereutektisch. D a s Eutektikum erscheint dunkel geätzt, die groben Zementitprimärkristalle sind hell und balkenförmig im vorliegenden Bild. B e i 1 3 0 0 ° C beginnen sich primär Zementitkristalle auszuscheiden, bei 1 1 4 7 ° C ist die Konzentration der Restschmelze auf 4 , 3 % C gesunken, sie erstarrt nun zum Eutektikum Ledeburit. Das Gefügebild zeigt demnach primäre Zementitkristalle und L e d e buriteutektikum. E i n e Schmelze mit 6 , 6 8 % C müßte bei ca. 1 3 2 0 ° C zu reinen Fe 3 C-Kristallen erstarren, wie ein reiner Stoff. I h r Bild m u ß dem eines solchen auch entsprechen. E i n e untereutektische Legierung z. B . mit 3 , 5 % C zeigt ab ca. 1 2 4 0 ° C Ausscheidung von y aus der Schmelze. Bei 1 1 4 7 ° C ist durch die y-Ausscheidung die Konzentration der Restschmelze auf 4 , 3 % gestiegen, sie erstarrt nun eutektisch, siehe Abb. 47. Das Gefüge zeigt demnach primär erstarrtes y, umgeben vom Eutektikum Ledeburit. E s ist nun darauf hinzuweisen, daß bei allen soeben behandelten Legierungen mit mehr als 2 , 1 % Kohlenstoff sowohl die primär ausgeschiedenen /-Mischkristalle als auch die im Ledeburit-Eutektikum enthaltenen y-Mischkristalle bei 1 1 4 7 ° C einen Gehalt von 2 , 1 % C besitzen. W i r wissen aber schon von S. 75, daß mit sinkender T e m peratur die Löslichkeit des /-Mischkristalls für Kohlenstoff

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entsprechend dem Verlauf der ES-Linie nachläßt und bei 723° C nur noch 0 , 8 % C beträgt. Es muß sich aber überall da, wo der y-Mischkristall auftritt, aus ihm bei sinkender Temperatur Zementit ausscheiden. Man spricht von Sekundärzementit zum Unterschied von dem primär sich aus der Schmelze zwischen CDF ausscheidenden. Deshalb sehen wir ihn auch in den Zustandsfeldern unter SEC in Abb. 52 eingetragen. Streng genommen müßte er auch noch unter CF erwähnt sein als Ausscheidung aus dem yAnteil des Ledeburiteutektikums. Nachdem der y-Mischkristall bei 723° C auf einen Gehalt von 0,8% C gesunken war, findet nun noch sein eutektoider Zerfall zu Perlit statt. Daher sehen wir im ganzen Feld unter SC" Perlit angegeben und auch unterhalb C"K müßte, streng genommen, noch angeführt sein, daß aus dem ursprünglichen y-Anteil des Ledeburits nicht nur Sekundärzementit, sondern auch Perlit gebildet ist. Diese feinere Ergänzung des Diagramms kann man aus Gründen der Vereinfachung fortlassen und nur durch die Bezeichnungen Ledeburit a und Ledeburit, andeuten. Ledeburitj. ist also ein Ledeburit, dessen sehr feine, ursprünglich aus der Schmelze mit 2,1% C ausgeschiedenen y-Kristalle, die neben Zementitkriställchen liegen, zunächst Sekundärzementit ausgeschieden haben und dann unter 723° C in Perlit, also Ferrit- und Zementitkriställchen aufgespalten sind. In Abb. 50 sehen wir, daß an der linken Seite des EisenKohlenstoffdiagramms noch kleinere zusätzliche Zustandsfelder vorhanden sind, die wir bisher außer acht gelassen haben. Die Felder bei A erinnern stark an das bei Abb. 36 besprochene Diagramm 5.334. Die öly-Umwandlung des reinen Eisens bei 1392° C verursacht die sich in das Diagramm hineinziehende entsprechende Umwandlung in den Legierungen. Kühlt man eine Legierung mit 0,05% C ab, so beginnt bei Erreichen der Linie AB die Ausscheidung von 8, die bei Erreichen der Linie AH beendet ist. Nun ist der

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Abb. 50. Vergrößertes Teilschaubild F e — F e s C .

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Abb. 51. Das Eisen-Graphit-Diagramm (Verlauf der Linien z. T . noch nicht einwandfrei festgelegt).

ö-Kristall bis zur Linie HN im festen Zustand beständig, hier setzt aber eine Umsetzung in y ein, die bei Linie NI ihr Ende findet. Eine Legierung mit 0 , 1 % C scheidet aus der Schmelze bei Erreichen der Linie AB (5-Kristalle aus, die bei der Temperaturlage HB bei konstanter Temperatur unter Bildung von y-Mischkristallen reagieren, bis nur öKristalle der Konzentration H und /-Kristalle der Konzentration J vorhanden sind. Unterhalb HJ scheiden sich dann aus den ¿-Kristallen bis zur Linie NJ y-Kristalle aus, so daß unter dieser Linie nur y-Kristalle noch vorhanden sind. Eine Schmelze mit 0 , 1 8 % C (Konzentration von /) scheidet auch wieder erst