Werkstoffe im wissenschaftlichen Gerätebau: Eigenschaften und Wahl der Konstruktionswerkstoffe sowie Probleme der Dimensionsstabilität der Bauteile [Reprint 2021 ed.] 9783112484425, 9783112484418

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T E C H N I S C H - P H Y S I K A L I SC H E

MONOGRAPHIEN

H E R A U S G E G E B E N VON

PROF. DR. DR. H. C. P A U L G Ö R L I C H , JENA

B A N D 32

WERKSTOFFE IM W I S S E N S C H A F T L I C H E N GERÄTEBAU E I G E N S C H A F T E N UND W A H L DER K O N S T R U K T I O N S W E R K S T O F F E SOWIE P R O B L E M E D E R D I M E N S I O N S STABILITÄT DER BAUTEILE

VON

DR.-ING. R E I N H A R D B E R N S T , JENA

MIT 124 B I L D E R N UND 29 T A B E L L E N

L E I P Z I G 1975 AKADEMISCHE

YERLAGSGESELLSCHAFT

G E E S T & P O R T I G K.-G.

© Akademische Verlagsgesellschaft Geest & Portig K.-G., Leipzig, 1975 1. Auflage VLN 276-105/11/75 • LSV 3015 Lektor: Roland Brauer Printed in the German Democratic Republic Gesamtherstelluog: Röderdruck, Leipzig Bestell-Nr. 669 737 6

EVP 39 - Mark

Vorwort

I n f o l g e der ständig steigenden Genauigkeitsforderungen im wissenschaftlichen Gerätebau k o m m t dem gewählten Werkstoff m i t seinen Eigenschaften u n d seinem Verhalten sowohl während der F e r t i g u n g als auch während des meist jahrzehntelangen Gebrauchs der Erzeugnisse eine f ü r die F u n k t i o n u n d die Qualität entscheidende B e d e u t u n g zu. Bei der Fertigung von Präzisionsteilen steht vielfach die F o r d e r u n g nach hoher Dimensionsstabilität der Bauteile, die im wesentlichen durch das elastische Verhalten, die Volumenstabilität u n d das Verschleißverhalten des gewählten Werkstoffs b e s t i m m t wird, im Vordergrund. Das vorliegende Buch konzentriert sich auf die im wissenschaftlichen Ger ä t e b a u vorwiegend angewandten metallischen Konstruktionswerkstoffe u n d die Probleme der Dimensionsstabilität der d a r a u s hergestellten Bauteile. E s f u ß t auf den E r f a h r u n g e n u n d Untersuchungen des Verfassers im Werkstofflabor des V E B Carl Zeiss J e n a sowie den vielen in der L i t e r a t u r v e r s t r e u t e n E r k e n n t n i s s e n aus Forschung u n d Industrie. Das Buch t r ä g t keinen Lehrb u c h c h a r a k t e r . Grundkenntnisse der Metallkunde werden vorausgesetzt, sind aber z u m Verständnis des Stoffes nicht u n b e d i n g t erforderlich. Die Fülle des Stoffes verlangt bereits bei dem Überblick ü b e r die metallischen Konstruktionswerkstoffe eine gewisse E i n s c h r ä n k u n g , indem n u r die im wissenschaftlichen Gerätebau vorwiegend verarbeiteten Werkstoffe mit den diesen Industriezweig interessierenden Eigenschaften u n d Bearbeitungsproblemen besprochen werden. I m M i t t e l p u n k t dieser Arbeit stehen die B e t r a c h t u n g e n zur Dimensionsstabilität metallischer Bauteile. Aussagen über die Volumenstabilität der wichtigsten Werkstoffe in Abhängigkeit von ihrem W ä r m e b e h a n d l u n g s zustand u n d über die jeweiligen Ursachen f ü r die I n s t a b i l i t ä t lassen zumindest größenordnungsmäßig eine Abschätzung der aus dieser Sicht zu e r w a r t e n d e n Dimensionsstabilität des Bauteiles zu u n d weisen den Weg zu volumenstabilisierenden Behandlungen der jeweiligen Werkstoffe. I n dem dem Verschleiß u n d Verschleißschutz gewidmeten K a p i t e l werden vorrangig einige neuere, im wissenschaftlichen Gerätebau erfolgversprechende Verfahren u n d Verfahrensvarianten b e h a n d e l t , da ü b e r die konventionellen Verfahren (z. B. der Wärmebehandlung) bereits ein u m f a n g reiches S c h r i f t t u m vorliegt. Eine kurze Darstellung z u m elastischen Verhalten metallischer Werkstoffe vervollständigt die B e t r a c h t u n g e n zur Dimensionsstabilität. Der abschließende Hinweis auf einige anorganische nichtmetallische Werkstoffe soll auf die zunehmende B e d e u t u n g dieser Werkstoffe in f ü r sie nichttraditionellen Industriezweigen a u f m e r k s a m machen

6

Vorwort

Dieses Buch wendet sich an alle mit Werkstofffragen in Berührung kommenden Mitarbeiter — vor allem an die Konstrukteure und die Technologen — des wissenschaftlichen Gerätebaus und der in bezug auf Präzision und Qualität verwandten Industriezweige. Es soll den Leser mit den spezifischen Werkstoffproblemen im wissenschaftlichen Gerätebau vertraut machen und durch Vermittlung allgemeiner sowie spezieller Kenntnisse zu einem optimalen Werkstoffeinsatz sowohl hinsichtlich der Funktionssicherheit der Erzeugnisse als auch hinsichtlich einer effektiven Materialökonomie beitragen. Den Interessenten aus anderen Industriezweigen sowie den in Lehre, Forschung und Praxis stehenden Werkstoffachleuten, die sich mit der Problematik der Dimensionsstabilität auseinandersetzen müssen bzw. detaillierte Angaben erwarten, bietet das vorliegende Werk eine zusammenfassende Darstellung dieses Fachgebietes, obwohl bei dessen Umfang und dessen rascher Entwicklung bei weitem kein Anspruch auf Vollständigkeit erhoben werden kann. Mein Dank gilt Herrn Prof. Dr. Dr. h. c. P. GÖRLICH, Jena, für die Anregung zu dieser Arbeit, meinen Mitarbeitern im Werkstofflabor des VEB Carl Zeiss Jena für die Unterstützung, die zahlreichen Hinweise und fördernden Diskussionen sowie dem Verlag für die verständnisvolle Betreuung und schnelle Herausgabe. Jena, im Sommer 1974

REINHARD

BERNST

Inhalt

1.

Einleitung

2.

Die metallischen Konstruktionswerkstoffe des wissenschaftlichen Gerätebaus 19 Eisenwerkstoffe 19 Eisenknetwerkstoffe 19 Weicheisen 19 Allgemeine Baustähle 20 Automatenstähle 22 Einsatzstähle 26 Vergütungsstähle 28 Nitrierstähle 31 Federstähle 32 Werkzeugstähle 35 Rost- und säurebeständige Stähle 38 Martensitaushärtbare Stähle 41 Eisengußwerkstoffe 41 Gußeisen mit Lamellengraphit 41 Gußeisen mit Kugelgraphit 47 Temperguß 49 Stahlguß, Feinguß 50 Sintereisenwerkstoffe 51 Preßteile aus Sintereisen 53 Sintergleitlager 55 Aluminiumwerkstoffe 57 Aluminiumknetwerkstoffe 58 Rein- und Reinstaluminium 59 Aluminium-Magnesium-Legierungen 60 Aluminium-Magnesium-Silizium-Legierungen 61 Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen 62 Aluminiumgußwerkstoffe 62 Aluminiumsinterwerkstoffe 64 Magnesiumwerkstoffe 64 Berylliumwerkstoffe 67 Titanwerkstoffe 68 Kupferwerkstoffe 70 Kupferknetwerkstoffe 70 Reines Kupfer 72 Kupfer-Zink-Legierungen (Messing) 72 Kupfer-Zinn-Legierungen (Zinnbronze) 76 Weitere binäre Kupferknetlegierungen 76 Kupfer-Nickel-Zink-Legierungen (Neusilber) 77 Kupfergußwerkstoffe 77

2.1. 2.1.1. 2.1.1.1. 2.1.1.2. 2.1.1.3. 2.1.1.4. 2.1.1.5. 2.1.1.6. 2.1.1.7. 2.1.1.8. 2.1.1.9. 2.1.1.10. 2.1.2. 2.1.2.1. 2.1.2.2. 2.1.2.3. 2.1.2.4. 2.1.3. 2.1.3.1. 2.1.3.2. 2.2. 2.2.1. 2.2.1.1. 2.2.1.2. 2.2.1.3. 2.2.1.4. 2.2.2. 2.2.3. 2.3. 2.4. 2.5. 2.6. 2.6.1. 2.6.1.1. 2.6.1.2. 2.6.1.3. 2.6.1.4. 2.6.1.5. 2.6.2.

11

8

Inhalt

2.6.3. 2.7. 2.8. 2.9.

Kupfersinterwerkstoffe Magnetwerkstoffe Ausdehnungs- und Einschmelzlegierungen Hartmetalle

78 79 82 87

3.

Die Dimensionsstabilität metallischer Bauteile

89

3.1. 3.1.1. 3.1.2. 3.1.3. 3.2. 3.2.1. 3.2.1.1. 3.2.1.1.1. 3.2.1.1.2. 3.2.1.1.3. 3.2.1.1.4. 3.2.1.2. 3.2.1.3. 3.2.1.4. 3.2.2. 3.2.2.1. 3.2.2.2. 3.2.2.3. 3.2.2.4. 3.3. 3.3.1. 3.3.1.1. 3.3.1.2. 3.3.1.3. 3.3.1.4. 3.3.2. 3.3.2.1. 3.3.2.2. 3.3.2.3. 3.4. 3.5.

Allgemeine Betrachtungen Deformation durch äußere und innere Spannungen Verschleiß Volumenänderungen Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Eisenwerkstoffen Volumenstabilität von Stählen Form- und Volumenänderungen beim Härten Formänderungen durch Wärmespannungen Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Härten Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Anlassen Maßänderungen beim Einsatzhärten Volumenstabilität gehärteter Stähle über lange Zeiten Volumenstabilität weicher Stähle Maßänderungen beim Nitrieren Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Gußeisen . Verzug durch Eigenspannungsänderung Das Kriechen von Gußeisen mit Lamellengraphit Volumenänderungen von Gußeisen Schlußfolgerungen Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Aluminiumwerkstoffen . Volumenstabilität von Aluminiumknetlegierungen Aluminium-Magnesium-Legierungen Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen Aluminium-Magnesium-Silizium-Legierungen Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen Volumenstabilität von Aluminiumgußlegierungen Aluminium-Magnesium-Legierungen Aluminium-Silizium-Legierungen Aluminium-Silizium-Magnesium-Legierungen Volumenstabilität von Kupferwerkstoffen Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Plastwerkstoffen

89 89 93 94 101 102 103 103 105 109 113 U5 121 123 124 124 129 129 135 136 137 137 139 141 142 142 142 145 145 150 152

4.

Das elastische Verhalten metallischer Werkstoffe

156

4.1. 4.2. 4.3.

Die elastischen Konstanten 156 Legierungen mit temperaturunabhängigem Elastizitätsmodul . . 162 Verbundwerkstoffe 164

5.

Verschleiß und Verschleißschutz metallischer Bauteile

170

5.1. 5.2. 5.3.

Reibung und Verschleiß Möglichkeiten des Verschleißschutzes Einige ausgewählte Verfahren des Beschichtens

170 175 179

Inhalt

9

5.3.1. 5.3.1.1. 5.3.1.2. 5.3.2. 5.3.2.1. 5.3.2.2. 5.3.2.3. 5.3.2.3.1. 5.3.2.3.2. 5.3.2.4. 5.3.3. 5.3.4. 5.4. 5.4.1. 5.4.2. 5.4.2.1. 5.4.2.1.1. 5.4.2.1.2. 5.4.2.1.3. 5.4.2.2. 5.4.2.2.1. 5.4.2.2.2. 5.4.2.2.3. 5.4.2.3. 5.4.2.4. 5.4.2.5. 5.4.2.6. 5.4.2.7. 5.4.2.8. 5.4.3.

Hartverchromen Verfahrensbeschreibung Eigenschaften Chemische Vernicklung Verfahrensbeschreibung Zusammensetzung und Struktur Eigenschaften Nickel-Phosphor-Schichten Nickel-Bor-Schichten Anwendung Plasmabeschichten Elektrophoretisches Beschichten mit Hartmetall Verfahren des Stoffeigenschaftänderns Das Härten von Eisenwerkstoffen Diffusionsschichten Allgemeine Betrachtungen Herstellung Struktur der Diffusionsschichten auf Eisenwerkstoffen Eigenschaften Nitrieren Gas-, Bad- und Pulvernitrieren Ionitrieren Karbonitrieren Chromdiffusionsschichten Titandiffusionsschichten Bordiffusionsschichten Vanadindiffusionsschichten Niobdiffusionsschichten Komplexe Diffusionsschichten Hartanodisieren

179 179 181 182 182 183 184 184 188 189 190 191 192 193 195 195 195 199 200 202 202 208 209 210 214 216 217 218 218 224

6.

Anorganische nichtmetallische Werkstoffe

230

6.1. 6.2. 6.2.1. 6.2.2. 6.2.3. 6.3.

Naturstein Keramische Werkstoffe Herstellung von keramischen Erzeugnissen Eigenschaften keramischer Werkstoffe Verarbeitung keramischer Werkstoffe Glaskeramik

230 231 232 232 234 235

Anhang.

Physikalische Eigenschaften von ausgewählten Metallen und Metalloiden

237

Literatur

240

Sachregister

245

1.

Einleitung

J e d e r Industriezweig h a t seine spezifischen grunglegenden F o r d e r u n g e n an die Eigenschaften der zu verarbeitenden Werkstoffe, die v o n Erzeugnis zu Erzeugnis u n d von Bauteil zu Bauteil noch konkretisiert u n d ergänzt werden müssen. Entsprechend den vorliegenden Forderungen w ä h l t der K o n s t r u k t e u r in Z u s a m m e n a r b e i t mit dem Technologen aus dem im H a n del befindlichen Sortiment den geeigneten Werkstoff u n d die zur Optimier u n g seiner Eigenschaften dienenden Fertigungsverfahren des Beschichtens u n d des Stoffeigenschaftänderns (Änderung des W ä r m e b e h a n d l u n g s - u n d Yerformungszustandes) oder t r ä g t seine Forderungen zur E n t w i c k l u n g u n d Herstellung von Sonderwerkstoffen an die Metallurgie heran. K o n z e n t r i e r t Funktion

Sortiment

Bild 1.1. Werkstoffauswahl unter dem Aspekt der Einheit von Konstruktion, Technologie und Werkstoff sich der K o n s t r u k t e u r zunächst auf die F o r d e r u n g solcher Eigenschaften, die die F u n k t i o n des Erzeugnisses u n t e r allen in B e t r a c h t k o m m e n d e n Beanspruchungsbedingungen garantieren, so darf er aber bei der endgültigen Fixierung des Werkstoffes die F o r d e r u n g des Technologen nach Eigenschaften, die eine rationelle F e r t i g u n g gestatten, nicht a u ß e r acht lassen. Oft stehen diese F o r d e r u n g e n im Widerspruch zueinander u n d zwingen zu Kompromißlösungen. J e d e Werkstoffwahl h a t u n t e r dem Aspekt der Einheit von K o n s t r u k t i o n , Technologie u n d Werkstoff zu erfolgen (Bild 1.1). Der K o n s t r u k t e u r legt

12

1.

Einleitung

auf Grund der zu erfüllenden Funktion des Bauteils Gestalt und Beanspruchung fest. Damit wird die für eine rationelle Fertigung beschränkte Formenwelt des Technologen mit der ideenreichen Formenwelt des Konstrukteurs konfrontiert. Beide müssen, sich gegenseitig befruchtend, die optimale Gestalt f ü r Funktion und Fertigung finden. Jedes Fertigungsverfahren dient nur der Herstellung einer beschränkten Mannigfaltigkeit von Formen, denn innerhalb der möglichen Formen gibt es solche, die nur mit großem Aufwand realisierbar sind. Andererseits trägt aber auch jedes Verfahren den Keim zur Ausweitung seiner Formenwelt in sich. Funktion und Gestalt des Bauteils bestimmen seine Beanspruchung, die bereits den Kreis der geeigneten Werkstoffe einengt. Die endgültige W a h l des Werkstoffes hat unter der Voraussetzung, daß die mechanischen, physikalischen und chemischen Eigenschaften der zu erwartenden Beanspruchung genügen, unter Berücksichtigung des Preises, des standardisierten und des lagerhaltigen Sortiments sowie der technologischen Eigenschaften zu erfolgen. Letztere beeinflussen direkt die Fertigung und indirekt über diese rückwirkend die Gestalt des Bauteils. Damit schließt sich der Kreis der Wechselwirkungsbeziehungen zwischen Gestalt, Werkstoff und Fertigungstechnologie, in dem der Werkstoff entscheidende Impulse auslösen kann, aber auch bestimmte Fixwerte vorgibt. Aus der in Bild 1.1 dargestellten Verflechtung ist abzuleiten, daß die Fertigungskosten vom zu verarbeitenden Werkstoff wesentlich beeinflußt werden — und zwar nicht nur über den Werkstoffpreis, sondern in starkem Maße auch über die mögliche Schnittgeschwindigkeit und vor allem über die anwendbare Fertigungstechnologie, die den erreichbaren Fertigstellgrad bestimmt. Die Fertigungskosten sind somit direkt von der Arbeitsproduktivität und einem Werkstoffaktor, der wesentliche technische und ökonomische Kennwerte enthält, abhängig. Die Arbeitsproduktivität wird ihrerseits wieder von technischen, organisatorischen und sich unmittelbar aus den Produktionsverhältnissen ergebenden Faktoren bestimmt. Wesentliche technische Faktoren stellen die Schnittgeschwindigkeit v und der Fertigstellgrad Fg der technologischen Fertigungsvariante dar. Der Fertigstellgrad ist wie folgt definiert:

m u Masse der Späne nach dem Ur- oder Umformprozeß; m v Masse der Späne bei spanender Bearbeitung aus Vollmaterial. Im folgenden soll ein Versuch unternommen werden, den Einfluß des gewählten Werkstoffes auf die Fertigungskosten über die wesentlichsten technischen Faktoren der Arbeitsproduktivität — Schnittgeschwindigkeit und Fertigstellgrad — sowie über einen den Werkstoff charakterisierenden Werkstoffaktor qualitativ darzustellen. Zunächst ist ein Zusammenhang zwischen Arbeitsproduktivität AP,

13

1. Einleitung

Schnittgeschwindigkeit v u n d Fertigstellgrad F g zu finden, der folgenden R a n d b e d i n g u n g e n genügen m u ß : 1. Bei F g = 0 wird A P allein v o n v b e s t i m m t . 2. Mit z u n e h m e n d e m F g wird der Einfluß von v geringer. Diesen Bedingungen k a n n z. B. eine Beziehung der F o r m A P ~ A (100 — Fg) vn +

B-Fg"»

bis auf den Bereich kleiner Schnittgeschwindigkeiten genügen. Mit abnehmender Schnittgeschwindigkeit strebt die A r b e i t s p r o d u k t i v i t ä t (außer F g = 100%), wie im Bild 1.2 n u r schematisch a n g e d e u t e t , dem W e r t Null zu. J e nach Größe der F a k t o r e n A u n d B sowie der E x p o n e n t e n n u n d m ist der Einfluß der Schnittgeschwindigkeit u n d des Fertigstellgrades auf die A r b e i t s p r o d u k t i v i t ä t unterschiedlich. Die absolute Größe dieser F a k toren u n d E x p o n e n t e n k a n n n u r durch Auswertung umfangreicher p r a k tischer Ergebnisse und E r f a h r u n g e n ermittelt werden. Weiterhin ist eine sinnvolle Definition des W e r k s t o f f a k t o r s W F zu finden, die den F o r d e r u n g e n der einzelnen Industriezweige entsprechend verschieden sein k a n n . F ü r viele Anwendungsgebiete k ö n n t e der W e r k s t o f f a k t o r f ü r Konstruktionswerkstoffe l a u t e n : zulässige Spannung Dichte-Preis

Diese Definition setzt eine in j e d e m Fall anzustrebende optimale Dimensionierung der Bauteile voraus, d a andererseits lediglich volumenfüllende Masseanteile n u r unnötige Kostenerhöhungen darstellen. Deshalb k a n n ein solcher W e r k s t o f f a k t o r auch nicht nur den auf die Volumeneinheit bezogenen Preis allein beinhalten. Sind bei K e n n t n i s des Fertigstellgrades, der Schnittgeschwindigkeit u n d des W e r k s t o f f a k t o r s auch keine absoluten K o s t e n e r m i t t l u n g e n möglich, so lassen sich aber aus der in Bild 1.2 graphisch dargestellten Beziehung Kosten
30 kp mm~2, sehr gut spanend und spanlos formbar sowie polierbar, korrosionsbeständig, verschleißfest (oder durch verzugsfreie Behandlung Yerschleißschutz möglich), volumenstabil, thermischer Ausdehnungskoeffizient < 10 • 10~6 grd - 1 , Preis < 5 Mark pro kg. Betrachtet man das zur Verfügung stehende Werkstoffangebot unter dem Aspekt der auf Seite 15 geforderten Eigenschaften, so eignen sich nur relativ wenige Werkstoffe für die Fertigung von Präzisionsteilen. Die vorwiegend angewandten Konstruktionswerkstoffe weisen bei weitem nicht die höchsten Elastizitätsmoduln auf, und bei vielen Werkstoffen ist die erreichbare Härte, obwohl sie kein alleiniges Kriterium für die Verschleißfestigkeit darstellt, nicht ausreichend (Bild 1.3). Eine vergleichende Betrachtung der Volumenstabilität der einzelnen Werkstoffe ist nicht möglich, da diese vor allem vom Werkstoffzustand, der wiederum durch den technologischen Fertigungsprozeß mehr oder weniger bestimmt wird, abhängig ist. Berücksichtigt man weiterhin die Forderung der Fertigung an die Bearbeitbarkeit, so bleiben immer nur einige wenige Werkstoffe übrig, die in die engere Wahl für ein bestimmtes Bauteil kommen. Das im wissenschaftlichen Gerätebau verarbeitete Werkstoffsortiment ist sehr umfangreich, besonders wenn man die vielen Sonderwerkstoffe mit betrachtet. Auf dem Sektor der Konstruktionswerkstoffe hat sich in den letzten Jahrzehnten eine grundlegende Wandlung vollzogen. Die ursprünglich im feinmechanisch-optischen Gerätebau neben den Eisenwerkstoffen dominierenden Kupferwerkstoffe wurden mit der Entwicklung geeigneter Aluminiumwerkstoffe in zunehmendem Maße durch diese wegen ihres geringeren Preises und ihrer guten Verarbeitbarkeit abgelöst. Im Streben nach rationellster Fertigung wurden aber auch immer mehr Bauteile, die zunächst den Eisenwerkstoffen vorbehalten waren, auf Grund vor allem der guten Ur- und Umformbarkeit der Aluminiumwerkstoffe aus diesen

1.

17

Einleitung

gefertigt. Die Aluminiuniwerkstoffe beanspruchen deshalb heute den gleichen Volumenanteil wie die Eisenwerkstoffe, während der Anteil der ^Dichte in gern'-

Elastizitätsmodul in kpmm''

Härte IHB bzw. HV) in kp mm'2

Werksloff~~~Plaste

I

H

Mg ße

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AI Keramik

H661 Fe 666 Stahl

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t Einfluß der Zusammensetzung

s

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19\

i—I Einfluß der Zusammensetzung, Wärmebehandlung, Verformung

i—H 0 ZOO

1 -I

600

1000

1400

I

l_ 1600

Bild 1.3. Elastizitätsmodul und Härte der wichtigsten Werkstoffgruppen ^ -Plaste M — Cu-Werkstoffe ^

AI-Werkstoffe

x

Bußeisen_

-Stahl-

1

Bild 1.4. Anteile der wichtigsten Werkstoffgruppen am Gesamtverbrauch eines Großbetriebes des wissenschaftlichen Gerätebaus

Kupferwerkstoffe auf einen recht bescheidenen Wert gesunken ist (Bild 1.4). In zunehmendem Umfang finden auch Plastwerkstoffe im wissenschaftlichen Gerätebau sowohl für mechanische, elektrische und optische Bau2

Bcrnst, Werkstoffe

18

1.

Einleitung

demente als auch für Verkleidungen, Bedienelemente und Verpackungszwecke Anwendung. Ihnen wurde bereits eine ausführliche Darstellung gewidmet [2], so daß in diesem Rahmen nahezu ausschließlich die Probleme des Einsatzes metallischer Werkstoffe im wissenschaftlichen Gerätebau behandelt werden. Zur Zeit noch unbedeutend ist, wenn man die optischen Gläser und die Kristalle ausklammert, der Einsatz nichtmetallischer anorganischer Werkstoffe im wissenschaftlichen Gerätebau, obwohl bereits einige konkrete Anwendungen von Naturstein (z. B . Granit für dimensionsstabile Maß- und Formverkörperungen) und von Glaskeramen (z. B . Lager in Waagen und Meßinstrumenten, große Spiegel [3]) vorliegen und sich weitere Anwendungsmöglichkeiten (z. B . von Fotokeramen [4]) andeuten. Die in Bild 1.4 dargestellten Verhältnisse werden sich in der nächsten Zeit kaum wesentlich ändern. Die EisenwerkstofFe — Stähle sowie Gußeisen mit Lamellen- oder Kugelgraphit — und die Aluminiumknet- und -gußlegierungen werden die meistangewandten Konstruktionswerkstoffe im wissenschaftlichen Gerätebau bleiben. Die Kupfer- und Magnesiumwerkstoffe dürften ihre Position behaupten, während einige andere Metalle, wie mit Sicherheit das T i t a n , wahrscheinlich aber auch Beryllium, beschränkte Anwendung finden werden. Der erweiterte Einsatz nichtmetallischer Werkstoffe wird sowohl von der Entwicklung auf diesem Werkstoffsektor als auch davon abhängen, inwieweit es uns gelingt, durch prinzipiell neue Lösungen die positiven Eigenschaften dieser Werkstoffe weitgehend ungeachtet ihrer negativen Eigenschaften zu nutzen. Während der Ausweitung des Plasteinsatzes vor allem durch die niedrigen Elastizitätsmoduln, die oft unzureichenden Festigkeitseigenschaften und die hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Plastwerkstoffe objektiv bedingte Grenzen gesetzt sind, steht einem breiteren Einsatz keramischer Werkstoffe besonders ihre Sprödigkeit und begrenzte Bearbeitbarkeit entgegen. Die E n t wicklung und Verarbeitung von Verbundwerkstoffen wird im wissenschaftlichen Gerätebau mit Interesse verfolgt, eine Abschätzung des möglichen Einsatzes dieser Werkstoffe erscheint aber zur Zeit noch als verfrüht.

2.

Die metallischen Konstruktionswerkstoffe des wissenschaftlichen Gerätebaus

Bei der Fertigung der für den wissenschaftlichen Gerätebau typischen Präzisionsteile dominieren eindeutig die metallischen Werkstoffe. In diesem Kapitel sollen deshalb die wichtigsten metallischen Konstruktionswerkstoffe und ihre Eigenschaften unter dem Gesichtspunkt ihres Einsatzes im wissenschaftlichen Gerätebau kurz behandelt werden, ohne dabei auch nur annähernd Vollständigkeit sowohl hinsichtlich der Anzahl der erwähnten Werkstoffgruppen und Einzelwerkstoffe als auch ihrer Eigenschaften anstreben zu wollen. Um den Rahmen dieses Buches nicht zu sprengen, werden weiterhin ungeachtet ihrer Bedeutung für den wissenschaftlichen Gerätebau die Werkstoffe der Elektro- und Vakuumtechnik sowie die Halbleiterwerkstoffe ausgeklammert, zumal eingehende Darstellungen dieser Werkstoffe, z. B. [1] und [2], bereits vorliegen. 2.1.

Eisenwerkstoffe

2.1.1.

Eisenknetwerkstoffe

Unter dem Begriff Eisenknetwerkstoffe sind alle technisch reinen Eisensorten sowie alle un-, niedrig- und hochlegierten Stahlmarken, die zu Halbzeugen verarbeitet werden, zusammengefaßt. 2.1.1.1.

Weicheisen

Zu dieser Werkstoffgruppe zählen die Weicheisenmarken für allgemeine Verwendungszwecke nach TGL 101-18499 und die in TGL 15193 standardisierten unlegierten Eisenwerkstoffe für Relais. Es handelt sich in jedem Fall um unlegierte kohlenstoffarme Eisenwerkstoffe niedriger Festigkeit. Werden bei den Weicheisenmarken vorwiegend die gute Kaltumformbarkeit und ihre chemischen Eigenschaften genutzt, so sind die unlegierten Relaiseisenwerkstoffe RFe20 bis RFel40 allein auf besondere weichmagnetische Eigenschaften ausgerichtet. Die Zahl am Ende der Bezeichnung der Relaiseisenwerkstoffe gibt jeweils die höchstzulässige Koerzitivfeldstärke in 10~2 A cm - 1 an. Die magnetischen Eigenschaften der unlegierten Relaiseisenwerkstoffe hängen sowohl von der Reinheit des Werkstoffes als auch vom Eigenspannungszustand ab. Die Höchstwerte für die Koerzitivfeidstärke und die Alterung sowie die Mindestwerte der magnetischen Induktion in TGL 15193 gelten nur im fertiggeglühten Zustand. Das Fertigglühen der Teile soll nach Abschluß aller Umformprozesse und auch nach der spaneno*

20

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

den Endbearbeitung 4 h bei 820 °C + 10 grd in feuchtem Wasserstoff mit anschließender Ofenabkühlung ( < 100 grd h - 1 ) bis 500 °C erfolgen. Diese Wärmebehandlung bewirkt sowohl durch Rekristallisation und Kornwachstum ein Entspannen der Teile als auch einen Reinigungseffekt infolge

'

0,1

0,3

0,6

1,0

1,5 1,5

abgetragenes Aufmaß in mm (beim Abschlagen und Fräsen mit einem Span)

Bild 2.1. Zunahme der Koerzitivfeldstärke von Relaiseisen durch spanende Bearbeitung nach dem Schlußglühen Entkohlung des Werkstoffs in der feuchten Wasserstoffatmosphäre. Jede nachfolgende spanende und besonders spanlose Bearbeitung erzeugt im Bauteil Eigenspannungen, die die weichmagnetischen Eigenschaften verschlechtern. Bild 2.1 zeigt, wie mit zunehmender Bearbeitung nach dem Schlußglühen die Koerzitivfeldstärke ansteigt. Bereits eine geringfügige Spanabnahme bewirkt eine beträchtliche Erhöhung der Koerzitivfeldstärke. Die im Bild 2.1 dargestellten Ergebnisse sind quantitativ nicht allgemeingültig. Die Koerzitivfeldstärke ist entsprechend der Spannungstheorie proportional der inneren Spannungen, deren Höhe aber nicht allein von der Bearbeitungsart, sondern im starken Maße auch von den Zerspanungsbedingungen abhängt. 2.1.1.2.

Allgemeine Baustähle

Allgemeine Baustähle werden im wissenschaftlichen Gerätebau nur für solche Bauteile eingesetzt, an die keine hohen Forderungen hinsichtlich Oberflächengüte, d. h. an die Reinheit des Stahles, und Verschleißfestigkeit gestellt werden. Die aus diesen Werkstoffen gefertigten Bauteile werden in der Regel mit Ausnahme des Spannungsarmglühens keiner Wärmebehandlung unterzogen. Die allgemeinen Baustähle sind nach TGL 7960 in Abhängigkeit von der Erschmelzungsart in drei Gütegruppen unterteilt. Tabelle 2.1 enthält

2.1.

21

Eisenwerkstoffe

die wichtigsten statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften. Für die Gütegruppen 2 und 3 werden zur Sicherung ausreichender Sprödbruchunempfindlichkeit bestimmte Kerbschlagzähigkeitswerte gewährleistet. Die Stahlmarken der Gütegruppe 3 sind besonders desoxydiert und gelten Tabelle 2.1. Festigkeitseigenschaften der allgemeinen Baustähle (nach T G L 7960)

1

2

Mindeststreckgrenze 1 )

Zugfestigkeit

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30

St38 St38S 2 )

St38u-2 2 ) St38hb-2 2 ) St38-3 2 ) St38b-2 2 )

38.

.47

22. . .24

25

17,5

12,5

10

St42

St42u-2 St42hb-2 St42b-2

St42-3 2 )

42.

.52

24.

.26

23

19

13,5

11

St50

St50-2

50. 52.

.62 .62

28. . . 3 0 34. . 3 6

19 22

24,5

18

14,5

St52-3 2 ) St60

St60-2

60.

.72

32.

.34

14

28

20

16

St70

St70-2

70.

.85

35.

.37

10

31,5

22,5

19,5

' ) Forderung dickenabhängig. 2 ) Eignung zum Schmelzschweißen gewährleistet.

als alterungsbeständig. Die Eignung zum Schmelschweißen ist für die Stahlmarken der Gütegruppen 2 und 3 bis zu einem Kohlenstoffgehalt von 0 , 2 2 % gewährleistet. Die in letzter Zeit entwickelten korrosionsträgen Baustähle nach T G L 28192 sind niedriglegierte schweißbare Stähle mit erhöhtem Widerstand gegen atmosphärische Korrosion. Sie enthalten Zusätze von Kupfer, Chrom und Phosphor, die beginnend mit der Ausbildung einer Schutzschicht einen aktiven atmosphärischen Korrosionsschutz bewirken. Bis zur Ausbildung der Schutzschicht rosten sie wie übliche Baustähle. Die technischen Lieferbedingungen für die einzelnen Halbzeuge aus unlegierten Stählen und allgemeinen Baustählen sind in folgenden Standards enthalten:

22

2. Die metallischen

TGL TGL TGL TGL TGL

9895 9559 9560 9553 9896

TGL TGL TGL TGL

15151 9413 9414 14508

2.1.1.3.

Konstruktionswerkstoffe

des

WGB

Allgemeine Baustähle, Grobbleche Feinblech aus weichen unlegierten Stählen Feinblech aus allgemeinen Baustählen Kaltgewalztes Band aus weichen unlegierten Stählen Stabstahl, Bandstahl, Profilstahl aus allgemeinen Baustählen, warm gewalzt Walzdraht aus allgemeinen Baustählen Nahtlose Stahlrohre aus unlegierten Stählen Nahtlose Präzisionsstahlrohre aus unlegierten Stählen Blankstahl und Profilstahl Automatenstähle

Automatenstähle sind mit in der Matrix praktisch unlöslichen Elementen legierte Stähle guter Zerspanbarkeit, die zur wirtschaftlichen spanabhebenden Fertigung, besonders von Kleinteilen auf Automaten, entwickelt wurden. Als Legierungszusätze werden vor allem Schwefel, aber auch Blei, Tellur, Wismut oder Selen, meist in Verbindung mit Schwefel, zugegeben, die im Stahl spanbrechende Einschlüsse, im wesentlichen Mangansulfide, bilden. Diese Mangansulfide unterbrechen die metallische Matrix und führen somit zu einem kurzen Brechen der Späne beim Spanen. Das Blei lagert sich in der Regel an die Mangansulfide an und wirkt so mehr als Schneidenschmiere und weniger als zusätzlicher Spanbrecher. Durch diese Gefügeausbildung erlauben die Automatenstähle gegenüber anderen Stählen bei größerer Standzeit der Werkzeuge, besserer Oberflächengüte der Teile und günstiger Spanausbildung die Anwendung erhöhter Schnittgeschwindigkeiten. An diese absichtlich vor allem mit Mangansulfiden verunreinigten und damit auch versprödeten Stähle können aber keine besonderen Anforderungen hinsichtlich Kaltzähigkeit, Warmfestigkeit und Dauerfestigkeit gestellt werden. Sie sind nur begrenzt kaltumformbar und zum Kaltstauchen nicht geeignet. Die TGL 12 529 unterscheidet zwischen unberuhigten Automatenstählen, halbberuhigten und beruhigten Automaten-Einsatzstählen sowie beruhigten Automaten-Vergütungsstählen. Der unberuhigte Automatenstahl 9S20 läßt sich zwar sehr gut zerspanen, besonders im Kern auf Grund des dort infolge Seigerung erhöhten Schwefelgehaltes, eignet sich aber wegen seiner Neigung zur Weichfleckigkeit nicht zum Einsatzhärten. Für Teile des wissenschaftlichen Gerätebaus, die oft kompliziert gestaltet einer hohen Oberflächengüte und zum großen Teil auch einer verschleißfesten Oberfläche bedürfen, empfiehlt sich die Anwendung der gut spanbaren und einsatzhärtbaren halbberuhigten Stähle 9SMn28 und 9SMn28Pb, wobei letzterer durch den Zusatz von 0,15 bis 0,30% Blei im Vergleich zu 9S20 eine beträchtliche Steigerung der Schnittgeschwindigkeit erlaubt. Die beruhigten Automaten-Einsatzstähle 10S20 und 15S20 finden für im Einsatz zu härtenden Teile Verwendung, wenn höhere Ansprüche an die Zähigkeit

23

Eisenwerkstoffe

G + SH

Hoch st härte HB für den I.ieferzustand

2.1.

® T?

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i r t L f t m m m N (N N N M

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30...40

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« SC £ K l £ S J ? .3

3

C £ > I

P

T3 S :«

35S20

9SMn28Pb

9SMn28

40...50 10S20

60...80 9S20

in m min - 1

1

Stahlmarke

Schnittgeschwindigkeit

63...100

a t ' fO M « f C fO

63...100

r - t - t-- t-- s© rt rt M rt M

16...40

t - t-» t— -rf s© ^o s©

V'//P/y •

so,m

lusummenstiig in %GGL-15 GGL-25 GGL-15 ro,oi

0

2

C-gesamt C- gebunden Si Mn P S Sättiqunqsorad

4

e

3,36 0,17 2,88 0,68 0,23 0,07 i03

3,30 0,50 1,91 0,57 0,21 0,10 0,32

s

Spannung in kp mm'2

Bild 2.11. Elastizitätsmodul von GGL-15 und GGL-25 in Abhängigkeit von der Spannung schinen- und G e r ä t e b e t t e n , S t ä n d e r , S c h l i t t e n und R a h m e n , oft m i t Abmessungen v o n einigen Metern. Neben dem Dämpfungsvermögen und der S t a b i l i t ä t sprechen bei diesen Teilen auch die guten Gleiteigenschaften von Gußeisen m i t Lamellengraphit, die j e d o c h nur bei perlitischem Grundgefüge m i t einer H ä r t e über 180 H B 5/750 (jedoch ohne Ledeburitanteile) g a r a n t i e r t sind. E i n vorwiegend ferritisches Grundgefüge f ü h r t zu einem hohen Verschleiß und ist m i t k o n s t r u k t i v e n und gußtechnischen Mitteln ( W a n d d i c k e im Bereich I I I des Bildes 2 . 1 0 oder erhöhte Abkühlungsgeschwindigkeit durch S c h r e c k p l a t t e n ) an den gleitenden P a r t i e n des Gußteiles zu vermeiden. Zur Steigerung der Yerschleißfestigkeit b e s t e h t grundsätzlich die Möglichkeit des H ä r t e n s , von der meist in F o r m des Ober-

2.1.

Eisenwerkstoffe

47

flächenhärtens Gebrauch gemacht wird. Die Härtbarkeit setzt ein perlitisches Grundgefüge voraus, denn nur der gebundene Kohlenstoffgehalt trägt zur Härtesteigerung bei. 2.1.2.2.

Gußeisen mit Kugelgraphit

Gußeisen mit Kugelgraphit ist ein Eisen-Kohlenstoff-Gußwerkstoff, dessen ungebundener Kohlenstoff nahezu vollständig als weitgehend kugelförmiger Graphit vorliegt (Bild 2.12). Um die kugelförmige Graphitaus-

a) Bild 2.12. Gefügeaufbau des Gußeisens mit Kugelgraphit a ) mit einem ferritischen Grundgefüge (100:1); b) mit einem perlitischen Grundgefüge und Ferrithöfen (100:1)

bildung in technischen Gußeisenschmelzen zu erreichen, ist eine „Modifizierung" der Schmelze durch eine besondere Schmelzbehandlung (Reinigung und Entgasung) mit dem Ziel erforderlich, den Gehalt von Elementen, die die Bildung von polykristallinen Graphitsphärolithen verhindern (Schwefel, Sauerstoff, Blei, Wismut, Antimon, Aluminium, Titan u. a.), bis unter eine kritische Konzentrationsgrenze zu verringern. Insbesondere spielt die Ausschaltung des störenden Einflusses von Schwefel und Sauerstoff eine Rolle. Dies geschieht vorzugsweise durch Zusatz reaktiver Metalle, wie Magnesium, Cer und Kalzium. Meist werden 0,04 bis 0,07% Magnesium in der Gießpfanne zulegiert.

48

2. Die metallischen

Konstruktionsiverkstoffe

des

WGB

Von der Form des Graphits, die durch den Gehalt einer Reihe von Störelementen mehr oder weniger beeinflußt wird, und der Ausbildung des Grundgefüges hängen die Eigenschaften des Gußeisens ab. Durch Variation des Ferrit-Perlit-Mengenverhältnisses können verschiedene Kombinationen von Zugfestigkeit und Dehnung erzielt werden. Die gewünschte Ausbildung des Grundgefüges wird entweder durch eine geeignete Gattierung schon im Gußzustand, oder wie es meist in der Praxis gehandhabt wird, durch eine anschließende gezielte Wärmebehandlung erreicht. In der TGL 8189 sind insgesamt 8 Marken unlegierten Gußeisens mit Kugelgraphit standardisiert und in ihrer Bezeichung durch die garantierte Mindestzugfestigkeit charakterisiert. Für alle Marken sind Zugfestigkeit, Streckgrenze und Dehnung verbindlich festgelegt; für die Marken GGG-40.3 und GGG-60.3 werden außerdem noch Anforderungen hinsichtlich der Schlagbiegezähigkeit gestellt. Die hohen Festigkeitswerte der Marken GGG-80V und GGG-90V werden durch Vergüten erreicht. Tabelle 2.8 enthält die Festigkeitseigenschaften der meist vergossenen Marken GGG-40 und GGG-60. Tabelle 2.8. Festigkeitseigenschaften von Gußeisen mit Kugelgraphit (nach TGL 8189)

Werkstoff

GGG-40 GGG-60

Mindestzugfestigkeit in kp m m - 2

Mindeststreckgrenze

Festigkeitseigenschaften Mindest» Härte bruchHB dehnung J in kp mm~ i - %

in kp mm" 1

40 60

28 38

etwa 17 000 etwa 18000

12 2

140. . .200 200. . .280

E-Modul

Gußeisen mit Kugelgraphit zeichnet sich gegenüber Gußeisen mit Lamellengraphit bei ebenfalls guter Gießbarkeit besonders durch seine mehr stahlähnlichen Eigenschaften aus. Im Gegensatz zur Lamellenform beeinflußt die kugelförmige Graphitausbildung die Festigkeitseigenschaften des Gußeisens nur verhältnismäßig wenig, die deshalb in erster Linie vom Aufbau des Grundgefüges abhängen. Mit zunehmendem Perlitanteil steigt die Zugfestigkeit von 40 kp mm - 2 — der oberen Grenze für Gußeisen mit Lamellengraphit — bis zu 70 kp mm - 2 . Die Dehnung fällt umgekehrt von 12 bis 15% auf 2%. Die weichen und besonders die legierten Marken sind sogar beschränkt verformbar. Der Elastizitätsmodul kommt mit 17000 bis 18000 kp mm - 2 nahe an den der Stähle heran. Die bei Gußeisen mit Lamellengraphit ausgeprägte Wanddickenabhängigkeit der Festigkeitseigenschaften ist bei Gußeisen mit Kugelgraphit zumindest bis zu 40 mm Wanddicke nicht vorhanden. Gußeisen mit Kugelgraphit läßt sich gut spanen und zeigt eine höhere Verschleißfestigkeit als Gußeisen mit Lamellengraphit, die durch Härten des Werkstoffes noch beträchtlich gesteigert werden kann. Zum Härten eignet sich die perlitische Marke GGG-60, die

2.1.

Eisenwerkstoffe

49

auch als Ausgangswerkstoff für die vergüteten Marken dient. Negativ wirkt sich die kugelfömige Graphitausbildung lediglich auf das Dämpfungsvermögen aus, das aber immer noch beträchtlich über dem der Stähle und des Stahlgusses liegt. Die relative Dämpfungsfähigkeit der Eisengußwerkstoffe verhält sich wie folgt: GGL :GGG: Stahlguß = 1:0,56:0,23 [11]. Für besondere mechanische, thermische und chemische Beanspruchungen kann legiertes Gußeisen mit Kugelgraphit nach TGL 14414 erschmolzen werden. J e nach Zusammensetzung besitzen diese Marken eine besonders hohe Verschleiß-, Warm-, Zunder- oder Korrosionsfestigkeit. Nickelreiche austenitische Legierungen sind nicht ferromagnetisch, weisen beste Verschleiß- und Korrosionsbeständigkeit auf und bieten über den Nickelgehalt die Möglichkeit, jeden gewünschten Längenausdehnungskoeffizienten zwischen 5 und 18 • 10~6 grd - 1 einzustellen. Im wissenschaftlichen Gerätebau ist Gußeisen mit Kugelgraphit für viele Bauteile geeignet, für die die Festigkeit und der Elastizitätsmodul von Gußeisen mit Lamellengraphit nicht ausreichen, für die aber im Vergleich zu Stahl oder Stahlguß das relativ hohe Dämpfungsvermögen sowie die gute Spanbarkeit und Gießbarkeit zugunsten von Gußeisen mit Kugelgraphit sprechen. Die legierten austenitischen Gußmarken können bestimmte Anforderungen hinsichtlich eines niedrigen oder bestimmten Längenausdehnungskoeffizienten, einer hohen Korrosionsbeständigkeit und des magnetischen Verhaltens erfüllen. Zum Beispiel werden Objektivträger astronomischer Fernrohre aus hochlegiertem Gußeisen mit Kugelgraphit (etwa 30% Nickel) mit einem an das Glas angepaßten Längenausdehnungskoeffizienten von 7 bis 7,5 • 10~6 grd - 1 im Bereich von —10 bis -j- 40 °C gegossen, um jegliche Spannungen auf das optische System auszuschließen [12]. 2.1.2.3.

Temperguß

Temperguß ist ein graphitfrei erstarrender Eisen-Kohlenstoff-Guß Werkstoff, der zum Zerfall des Eisenkarbids einer Glühbehandlung unterworfen wird. Entsprechend der Art der Glühbehandlung des Temperrohgusses unterscheidet man drei Gruppen von Temperguß, deren Sorten in TGL 10327 standardisiert sind. Weißer Temperguß (GTW) entsteht nach einer Glühung in entkohlender Atmosphäre. Gefüge und Eigenschaften sind wanddickenabhängig. Für Festigkeitsschweißungen ohne Nachbehandlung eignet sich nur die Sorte GTW-38. Den in neutraler Atmosphäre geglühten Temperguß unterteilt man in perlitischen Temperguß (GTP) und schwarzen Temperguß (GTS). Die Gefügeausbildung ist wanddickenunabhängig. Die für alle Tempergußsorten charakteristische Temperkohle ist im schwarzen Temperguß in ein ferritisches und im perlitischen Temperguß in ein perlitisches Grundgefüge eingebettet. 4

Bernst, Werkstoffe

50

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

T e m p e r g u ß v e r e i n t in sich die g u t e G i e ß b a r k e i t des Gußeisens m i t L a m e l l e n g r a p h i t m i t einer m e h r s t a h l ä h n l i c h e n Z ä h i g k e i t . Die Zugfestigkeit der T e m p e r g u ß s o r t e n liegt ü b e r der des Gußeisens m i t L a m e l l e n g r a p h i t i m Bereich v o n 35 bis 70 k p m m - 2 , wobei der perlitische T e m p e r g u ß die h ö c h s t e Festigkeit a u f w e i s t . Z u m H ä r t e n u n d V e r g ü t e n b i e t e t der perlitische T e m p e r g u ß die g ü n s t i g s t e n V o r a u s s e t z u n g e n ; bei w e i ß e m T e m p e r g u ß ist der G r a d der E n t k o h l u n g zu b e r ü c k s i c h t i g e n . S c h w a r z e r T e m p e r g u ß l ä ß t sich in allen W a n d d i c k e n s e h r g u t s p a n e n , w ä h r e n d die S p a n b a r k e i t v o n weißem T e m p e r g u ß bei d i c k w a n d i g e n Teilen m i t z u n e h m e n d e m P e r l i t a n t e i l b e e i n t r ä c h t i g t w i r d . Sie ist a b e r d u r c h ein W e i c h g l ü h e n zu verbessern. 2.1.2.4.

Stahlguß, Feinguß

S t a h l g u ß ist j e d e r in F o r m e n gegossene Stahl. E r g e l a n g t z u r A n w e n d u n g , w e n n die F e s t i g k e i t s e i g e n s c h a f t e n v o n G r a u g u ß u n d T e m p e r g u ß n i c h t a u s r e i c h e n , die d e m Gießen eigenen Vorteile der F o r m g e b u n g a b e r ausgen u t z t w e r d e n sollen. J e n a c h V e r w e n d u n g s z w e c k w i r d eine Vielzahl v o n L e g i e r u n g e n vergossen, f ü r die f o l g e n d e S t a n d a r d s m a ß g e b e n d s i n d : TGL TGL TGL TGL TGL TGL

14315 7458 10414 14394 14395 14415

Stahlguß unlegiert Warmfester Stahlguß Hitze- u n d z u n d e r b e s t ä n d i g e r S t a h l g u ß Rost- u n d säurebeständiger Stahlguß Legierter Stahlguß f ü r Bauzwecke F e i n g u ß a u s S t a h l g u ß n a c h verlorenen Modellen

F e i n g u ß n a c h v e r l o r e n e n Modellen ist der G u ß , der n a c h a u s s c h m e l z b a r e n oder a u s b r e n n b a r e n Modellen in k e r a m i s c h e n F o r m e n gegossen w i r d sowie eine h o h e M a ß g e n a u i g k e i t u n d O b e r f l ä c h e n g ü t e a u f w e i s t . D u r c h Gießen in g l ü h e n d e K e r a m i k f o r m e n ist es möglich, d ü n n w a n d i g e u n d k o m p l i z i e r t e G u ß t e i l e a u s d e n v e r s c h i e d e n e n S t a h l s o r t e n herzustellen. F ü r jedes F e i n g u ß s t ü c k ist ein verlorenes Modell erforderlich, d a s die G e s t a l t des G u ß s t ü c k e s b e s i t z t . Die Modelle w e r d e n m e i s t a u s W a c h s d u r c h S p r i t z e n in eine e n t s p r e c h e n d e N e g a t i v f o r m a u s S t a h l o d e r b e i g e r i n g e n S t ü c k z a h l e n a u s K u n s t h a r z hergestellt u n d t r a u b e n f ö r m i g zu einem G i e ß s y s t e m (bis zu 100 Teilen) m o n t i e r t . Die s p ä t e r e G i e ß f o r m e n t s t e h t d u r c h m e h r m a l i g e s wechselweises T a u c h e n u n d B e s a n d e n der Modellt r a u b e . N a c h d e m A b b i n d e n der K e r a m i k m a s k e v o n e t w a 3 bis 4 m m D i c k e w i r d das Modellwachs d u r c h Schmelzen e n t f e r n t u n d die Maske z u r E r z i e l u n g der n o t w e n d i g e n F e s t i g k e i t g e b r a n n t . I n die h e i ß e K e r a m i k m a s k e w i r d u n m i t t e l b a r n a c h d e m B r e n n p r o z e ß der W e r k s t o f f vergossen. D u r c h d e n A b g u ß in die heiße K e r a m i k f o r m (900 bis 1100 °C) w i r d e r r e i c h t , d a ß f e i n s t e K o n t u r e n bei geringen W a n d d i c k e n fehlerfrei a b g e b i l d e t werd e n , da keine a b s c h r e c k e n d e W i r k u n g a u f t r i t t . Als F e i n g u ß w e r d e n u n l e g i e r t e r S t a h l g u ß , E i n s a t z s t a h l - , V e r g ü t u n g s s t a h l - , W e r k z e u g s t a h l - u n d S c h n e l l a r b e i t s s t a h l g u ß , w a r m f e s t e r , rost- u n d

2.1.

Eisenwerkstoffe

51

säurebeständiger sowie hitze- u n d zunderbeständiger S t a h l g u ß vergossen. Über Z u s a m m e n s e t z u n g , Festigkeitseigenschaften u n d W ä r m e b e h a n d l u n g , die sich grundsätzlich nicht von der der entsprechenden Stähle u n t e r scheidet, gibt die T G L 14415 A u s k u n f t . Der E i n s a t z v o n Feinguß wird im Normalfall f ü r W e r k s t ü c k e v o n 5 bis 500 g Stückgewicht empfohlen, deren spanende B e a r b e i t u n g einen wesentlichen Anteil am Gesamtherstellungsaufwand a u s m a c h t . Infolge der relativ hohen Kosten f ü r das Werkzeug zur Modellherstellung setzt eine wirtschaftliche A n w e n d u n g von Feinguß eine entsprechende Mindeststückzahl von Teilen voraus. Die ökonomischen Vorteile v o n Feinguß liegen im Ausschöpfen aller technisch-technologischen Möglichkeiten des Verfahrens hinsichtlich Genauigkeit, Oberflächengüte u n d Gestaltungsfreiheit bei einer großen Werkstoffauswahl u n d kennzeichnen es als eines der entwicklungsfähigsten Verfahren der spanlosen F o r m g e b u n g . Das Vergießen hochlegierter, schwer spanbarer Stahlmarken ist im Vergleich zur spanenden F e r t i g u n g bereits bei Stückzahlen wirtschaftlich, die u n t e r dem allgemeinen D u r c h s c h n i t t f ü r niedriglegierte S t a h l m a r k e n liegen. Zur verfahrensgerechten Gestaltung von Feingußteilen sind folgende Konstruktionshinweise zu b e a c h t e n : Die günstigste W a n d d i c k e b e t r ä g t 4 bis 5 m m . Größere Wanddickenunterschiede sind zu vermeiden. U n v e r m e i d b a r e Wanddickenübergänge sind verlaufend auszubilden. Der Sperrigkeitsgrad, d. h. das Verhältnis von Oberfläche zu Volumen, soll so gering wie möglich sein. Das A n h ä u f e n von Material a n R i p p e n k n o t e n p u n k t e n ist zu vermeiden. Scharfe A u ß e n k a n t e n begünstigen Maskenbrüche u n d sind deshalb unerwünscht. Bohrungslängen sind in Abhängigkeit vom Durchmesser begrenzt. Große, glatte, nicht unterbrochene Oberflächen sind durch R i p p e n oder A u s n e h m u n g e n zu unterbrechen.

2.1.3.

Sintereisenwerkstoffe

Sinterwerkstoffe sind pulvermetallurgische Erzeugnisse. U n t e r P u l vermetallurgie v e r s t e h t m a n jenen Zweig der Metallurgie, der sich mit der Gewinnung u n d Verarbeitung von P u l v e r , vor allem Metallpulver, befaßt. Die Pulvermetallurgie ist ein hochproduktives Verfahren des U r f o r m e n s , das über die Arbeitsstufen Pulverherstellung, Pressen, Sintern u n d Nachb e h a n d l u n g (Bild 2.13) a b l ä u f t . Die Pulverherstellung erfolgt h e u t e vorwiegend d u r c h Verdüsen von Schmelzen. Die entsprechend v o r b e r e i t e t e n Pulver werden auf Spezialmetallpulverpressen in Preßwerkzeugen m i t relativ hohen Drücken in der Größenordnung von 5 Mp c m - 2 v e r p r e ß t u n d anschließend in einer reduzierend wirkenden A t m o s p h ä r e bei 1150 bis 4*

52

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des

WGB

1200 °C für Teile auf Eisenbasis und 700 bis 800 °C für Teile auf Bronzebasis gesintert. Festigkeit und Porenvolumen können sowohl legierungstechnisch als auch durch Änderung des Preßdruckes variiert werden. Dichten bis zu 7 g cm - 3 sind im allgemeinen durch einmaliges Pressen zu erreichen; kompaktere Formteile sowie höhere Dichten ¡verlangen die Anwendung des Doppelpreßverfahrens. Zur Erzielung einer hohen Maßge-

Verdüsung

Tränken

Trocknen

Kontrolle

Glühen

Versand

Bild 2.13. Schematische Darstellung des Fertigungsprozesses Herstellung pulvermetallurgischer Erzeugnisse (nach [13])

nauigkeit werden die Teile nach dem Sintern kalibriert. Die Nachbehandlung der Sinterteile umfaßt vor allem das Entgraten und in der Regel einen temporären Korrosionsschutz durch Imprägnieren mit Mineral- oder Korrosionsschutzölen. Das pulvermetallurgische Fertigungsverfahren gestattet vor allem die weitgehend automatisierte Herstellung von Fertigteilen in großen Stückzahlen unter gänzlichem oder teilweisem Fortfall von spangebender Nacharbeit, die Herstellung poriger Werkstoffe mit definiertem Porenvolumen, die Herstellung von Verbundwerkstoffen mit spezifischen Eigenschaften, die ebenso wie die porigen Werkstoffe schmelzmetallurgisch nicht herstellbar sind.

2.1. 2.1.3.1.

Eisenwerkstoffe

53

Preßteile aus Sintereisen

D e r E i n s a t z von Preßteilen aus Sintereisen b i e t e t , eine gewisse Mindeststückzahl vorausgesetzt, b e t r ä c h t l i c h e wirtschaftliche und fertigungstechnische Vorteile gegenüber spanend aus Halbzeugen oder Guß- und Schmiederohlingen gefertigten Teilen. Die Werkstoffeigenschaften der Sinterteile hängen v o n einer R e i h e v o n F a k t o r e n , wie Zusammensetzung, K o r n f o r m , K o r n g r ö ß e n v e r t e i l u n g und Oberflächenbeschaffenheit des verwendeten Pulvers, P r e ß t e c h n i k und -druck, S i n t e r t e m p e r a t u r , Sinterzeit und Sintera t m o s p h ä r e , ab. F ü r die F e r t i g u n g v o n Sinterformteilen k o m m e n sowohl unlegierte kohlenstoffarme und m i t G r a p h i t angereicherte E i s e n p u l v e r , als auch m i t K u p f e r - und/oder Nickelzusatz versehene Eisenpulver in F r a g e . K o h l e n stoffarme Eisenpulver zeichnen sich durch eine leichte Y e r d i c h t b a r k e i t und bei v e r h ä l t n i s m ä ß i g hoher Reinheit auch durch beachtliche weichm a g n e t i s c h e E i g e n s c h a f t e n (Koerzitivfeldstärke < 1,4 A c m - 1 , R e m a n e n z um 1,2 Y s m~ 2 ) bei relativ hoher Festigkeit und H ä r t e der Sinterteile aus. Kohlenstoff-, Nickel- und Kupferzusätze führen zu b e t r ä c h t l i c h e n F e s t i g keitssteigerungen, aber auch zur Verminderung der Herstellungsgenauigkeit. Die V e r a r b e i t u n g rostbeständiger Eisen-Chrom-Nickel-Pulver zu Sinterteilen h a t industriell a u c h bereits begonnen. T a b e l l e 2 . 9 enthält einige Eigenschaften von unlegierten und kupferlegierten Sintereisen S E 1 und S E 2 , die sich beide auch ohne Schwierigkeiten spanend b e a r b e i t e n lassen. Letztgenanntes k a n n zur Verbesserung seiner mechanischen E i g e n s c h a f t e n noch einer Ausscheidungshärtung des kupferhaltigen F e r r i t s unterzogen werden. F ü r S E 2 - 6 8 sind nach dem Homogenisieren bei 9 5 0 °C und einem zweistündigen W a r m a u s l a g e r n bei 5 0 0 °C u n t e r Schutzgasatmosphäre Zugfestigkeitswerte bis 4 0 kp m m - 2 zu erreichen [13]. D e r E l a s t i z i t ä t s m o d u l von Sintereisenwerkstoffen liegt j e nach D i c h t e zwischen 9 0 0 0 und 1 3 0 0 0 kp m m " 2 [14]. Kohlenstoffhaltige Sintereisenteile sind schwer zerspanbar und müssen zur Erzielung v e r t r e t b a r e r Maßhaltigkeit doppelt gepreßt werden. D u r c h A b s c h r e c k h ä r t e n von 8 1 0 °C im Wasser können auf Grund eines Kohlenstoffgehaltes v o n 0 , 9 % H ä r t e n von 30 bis 50 H R C erreicht werden [13]. Mit Kohlenstoff, K u p f e r , Nickel, Chrom, Molybdän, Mangan und Phosphor legiertes Sintereisen wird im allgemeinen den Forderungen nach guten Festigkeitseigenschaften und hoher Verschleißfestigkeit gerecht. Zusammensetzung, F o r m g e s t a l t u n g und Eigenschaften sind für die einzelnen Anwendungsfälle m i t dem Hersteller abzustimmen. Mit K u p f e r Nickel-legiertem Sintereisen lassen sich Zugfestigkeiten bis 60 kp m m - 2 bei guter Zähigkeit erreichen. E i n e n Uberblick über die mittlere Zugfestigkeit und B r u c h d e h n u n g verschiedener Sinterstähle v e r m i t t e l t B i l d 2.14. E i n entsprechend niedriger Kohlenstoffgehalt dieser Werkstoffe gewährleistet auch eine gute spanende B e a r b e i t b a r k e i t . U b e r den temporären Korrosionsschutz hinaus können Sintereisenteile

54

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

Tabelle 2.9. Eigenschaften von unlegiertem Sintereisen SE 1 (15 12-10" 6

Sinterbronze

6,5 26 3,0 40 >15 15-10- 6

Sintermetallager werden aus Sintereisen und Sinterbronze mit 1,5 Graphitzusatz gefertigt (Tabelle 2.10). Sinterbronzelager zeichnen sich durch hohe Korrosionsbeständigkeit und besonders geräuscharmen Lauf aus. Ölgetränkte Sintermetallager vertragen bei entsprechender Qualität des Öles Lagertemperaturen bis zu + 1 0 0 °C. D a s Hauptanwendungsgebiet umfaßt Gleitgeschwindigkeiten bis zu 2 m s - 1 für Lager auf Sintereisenbasis und bis zu 3 m s _ 1 für Sinterbronzelager. Bei hoher Oberflächengüte der Welle, Zusatzschmierung und nicht allzu hoher Belastung sind Gleitgeschwindigkeiten bis zu 4 m s - 1 , bei Kurzzeitbetrieb ( < 5 min) und sehr niedriger Belastung sogar Werte von etwa 6 bis 8 m s - 1 möglich. Die Belastbarkeit der Sintermetallager ist von der Gleitgeschwindigkeit, aber auch von einer Reihe anderer Faktoren, wie Lagerqualität und Viskosität des Tränköles, abhängig. F ü r das Produkt aus Flächendruck und Gleitgeschwindigkeit sind Werte von 12 bis 18 kpm s - 1 c m - 2 erreichbar. Mit eigenem Ölvorrat können Standzeiten von 3000 bis 4000 Stunden, durch Anbringen einer Schmiermittelreserve von über 10000 Stunden erreicht werden. Die Reibungszahl ölgetränkter, selbstschmierender Sintermetall-

2.2.

Aluminiumwerkstoffe

57

lager gegenüber fein geschliffenen Wellen liegt etwa zwischen 0,005 und 0,010 [13]. Sintermetallager werden hergestellt in Form von Buchsen ohne Bund (Zylinderlager) nach TGL 6558, Buchsen mit Bund (Bundlager) nach TGL 6560, Kalottenlagern nach TGL 9613 und Halbrohlingen. Hinsichtlich des Einbaus, des Lagerspiels und der zusätzlichen spanenden Bearbeitung sind die Angaben des Herstellers zu berücksichtigen. 2.2.

Aluminiumwerkstoffe

Die Aluminiumwerkstoffe haben in den letzten fünf Jahrzehnten rasch zunehmenden Eingang in den wissenschaftlichen Gerätebau gefunden und beanspruchen heute den gleichen Volumenanteil wie die Eisenwerkstoffe. Der notwendige Ersatz von Kupferwerkstoffen war dabei nur ein Grund für diese Expansion, die doch primär in der zunehmenden Nutzung der werkstoffspezifischen Eigenschaften der Aluminiumlegierungen, die im Laufe der Entwicklung durch die Fortschritte und Erkenntnisse auf den Gebieten der Legierungs-, Wärmebehandlungs- und Oberflächenbehandlungstechnik beträchtlich verbessert werden konnten, zu suchen ist. Die gute bis sehr gute Ur- und Umformbarkeit, die für viele Legierungen leichte Spanbarkeit mit hohen Schnittgeschwindigkeiten, die hohe Korrosionsbeständigkeit und die gute Leitfähigkeit bei niedriger Dichte und für viele Zwecke ausreichender Festigkeit lassen die Aluminiumwerkstoffe manchen Kostenvergleich zu ihren Gunsten entscheiden. AluminiumGußteile, nach den verschiedensten Gußverfahren hergestellt, haben in den Erzeugnissen des wissenschaftlichen Gerätebaus im gleichen Maße Eingang gefunden wie aus Halbzeugen gefertigte Teile. Eine Ausnahme bilden lediglich die dispersionsgehärteten AI-A1203-Werkstoffe (Sinteraluminium), die mit ihrer relativ hohen Warmfestigkeit auch nur entsprechenden Anwendungsgebieten vorbehalten sind. Aluminium-Legierungen sind unabhängig von ihrer Zusammensetzung und Verarbeitung zuverlässige unmagnetische Werkstoffe, da Eisen in Aluminiumwerkstoffen im Gegensatz zu den Kupferwerkstoffen immer in Form einer paramagnetischen Phase, z. B. FeAl 3 , vorliegt. Der Einsatz von Aluminiumwerkstoffen wird im wissenschaftlichen Gerätebau lediglich durch den relativ niedrigen Elastizitätsmodul und den hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten begrenzt. Da die Aluminiumwerkstoffe bei tiefen Temperaturen keinen Sprödigkeitsbereich besitzen, eignen sie sich hervorragend für Bauteile, die tiefen Temperaturen ausgesetzt sind. Mit fallender Temperatur steigen Zugfestigkeit, Streckgrenze und auch Bruchdehnung.

58

2. Die metallischen

2.2.1.

Aluminiumknetwerkstoffe

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

Die Zusammensetzung der zu Halbzeugen verarbeiteten Werkstoffe ist in zwei Standards festgelegt: TGL 14712 Reinstaluminium und Reinaluminium TGL 14725 Aluminiumknetlegierungen Die Aluminiumknetlegierungen kann man grundsätzlich in zwei Gruppen einteilen: nicht aushärtbare, naturharte Legierungen auf Basis Al-Mg und Al-Mn; aushärtbare Legierungen auf Basis Al-Mg-Si, Al-Cu-(Mg) und Al-Zn-Mg(Cu). Während die Festigkeit der Werkstoffe der ersten Gruppe nur legierungstechnisch und durch Kaltumformung gesteigert werden kann, besteht bei der zweiten Gruppe noch die Möglichkeit, dies über eine spezielle Wärmebehandlung — das Aushärten — zu erreichen. Diese Wärmebehandlung beinhaltet ein Homogenisieren (Lösungsglühen) bei etwa 500 °C mit anschließendem Abschrecken und Auslagern, das entweder als Kaltauslagern bei Raumtemperatur oder als Warmauslagerung bei erhöhten Temperaturen um 160 °C ausgeführt wird. Die Härte- und Festigkeitssteigerung auf etwa den doppelten Wert des weichen Zustands ist beim Kaltauslagern nach einer Woche, beim Warmauslagern nach 8 bis 24 Stunden erreicht. Die Festigkeitseigenschaften der Aluminiumhalbzeuge sind von den Abmessungen der Halbzeuge abhängig, da sowohl der Umformgrad als auch die Abschreckgeschwindigkeit beim Aushärten querschnittsabhängig sind. Die Abmessungsbereiche der einzelnen Festigkeitszustände enthalten die entsprechenden Standards: TGL TGL TGL TGL TGL TGL

14745 14746 14747 14748 14749 14761

Bleche und Bänder Rohre Stangen und Drähte Strangpreßprofile Gesenkschmiedestücke Halbzeuge für die Elektrotechnik

Grundsätzlich ist bei der Wahl des Festigkeitszustandes zu beachten, daß jede Wärmebehandlung im Laufe des Fertigungsprozesses mit steigender Temperatur sowohl bei den kaltverfestigten als auch bei den ausgehärteten Halbzeugen zu einem Festigkeitsabfall führt. Dies gilt generell für alle Werkstoffe, nicht nur für Aluminiumwerkstoffe. Eine Auswahl der für den wissenschaftlichen Gerätebau wichtigsten Aluminiumknetwerkstoffe und ihrer Festigkeitseigenschaften enthält Tabelle 2.11.

2.2.

59

Aluminiumwerkstoffe

Tabelle 2.11. Festigkeitseigenschaften von Stangen und Drähten aus Aluminium und Aluminiumlegierungen nach TGL 1474 Fertigkeitseigenschaften Werkstoff

Festigkeitszustand

Mindestzugfestigkeit

MindestMindeststreckgrenze bruchdehnung

in kp m m - 2 in kp m m - 2

Härte H B 10 D s

E-Modul 1 ) in kp m m - 2

in %

zh F7 F6 F10 F13 F17

ohne vorgeschriebene Festigkeitswerte — 23 20 7 — 25 6 20 7 30 10 5 35 13 17 3 -

AlMg3

zh F18p F18w F23 F26

ohne vorgeschriebene Festigkeitswerte 45 8 15 18 45 8 16 18 65 14 23 9 4 75 18 26

6800...7200

AlMg5

zh F24p F24w F26 F30

ohne vorgeschriebene Festigkeitswerte 55 14 24 10 55 16 24 10 15 8 70 26 4 90 30 20

6700...7200

zh F26

26 26

11 11

5 12

80 65

zh P F20 F28 F30 F32

12 12 20 28 30 32

7 7 10 20 26 26

12 14 12 10...12 10 8

40 40 60 80 90 95

zh P F38p F38zh F42p F42zh

27 25 38 38 42 42

15 12 25 25 28 28

10 12 12 7 14 7

AI 99,5

AlMg5(S)

AlMglSil

AlCu4Mgl

65 65 100 100 110 110

6000...7000

6800...7300

6500...7350

') In der T G L nicht enthalten; Richtwerte und [16].

2.2.1.1.

Rein- und Reinstaluminium

Aluminium ist ein relativ weiches Metall mit ausgezeichneter Plastizität, guter thermischer und elektrischer Leitfähigkeit sowie hoher Korrosionsbeständigkeit. Während die Festigkeit durch Verunreinigungen bzw.

60

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

Legierungszusätze im technisch spürbaren M a ß erst durch relativ hohe Gehalte erhöht wird, verursachen die E l e m e n t e Mangan, E i s e n , Chrom, V a n a d i u m , Silizium, Magnesium, K u p f e r und Zink bereits bei geringen Gehalten, sobald diese E l e m e n t e im Mischkristall gelöst sind, eine empfindliche Erniedrigung der elektrischen Leitfähigkeit. Die hohe Korrosionsbeständigkeit des Aluminiums b e r u h t auf der sich in Gegenwart v o n Luftsauerstoff und anderer oxydierender Medien ausbildenden sehr dünnen, aber festhaftenden und wasserunlöslichen O x i d h a u t , die das Aluminium vor weiterem Angriff s c h ü t z t . D u r c h chemische und elektrochemische Verfahren (Eloxieren) k a n n die natürliche Oxidschicht b e t r ä c h t l i c h vers t ä r k t werden. Auf R e i n s t a l u m i n i u m entstehen glasklare S c h i c h t e n . Rein- und Reinstaluminium wird dort eingesetzt, wo die gute Leitfähigkeit und hohe Korrosionsbeständigkeit, eine leichte U m f o r m b a r k e i t und gute Polierbarkeit (vor allem elektrolytisch) sowie dekorative E l o x a l schichten b e n ö t i g t werden. Spanlos umgeformte, elektrolytisch polierte und kurz eloxierte Reflektoren sind ein typisches Anwendungsbeispiel. Die S p a n b a r k e i t dieser W e r k s t o f f e ist auf Grund ihrer niedrigen H ä r t e schlecht. 2.2.1.2.

Aluminium-Magnesium-Legierungen

Die Aluminium-Magnesium-Legierungen sind die wichtigsten nicht aush ä r t b a r e n n a t u r h a r t e n Knetlegierungen m i t Magnesiumgehalten bis zu 7 % . Sie finden im wissenschaftlichen G e r ä t e b a u bevorzugt Anwendung. Mit zunehmendem Magnesiumgehalt werden F e s t i g k e i t und S p a n b a r k e i t verbessert, während die K a l t - und W a r m u m f o r m b a r k e i t b e t r ä c h t l i c h abnehmen. Aus letztgenanntem Grund wurde in der D D R die Herstellung von Halbzeugen aus der Legierung AlMg 7 eingestellt. B e s i t z t AlMg 3 im Vergleich zu AI 99,5 bereits ein vermindertes Umformungsvermögen, so eignet sich die Legierung AlMg 5 schon nicht m e h r zum K a l t u m f o r m e n . I h r e W a r m u m f o r m b a r k e i t ist begrenzt und chargenabhängig. E r f a h r u n g s gemäß lassen sich nur AlMg 5-Legierungen m i t < 4 , 5 % Magnesium und > 0 , 2 % Silizium, d . h . m i t einem freien nicht an Mg 2 Si gebunden im Mischkristall gelösten Magnesiumgehalt von < 4 , 2 % , noch gut w a r m u m formen. Die S p a n b a r k e i t der Aluminium-Magnesium-Legierungen ist erst ab 4 bis 5 % Magnesium befriedigend. Die Aluminium-Magnesium-Legierungen besitzen eine hohe Korrosionsbeständigkeit, die durch Manganzusätze noch etwas verbessert wird. Sie gelten gegen Meerwasser als besser korrosionsbeständig als Reinaluminium. Die magnesiumreichen Legierungen sind j e d o c h gegen interkristalline Korrosion anfällig, sobald aus dem übersättigten Mischkristall die ß-Pha&c in zusammenhängender F o r m an den Korngrenzen ausgeschieden wird. Deshalb dürfen Aluminium-Magnesium-Legierungen im T e m p e r a t u r g e b i e t zwischen 8 0 und 2 5 0 °C, in dem die eben beschriebene Heterogenisierung erfolgt, nicht geglüht werden. I s t dies nicht zu vermeiden, so ist zuvor

2.2.

Aluminiumwerkstoffe

61

eine spezielle Heterogenisierung knapp unterhalb der Entmischungslinie vorzunehmen, die eine zusammenhängende Korngrenzenausscheidung der /J-Phase bei einer späteren Wärmebehandlung im gefährdeten T e m p e r a t u r bereich unterbindet. Die Aluminium-Magnesium-Legierungen lassen sich sehr gut eloxieren. E s entstehen hellgraue S c h i c h t e n , die nicht nur die Korrosionsbeständigkeit verbessern, sondern auch hohen dekorativen Ansprüchen genügen. D e r wissenschaftliche G e r ä t e b a u nutzt vorwiegend die Legierungen AlMg3, AlMg5, AlMg5 (S) und AlMg7. AlMg3 dient bevorzugt für spanlos zu fertigende Teile, an die keine allzu hohen Festigkeitsforderungen gestellt werden. Mechanisch höher beanspruchte Teile werden aus der Legierung AlMg5 gefertigt, die zum großen Teil zu Gesenkschmiedeteilen warm umgeformt werden. Die Legierungen AlMg5 (S) und AlMg7 sind ausschließlich spanend zu fertigenden Teilen vorbehalten. AlMg5 (S) wurde speziell für die feinmechanisch-optische Industrie entwickelt. I m Vergleich zu AlMg5 besitzt diese Legierung einen enger begrenzten im D u r c h s c h n i t t höheren Magnesiumgehalt und einen der Kornfeinung dienenden T i t a n z u s a t z . Grobkörnige Halbzeuge machen sich nämlich an feinstbearbeiteten Oberflächen durch die m i t bloßem Auge sichtbar werdende K o r n s t r u k t u r dekorativ unangenehm b e m e r k b a r . Z u m W a r m u m f o r m e n ist AlMg5 (S) nicht geeignet. 2.2.1.3.

Aluminium-Magnesium-SUizium-Legierungen

Die beiden handelsüblichen Legierungen dieses T y p e s AlMgSiO,5 und A l M g l S i l sind kalt- und w a r m a u s h ä r t b a r . Die A u s h ä r t b a r k e i t b e r u h t bei diesen Legierungen auf der im quasibinären S y s t e m Al-Mg 2 Si fallenden Löslichkeit des a-Mischkristalles f ü r Mg 2 Si. I n der P r a x i s wird das W a r m aushärten bevorzugt, da es die höhere Festigkeit liefert und die kürzere Zeit in Anspruch n i m m t , ohne d a ß eine erhöhte Korrosionsanfälligkeit wie bei den Aluminium-Kupfer-Legierungen zu befürchten ist. Die Legierungen A l M g l S i l und vor allem AlMgSiO,5 lassen sich sehr gut warm- und im weichen Zustand auch kaltumformen. I m ausgehärteten Zustand ist die K a l t u m f o r m b a r k e i t begrenzt. Deshalb sind K a l t u m f o r m arbeitsgänge a m vorteilhaftesten nach dem Abschrecken v o n der Lösungsglühtemperatur im noch weichen Zustand durchzuführen. E i n e spanende B e a r b e i t u n g ist dagegen im weichen Zustand zu vermeiden. D a f ü r eignen sich nur die w a r m a u s g e h ä r t e t e n Legierungen, die beim Spanen keine Schwierigkeiten bereiten. D u r c h Zusatz von B l e i oder anderer spanbrechender E l e m e n t e k a n n die S p a n b a r k e i t verbessert werden. Auf dieser B a s i s wurden die Automatenlegierungen AlMgSiPb (und AICuMgPb) entwickelt. D e r Bleizusatz b e e i n t r ä c h t i g t jedoch die Korrosionsbeständigkeit und die dekorative E l o x i e r b a r k e i t . Die Aluminium-Magnesium-Silizium-Legierungen zeigen im allgemeinen eine hohe Korrosionsbeständigkeit. Gegen Meerwasser und -atmosphäre

62

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

sind sie j e d o c h etwas weniger beständig als die Aluminium-MagnesiumLegierungen. B e i d e Legierungen sind dekorativ eloxierbar, m i t zunehmendem Siliziumgehalt der Legierung nehmen j e d o c h die S c h i c h t e n einen leichten G r a u t o n an. Aluminium-Magnesium-Silizium-Legierungen werden vorwiegend für k a l t oder w a r m umzuformende Teile mit mittleren Festigkeitsansprüchen, die durch A u s h ä r t e n erfüllt werden, eingesetzt. Die F e s t i g k e i t der ausgeh ä r t e t e n Legierung A l M g l S i l übersteigt dabei die der Legierung AlMg5. 2.2.1.4.

Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen

Legierungen dieses T y p e s sind kalt- und w a r m a u s h ä r t b a r , wobei der w a r m a u s g e h ä r t e t e Zustand korrosionsempfindlicher als der kaltausgehärt e t e ist. Diese Legierungen besitzen im Vergleich zu den bisher beschriebenen die höchste F e s t i g k e i t , die nur noch von Legierungen des T y p e s AlZnMgCu übertroffen wird. Auf Grund ihres Kupfergehaltes sind sie aber korrosionsempfindlich und werden daher häufig durch P l a t t i e r u n g m i t R e i n a l u m i n i u m geschützt. I h r e Korrosionsbeständigkeit k a n n auch durch E l o x a l s c h i c h t e n , die keinen dekorativen Ansprüchen genügen, n i c h t wesentlich verbessert werden. I m weichen Zustand (bei etwa 300 °C weichgeglüht oder bis zu zwei Stunden nach dem Lösungsglühen) sind die Legierungen AICuMgl und AlCuMg2 gut k a l t u m f o r m b a r . Die S p a n b a r k e i t im a u s g e h ä r t e t e n Zustand ist gut. A I C u M g l k o m m t im wissenschaftlichen G e r ä t e b a u nur für solche B a u teile in B e t r a c h t , die aus Festigkeitsgründen nicht aus Aluminium-Magnesium- oder Aluminium-Magnesium-Silizium-Legierungen gefertigt werden können. Außerdem dürfen keine F o r d e r u n g e n hinsichtlich chemischer und W i t t e r u n g s b e s t ä n d i g k e i t bestehen. I m anderen F a l l ist ein zusätzlicher Oberflächenschutz erforderlich. 2.2.2.

Aluminiumgußwerkstoffe

Die Aluminiumgußlegierungen, ihre Zusammensetzung und Eigenschaften sind in T G L 6556 standardisiert. H e u t e werden fast ausschließlich Aluminium-Silizium-Legierungen m i t Zusätzen an Magnesium, K u p f e r und anderen E l e m e n t e n sowie im geringen U m f a n g Aluminium-MagnesiumLegierungen vergossen. D u r c h A u s h ä r t e n k a n n die F e s t i g k e i t vieler Legierungen b e t r ä c h t l i c h gesteigert werden. E i n e n Uberblick über die im wissenschaftlichen Gerätebau bevorzugt eingesetzten Legierungen und ihre Festigkeitseigenschaften v e r m i t t e l t T a b e l l e 2 . 1 2 . Aluminiumlegierungen werden als Sand-, Kokillen- und D r u c k g u ß sowie nach abgewandelten Y e r f a h r e n s v a r i a n t e n (z. B . Niederdruckkokillenguß, Flüssigpressen) vergossen. Die W a h l des Gießverfahrens r i c h t e t sich nach der Größe und Gestalt des Gußteiles, nach der Stückzahl sowie nach den gewünschten E i g e n s c h a f t e n . L e t z t e r e sind wiederum v o m Gießverfahren

63

2.2. Aluminiumwerkstoffe Tabelle 2.12. Festigkeitseigenschaften einiger Aluminiumgußlegierungen (nach TGL 6556) Festigkeitseigenschaften Werkstoff

Zustand

Mindestzugfestigkeit

Mindeststreckgrenze

Mindestbruchdehnung

in kp m m - 2

in kp m m - 2

in

Härte H B 10/1000

E-Modul

in kp m m " 2

%

G-AlMg5Sil

unbehandelt

15

2

S55

7000

GD-AlMg9Si

unbehandelt

20

12

1,5

s55

6500

G-AlSi7Cul

unbehandelt LK LW W

16 19 22 18

10 15 18 16

1 1 0,5 0,3

£65 S80 90. . 120 ^80

unbehandelt G-AlSilOMg G-AlSilOMg LW GK-AlSilOMg unbehandelt LW GD-AlSilOMg unbehandelt

15 22 18 24 21

9 18 10 20 12

2 1,0 2,0 1,2 1,5

S55 80. . 110 S65 85. . 115

G — Sandguß GK — Kokillenguß GD — Druckguß

8,5

7500

7500

S 7 0

L K — lösungsgeglüht und kaltausgelagert LW — lösungsgeglüht und warmausgelagert W — warmausgelagert

und vom W e r k s t o f f abhängig. Diese Zusammenhänge erfordern zur optimalen W a h l von F o r m und W e r k s t o f f des Gußteiles eine enge Zusammena r b e i t zwischen K o n s t r u k t e u r , Gußtechnologen und W e r k s t o f f a c h m a n n . Die W a h l der Legierungen konzentriert sich im wissenschaftlichen G e r ä t e b a u meist auf einen K o m p r o m i ß zwischen G i e ß b a r k e i t und K o r r o sionsbeständigkeit. Die F e s t i g k e i t als K r i t e r i u m k o m m t nur bei einem gewissen T e i l des Sortimentes in F r a g e , ebenso das K r i t e r i u m S p a n b a r k e i t . Leider steht die Korrosionsbeständigkeit der Aluminium-Gußlegierungen fast i m m e r im Widerspruch zu ihrer Gießbarkeit. W ä h r e n d die AluminiumSilizium-Legierungen eine gute bis sehr gute, in der Nähe der eutektischen Zusammensetzung sogar eine ausgezeichnete Gießbarkeit besitzen, ist die der Aluminium-Magnesium-Legierungen deutlich schlechter. Die Aluminium-Magnesium-Legierungen sind dagegen ausgezeichnet korrosionsbeständig gegen Witterungseinflüsse und Meerwasser. I s t die Korrosionsbeständigkeit der kupferfreien Aluminium-Silizium-Legierungen noch als gut bis sehr gut zu bezeichnen, so sind die kupferhaltigen Legierungen nur noch bedingt korrosionsbeständig und gegenüber Meerwasser bzw. entsprechenden Atmosphären nicht mehr einzusetzen. F ü r Teile, die e x t r e m e n klimatischen Einflüssen und aggressiven Labor- und I n d u s t r i e a t m o s p h ä r e n ausgesetzt sind oder direkt m i t korrodierenden Medien in B e r ü h r u n g k o m m e n , m u ß deshalb die b e s c h r ä n k t e Gießbarkeit in K a u f genommen und auf eine Aluminium-Magnesium-Legierung zurückgegriffen werden.

64

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

I n den meisten F ä l l e n kann und soll aber die sehr gut gießbare Legierung AlSilOMg vergossen werden. K u p f e r h a l t i g e Legierungen sollten nur für untergeordnete Teile und solche, die keiner Korrosionsbeanspruchung ausgesetzt sind, zur Anwendung gelangen. D a s E l o x i e r e n , das zwar bei den Aluminium-Magnesium- und kupferfreien Aluminium-Silizium-Legierungen eine geringfügige Steigerung der Korrosionsbeständigkeit bewirken k a n n , ist aber bei S a n d g u ß in der Regel nicht zu empfehlen und bei b e a r b e i t e t e n Druckgußteilen abzulehnen. Diese negative H a l t u n g ist in dem Vorhandensein v o n P o r e n und L u n k e r n in den Gußteilen begründet. Diese füllen sich m i t Beiz- und E l o x a l b ä d e r n , die auf Grund der Kapillarwirkung dieser Fehlstellen durch Spülen nicht wieder restlos zu entfernen sind. Die zurückbleibenden E l e k t r o l y t r e s t e führen nach relativ kurzer Zeit zu einer rasch fortschreitenden K o r r o s i o n , die selbst u n t e r L a c k s c h i c h t e n schnell einsetzt und zum Aufblähen und späteren Abplatzen derselben f ü h r t . Auch ein T r o c k n e n der eloxierten Gußteile bei erhöhten T e m p e r a t u r e n hilft nicht, da durch diesen Vorgang dem E l e k t r o l y t lediglich das W a s s e r entzogen wird. D e r Korrosionsherd selbst bleibt a b e r erhalten, da die hygroskopischen Salzreste sobald als möglich durch die L a c k s c h i c h t diffundiertes Wasser wieder aufnehmen. Als L a c k h a f t g r u n d f ü r Aluminium-Gußteile sollte deshalb bevorzugt P r i m e r verwendet werden. D i e S p a n b a r k e i t der Aluminium-Magnesium-Legierungen ist gut, die der Aluminium-Silizium-Legierungen fällt m i t zunehmendem Siliziumgehalt. Außerordentlich nachteilig wirken sich nichtmetallische Einschlüsse, die meist auf unsachgemäßes oder unsauberes Schmelzen und Gießen zurückzuführen sind, auf die Standzeit der Werkzeuge aus. 2.2.3.

Aluminiumsinterwerkstoffe

Aluminiumsinterwerkstoffe — unter dem Namen S A P b e k a n n t — haben bisher nur begrenzte Anwendung gefunden. D a s Interesse r i c h t e t sich v o r allem auf ihre relativ hohe W a r m f e s t i g k e i t bei niedriger D i c h t e . Die H e r stellung von Sinteraluminiumfertigteilen und -halbzeugen ist nur durch K a l t p r e s s e n und anschließendes Verdichten auf einen porenfreien W e r k stoff durch Strangpressen oder Gesenkschmieden in der W ä r m e möglich. E i n bei anderen Werkstoffen übliches Pressen und Sintern scheitert an dem jedes Aluminiumteilchen umgebenden Oxidüberzug, der die Verbindung der Pulverteilchen beim Sintern v e r h i n d e r t . D e r dem Sinteraluminium t y p i s c h e A l 2 0 , - G e h a l t , der auch bei höheren T e m p e r a t u r e n in der Alumin i u m m a t r i x unlöslich ist, bewirkt eine Dispersionshärtung und ist für die relativ hohe W a r m f e s t i g k e i t v e r a n t w o r t l i c h .

2.3.

Magnesiumwerkstoffe

Mit seiner D i c h t e von 1,74 g c m - 3 gilt Magnesium als das leichteste K o n struktionsmetall. Die Festigkeit des reinen Metalls ist relativ niedrig, so

2.3.

65

Magnesiumwerkstoffe

d a ß Magnesium f ü r k o n s t r u k t i v e Zwecke ausschließlich in F o r m seiner Legierungen eingesetzt wird. Als Hauptlegierungselemente k o m m e n Aluminium, Zink und Mangan in B e t r a c h t , von denen die beiden e r s t g e n a n n t e n die F e s t i g k e i t s w e r t e und Mangan die Korrosionsbeständigkeit verbessern. Verunreinigungen, wie Silizium, K u p f e r und E i s e n , v e r s c h l e c h t e r n das K o r r o s i o n s v e r h a l t e n . Die Magnesiumknetlegierungen sind in T G L 1 4 7 2 9 (Zusammensetzung) und T G L 1 4 7 3 0 (Festigkeitseigenschaften) standardisiert. F ü r Magnesiumgußlegierungen gilt die T G L 2 0 8 1 0 . Nur 4 0 % des erzeugten Magnesiums werden zu K o n s t r u k t i o n s w e r k stoffen v e r a r b e i t e t , davon etwa 8 0 % zu Druckgußlegierungen. D a b e i erfordert die s t a r k e Oxydationsneigung des Magnesiums S o n d e r m a ß n a h m e n b e i m Schmelzen und Gießen, wie die Anwendung v o n Schutzgas, A b d e c k und Reinigungssalzen. Die b e s c h r ä n k t e K a l t u m f o r m b a r k e i t des h e x a g o n a l kristallisierenden Magnesiums erschwert die deshalb nur geringe Halbzeugproduktion. Strangpreßerzeugnisse und Gesenkschmiedeteile lassen sich dagegen durch W a r m u m f o r m e n relativ leicht herstellen. I m Vergleich zu Aluminiumdruckgußwerkstoffen zeichnet sich die Verarbeitung v o n Magnesiumlegierungen durch einen geringeren E n e r g i e v e r b r a u c h , eine schnellere Gießfolge und eine höhere Lebensdauer der D r u c k gußwerkzeuge aus. Auch das Festigkeit-Masse-Verhältnis ist günstiger als bei den Aluminiumwerkstoffen. Die Festigkeitseigenschaften üblicher Magnesiumdruckgußlegierungen enthält Tabelle 2.13. E i n e Verbesserung der Tabelle 2.13. Festigkeitseigenschaften von unbehandelten Magnesiumdruckgußlegierungen nach TGL (208 10) 0,2-Dehn grenze Sorte

in kp m m - 2 mindestens

GD-MgA18Znl GD-MgA19Znl GD-MgA19Zn2

14 15 14

Zugfestigkeit in kp m m " 2 mindestens

20 22 20

Bruchdehnung in %

Brinellhärte H B 10/1000

mindestens

mindestens

I 0,5 0,5

60 65 60

Biegewechselfestigkeit übw(25-10«) in k p mm~ 2

5,5 4,5 4,5

Festigkeitseigenschaften von Sand- und Kokillengußteilen aus aluminiumund zinkhaltigen Magnesiumlegierungen ist durch Homogenisieren bzw. Lösungsglühen und W a r m a u s h ä r t e n zu erreichen. D u r c h Zusatz b e s t i m m t e r E l e m e n t e , wie Zirkonium, Cer-Mischmetall und T h o r i u m bzw. L i t h i u m , wurden eine R e i h e von Sonderlegierungen entwickelt, die eine bessere V e r f o r m b a r k e i t und höhere Zeitstandfestigkeit als das reine Magnesium und die Magnesium-Aluminium-Zink-Legierungen oder eine e x t r e m niedrige D i c h t e um 1,4 g c m - 3 aufweisen. Neben ihrer guten G i e ß b a r k e i t lassen sich Magnesiumlegierungen auch ausgezeichnet m i t sehr hohen Schnittgeschwindigkeiten und geringem Werkzeugverschleiß zerspanen 5

B e r n s t , Werkstoffe

66

2. Die metallischen

Konstruktionsiverkstoffe

des

WGB

(Bild 2.15), wobei allerdings die leichte Brennbarkeit von Magnesium in Pulver- und Späneform zu beachten ist. Als Nachteile des Magnesiums und seiner Legierungen sind der relativ niedrige Elastizitätsmodul von 4600 kp mm - 2 , der relativ hohe thermische Ausdehnungskoeffizient von 27 • 10~6 grd" 1 und die unbefriedigende Korrosionsbeständigkeit zu erwähnen. An der Atmosphäre bildet sich auf Magnesium ein hydratisierter w 0,95

200 I- 180 m % t 0,53

S

7,2

140

g 120

| 100 1 60

0,42

3

0,08

l—i u0,05 ,u3

ILn

80

40

20

1,9

H

' 1,0

1,8

1,7

0

S:

£ Bild 2.15. Stundenschnittgeschwindigkeit und spezifische Schnittkraft von GKMgA19Znl im Vergleich zu einigen anderen Werkstoffen (nach [17])

karbonathaltiger Oxidfilm, der jedoch keine der Oxidschicht beim Aluminium vergleichbare korrosionsschützende Wirkung besitzt. In verdünnten Säuren, in Salzlösungen und in Seewasser werden Magnesiumwerkstoffe rasch angegriffen, während sie gegen alkalische Medien relativ beständig sind. Eine Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit von Magnesiumteilen wird durch eine chemische Abscheidung von Chromatschichten erzielt. Trotz höherer Kosten für den Abbrand und den Oberflächenschutz der Teile ist der Einsatz von Magnesiumwerkstoffen für Druckgußteile wegen der guten Gießbarkeit und Spanbarkeit oft wirtschaftlicher als der anderer Werkstoffe. Der niedrige Elastizitätsmodul muß durch konstruktive Maßnahmen, wie eine geschickte Verrippung bzw. die Aufgliederung großer Flächen, kompensiert werden. Besonders dünnwandige und/oder kompliziert gestaltete Druckgußteile, z. B. Gehäuse für Kameras, Schreibmaschinen, Feldstecher und Projektoren, bieten sich für eine Ausführung in Magnesiumwerkstoffen an.

2.4.

2.4.

67

Berylliumwerkstoffe

Berylliumwerkstoffe

Beryllium ist mit einer Schmelztemperatur von 1284 °C und einer Dichte von 1,85 g cm - 3 ein hochschmelzendes Leichtmetall. Es zeichnet sich durch einen hohen Elastizitätsmodul von etwa 31000 kp mm - 2 , eine hohe spezifische Wärme und eine hohe Wärmeleitfähigkeit sowie eine gute Wechselfestigkeit (28 kp mm - 2 bei 108 Lastspielen) bei keiner besonders ausgeprägten Zugfestigkeit (50 kp mm - 2 in Längsrichtung) aus. Der thermische Ausdehnungskoeffizient von 11,6-10~6 grd - 1 läßt eine spannungsfreie Ver20

E

e

Borfaserkunststoffe * in Fase^richtung Bor/At in Faserrichtung. in Faserrichtung

-Q e •3

Lockailoy --C quer zur Faserrichtung

5

ñi Borfaserkunststoffe • quer zur, Faserrichtung 200 300 400 Temperatur in °C Bild 2.16. Massebezogener Elastizitätsmodul von Beryllium und anderen Werkstoffen in Abhängigkeit von der Temperatur (nach [18]). Lockailoy ist eine Berylliumlegierung mit 3 8 % Aluminium

bindung mit Stählen und Titanlegierungen in Konstruktionen zu. Außerdem weist Beryllium ausgezeichnete kernphysikalische Eigenschaften (geringe Neutronenabsorption und gute Moderationsfähigkeit für schnelle Neutronen) und unter anderem ein bemerkenswert hohes Reflektionsvermögen im Infrarot-Bereich auf. Trotz der sich sehr nachteilig bemerkbar machenden Verformungsanisotropie des hexagonal kristallisierenden Berylliums ist es gelungen, Stäbe, Bleche, Folien und Strangpreßteile herzustellen, deren Dehnungswerte 5*

68

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

etwa 2 bis 3 % f ü r texturfreies und etwa 5 bis 12 % f ü r t e x t u r b e h a f t e t e s Metall in der L ä n g s r i c h t u n g sowie 0,5 bis 1 % in der D i c k e n r i c h t u n g bet r a g e n [18]. D e r entscheidende Vorteil des B e r y l l i u m s gegenüber vielen anderen W e r k s t o f f e n b e r u h t jedoch vor allem auf einigen seiner hervorragenden E i g e n s c h a f t s k o m b i n a t i o n e n , von denen insbesondere der massebezogene E l a s t i z i t ä t s m o d u l zu nennen ist. I n dieser Hinsicht i s t es nicht nur den konventionellen Werkstoffen, sondern auch modernen Verbundwerkstoffen überlegen (Bild 2.16). B e r y l l i u m findet Anwendung für e x t r e m steife L e i c h t b a u t e i l e , f ü r dimensionsstabile Teile v o n vor allem n i c h t erdgebundenen Präzisionsgeräten, für W ä r m e s e n k e n (z. B . R a k e t e n n a s e n , Hitzeschilder), als U n t e r lage f ü r Teile, in denen kurzzeitig große W ä r m e m e n g e n entstehen oder ein relativ hoher T e m p e r a t u r g r a d i e n t über längere Zeit aufrecht erhalten werden m u ß , und in der R ö n t g e n - und G a m m a s t r a h l e n t e c h n i k . F a s t ideale E i g e n s c h a f t e n b i e t e t B e r y l l i u m für Spiegel in der I n f r a r o t o p t i k , die zur Verkleinerung der E i g e n s t r a h l u n g auf tiefe T e m p e r a t u r e n gekühlt werden. D a der t h e r m i s c h e Ausdehnungskoeffizient des B e r y l l i u m s u n t e r h a l b 4 0 ° K gleich Null ist, können durch t h e r m i s c h e Schwankungen keine F o r m ä n d e r u n g e n a u f t r e t e n [18]. D e r hohe Preis des Berylliums und weniger seine giftige W i r k u n g in F o r m v o n Lösungen, t r o c k e n e m S t a u b und D ä m p f e n auf die menschliche L u n g e , die durch geeignete S i c h e r h e i t s m a ß n a h m e n vermieden werden k a n n , s t e h t einem größeren Anwendungsumfang j e d o c h entgegen.

2.5.

Titanwerkstoffe

T i t a n ist m i t einer D i c h t e von 4,5 g c m - 3 das schwerste unserer L e i c h t metalle. E s zeichnet sich durch eine gute Korrosionsbeständigkeit und hohe F e s t i g k e i t bei relativ niedriger D i c h t e aus. B e i höherer T e m p e r a t u r , vor allem aber im flüssigen Zustand, b e s i t z t das T i t a n aber die unangen e h m e E i g e n s c h a f t , Sauerstoff, Stickstoff, W a s s e r s t o f f und K o h l e n s t o f f leicht aufzunehmen, die im Mischkristall gelöst m i t steigender K o n z e n t r a t i o n zu einer empfindlichen Versprödung des Werkstoffes f ü h r e n . D a s Schmelzen von T i t a n erfolgt deshalb u n t e r V a k u u m oder E d e l g a s . Die K a l t v e r f o r m b a r k e i t des hexagonalen a - T i t a n s ist besser als die der ebenfalls hexagonal kristallisierenden Metalle Magnesium, Z i n k und Cadm i u m . T i t a n wird h e u t e in allen Halbzeugformen a n g e b o t e n . Die beim K a l t v e r f o r m e n a u f t r e t e n d e Verfestigung k a n n durch ein Weichglühen in n o r m a l e r A t m o s p h ä r e bis zu 700 °C wieder a b g e b a u t werden. B e i höheren T e m p e r a t u r e n m u ß im V a k u u m oder u n t e r E d e l g a s geglüht werden. D i e W a r m u m f o r m b a r k e i t ist, abgesehen von der großen Affinität zu Sauerstoff, Stickstoff, W a s s e r s t o f f und Kohlenstoff, gut. B e i der spanenden B e a r b e i t u n g wirken sich geringe Schnittgeschwindigkeiten und gute K ü h l u n g günstig auf die Standzeit der W e r k z e u g e aus. B e i m Schweißen ist d a r a u f

2.5.

69

Titanwerkstoffe

zu achten, daß die Aufnahme der versprödend wirkenden Elemente aus der Atmosphäre verhindert wird. Als günstig haben sich das Argonarc-, das Punkt- und das Rollnahtschweißverfahren erwiesen. Titan findet sowohl als Reintitan als auch in Form von Titanlegierungen Anwendung. In TGL 25421 sind zwei im Elektronenstrahlmehrkammerofen erschmolzene Reintitanmarken EMO-TillO und EMO-TiMO standardisiert. Tabelle 2.14 gibt ihre mechanisch-technologischen Eigenschaften Tabelle 2.14. Mechanisch-technologische Eigenschaften von Reintitan im rekristallisierend geglühten Zustand bis 100 mm Nennmaß (nach TGL 25421)

Sorte

Mindesttitangebalt in %

EMO-Ti 110 99,7 EMO-Ti 140 99,5

Brinell harte HB

0,2-Dehngrenze

Zugfestigkeit

Bruchdehnung £»o = 5d0

in kp mm _ a in kp mm" 4

90. . 140 ^ 2 0 130. . 180 ^ 3 0

30...42 40...55

%

30 22

Brucheinschnürung

Kerbschlagzähigkeit

in %

in kp mm - 2

^55 ^45

15 8

wieder. Durch Zusatz von Legierungselementen wird eine beträchtliche Erhöhung der Festigkeitseigenschaften der Titanwerkstoffe erzielt. Titanlegierungen erreichen Zugfestigkeiten von 130 kp mm - 2 und Streckgrenzen von 110 kp mm - 2 . Als Legierungselemente dienen vor allem Aluminim, Vanadin, Chrom, Zinn, Molybdän und Kobalt. Durch die Legierungszusätze tritt entweder eine Stabilisierung der a-Phase oder der ß-Phase ein, denn die allotrope Gitterumwandlung des Titans bei 882 °C von der hexagonalen (X.- in die kubisch raumzentrierte ß-Phase wird durch Legierungszusätze zu höheren oder tieferen Temperaturen verschoben. J e nach Gittertyp bei Raumtemperatur unterscheidet man zwischen «- (z. B. TiA15Sn2,5), ß-(z. B. TiV13CrllA13) und (oc + Legierungen (z. B. TiA16V4). Reines Titan wird wegen seiner ausgezeichneten Korrosionsbeständigkeit gegenüber oxydierend wirkenden Medien, die auf der Ausbildung einer bei Beschädigung schnell selbstausheilenden passivierenden Schutzschicht an der Oberfläche zurückzuführen ist, vor allem im Chemieanlagenbau und in der Galvanotechnik verwendet. In reduzierend wirkenden Medien, die die oxydische Deckschicht lösen, weist Titan dagegen nur eine unbefriedigende Beständigkeit auf. Besonders aggressiv wirken Flußsäure und fluorionenhaltige Lösungen sowie Salz-, Schwefel- und Phoshporsäure, die besonders bei höheren Konzentrationen und Temperaturen angreifen. Titanlegierungen, die zum überwiegenden Teil in der Luft- und Raumfahrt Anwendung finden, weisen im Vergleich zum reinen Metall eine gesteigerte Festigkeit und Zeitstandfestigkeit bei höheren Temperaturen auf. In Verbindung mit ihrer niedrigen Dichte eignen sie sich besonders für schnell zu beschleunigende Teile und solche mit hoher Drehgeschwindigkeit. Nicht befriedigend ist das Gleitverhalten der Titanwerkstoffe. Beachtliche

70

2. Die metallischen Konstruktionswerkstoffe

des WGB

B e d e u t u n g scheint T i t a n in d e r Z u k u n f t f ü r s u p r a l e i t f ä h i g e W e r k s t o f f e , wie z. B . N i o b - T i t a n - u n d N i c k e l - T i t a n - L e g i e r u n g e n , zu e r l a n g e n [19]. I m w i s s e n s c h a f t l i c h e n G e r ä t e b a u b i e t e n sich T i t a n w e r k s t o f f e v o r allem wegen i h r e r r e l a t i v n i e d r i g e n D i c h t e u n d h o h e n K o r r o s i o n s b e s t ä n d i g k e i t , a b e r a u c h auf G r u n d eines l i n e a r e n t h e r m i s c h e n A u s d e h n u n g s k o e f f i z i e n t e n v o n e t w a 8,5 • 10~6 g r d - 1 , d e r i m Bereich der A u s d e h n u n g s k o e f f i z i e n t e n o p t i s c h e r Gläser liegt, f ü r viele Teile a n . V o r t e i l h a f t h a t sich a u c h d a s u n m a g n e t i s c h e V e r h a l t e n des T i t a n s erwiesen. E i n e r u m f a n g r e i c h e n Verw e n d u n g s t e h e n j e d o c h die h o h e n H e r s t e l l u n g s - u n d V e r a r b e i t u n g s k o s t e n i m Wege.

2.6.

Kupferwerkstoffe

K u p f e r w e r k s t o f f e , b e s o n d e r s die Messing- u n d Neusilberlegierungen, h a b e n die H e r s t e l l u n g f e i n m e c h a n i s c h - o p t i s c h e r G e r ä t e v o n d e n A n f ä n g e n der h a n d w e r k l i c h e n F e r t i g u n g bis in die industrielle F e r t i g u n g unseres J a h r h u n d e r t s hinein bestimmt. Trotz zunehmender Ablösung d u r c h andere W e r k s t o f f e , v o r allem d u r c h A l u m i n i u m w e r k s t o f f e , k a n n d e r m o d e r n e w i s s e n s c h a f t l i c h e G e r ä t e b a u auf d e n E i n s a t z v o n K u p f e r w e r k s t o f f n i c h t v e r z i c h t e n . Sie w e r d e n a b e r a u s m a t e r i a l ö k o n o m i s c h e n G r ü n d e n n u r noch d o r t v e r w e n d e t , wo sie auf G r u n d i h r e r E i g e n s c h a f t e n d u r c h k e i n e n a n d e r e n W e r k s t o f f w i r t s c h a f t l i c h zu ersetzen sind. 2.6.1.

Kupferknetwerkstoffe

Die w i c h t i g s t e n zu H a l b z e u g e n v e r f o r m t e n W e r k s t o f f e s t a m m e n folgenden Legierungsgattungen: reines K u p f e r K u p f e r - Z i n k (Messing) (Sondermessing) K u p f e r - Z i n n (Zinnbronze, Mehrstoff-Zinnbronze) K u p f e r - N i c k e l - Z i n k (Neusilber) Kupfer-Nickel Kupfer-Aluminium (Aluminiumbronze, Mehrstoff-Aluminiumbronze)

aus

nach T G L 14708, nach T G L 0-17660, n a c h T G L 0-17661, n a c h T G L 0-17662, n a c h T G L 0-17663, n a c h T G L 0-17664, n a c h T G L 0-17665.

E i n e n U b e r b l i c k ü b e r die F e s t i g k e i t s e i g e n s c h a f t e n der i m w i s s e n s c h a f t lichen G e r ä t e b a u b e v o r z u g t a n g e w a n d t e n W e r k s t o f f e v e r m i t t e l t T a belle 2.15. Bei d e r W a h l des F e s t i g k e i t s z u s t a n d e s ist d e r Z u s a m m e n h a n g zwischen A b m e s s u n g u n d e r r e i c h b a r e r F e s t i g k e i t zu b e r ü c k s i c h t i g e n , da die K u p f e r werkstoffe m i t Ausnahme der aushärtbaren Legierungen (Kupfer-Beryll i u m , Kupfer-Nickel-Silizium, K u p f e r - Z i r k o n i u m , K u p f e r - C h r o m ) n u r ü b e r eine K a l t v e r f o r m u n g v e r f e s t i g t w e r d e n k ö n n e n . D e s h a l b sind die W e r k -

2.6.

71

Kupferwerkstoffe

Tabelle 2.15. Festigkeitseigenschaften von Stangen und Drähten aus Kupfer und Kupferlegierungen nach TGL 0-17672

Werkstoff

Festigkeitse i genschaften MindestStreckMindestFestigkeitsgrenze bruchzugzustand dehnung festigkeit in kp m m - 2 in kp m m - 2 in %

Härte HB 10D2

E-Modul in kp mm~a

p zh F20 F25 F30 F37

19 24 20 25 30 37

P zh F37 F44 F51

37 40 37 44 51

P zh F34 F41 F48

34 38 34 34 48

CuZn37

P zh F30 F38 F45 F55

30 36 30 38 45 55

CuZn40A12Fel

P zh F60 F65

42 48 60 65

P F36 F41 F48 F56

ohne vorgeschriebene Festigkeitswerte 36 ¿28 52 80 41 §20 105 26 48 §32 16 130 56 §48 155 8

CuA110Fe3Mnl

P, zh F60 F70

ohne vorgeschriebene Festigkeitswerte 60 §25 12 150 70 §35 7 175

13000

CuNil2Zn30Pb

F42 F50

42 50

11000

DR-Cu 99,7 SE-Cu 99,95 R-Cu 99,7 E-Cu 99,9

CuZn40Pb2

CuZn40 CuZn39Pb

CuSn6

-

¿10 §15 §25 §33 — -

¿25 §25 ¿40

_ —

¿22 §22 §36 — -

¿20 §20 §35 §46

_ -

§28 §30

§25 §30

30 8 36 12 5 4 12 8 25 15 8 15 11 32 20 11

—

50 75 95 105

_ —

90 115 140

_ 80 100 130

_

12 10

_

6

25 8

10500

—

20 12 46 26 12 8

10

11000

9500

—

70 100 130 145

11000

-

150 160

110 145

10500

11500

72

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

T a b e l l e 2 . 1 5 . (Fortsetzung) Festigkeitseigenschaften Werkstoff

MindestFestigkeitszugzustand festigkeit in kp m m " 2

CuNil2Zn24 CuNil8Zn20

Streckgrenze

Mindestbruchdehnung

in kp m m " 2

in %

Härte H B 10D 2

E-Modul

in kp m m - -

F35 F43 F50 F60

35 43 50 60

¿30 g 30 s 40 s 50

40 25 10 3

80 120 150 170

F38 F45 F52 F62

38 45 52 62

¿30 S35 g 40 g 52

40 25 8 2

85 125 155 175

13 000

13500

Stoffe in den einzelnen Festigkeitszuständen nur in b e s t i m m t e n , in den jeweiligen Standards genannten Abmessungsbereichen l i e f e r b a r : B l e c h e , B ä n d e r und Streifen Rohre S t a n g e n und D r ä h t e 2.6.1.1.

nach T G L 0 - 1 7 6 7 0 , 0 - 1 7 8 0 , nach T G L 0 - 1 7 6 7 1 , nach T G L 0 - 1 7 6 7 2 .

Reines Kupfer

Als reines Metall wird K u p f e r vor allem wegen seiner ausgezeichneten elektrischen Leitfähigkeit und W ä r m e l e i t f ä h i g k e i t verwendet. Obwohl ihm im Aluminium ein ernsthafter K o n k u r r e n t erwächst, k a n n das K u p f e r auf G r u n d der leichten Yerbindungsmöglichkeit durch L ö t e n , seiner besseren F l e x i b i l i t ä t und der größeren L e i t f ä h i g k e i t niemals durch Aluminium generell ersetzt werden. Zu b e a c h t e n ist, d a ß alle im K u p f e r g i t t e r gelösten B e i m e n g u n g e n ebenso wie eine K a l t v e r f e s t i g u n g die elektrische Leitfähigkeit verschlechtern. W e n n Schweißbarkeit und L ö t b a r k e i t verlangt werden, sind stets sauerstoffreie ( S E - C u ) oder desoxydierte K u p f e r s o r t e n ( D R - C u ) zu verwenden, da bei Vorhandensein von K u p f e r o x y d u l beim E r w ä r m e n u n t e r reduzierender Atmosphäre die sogenannte W a s s e r s t o f f k r a n k h e i t zu b e f ü r c h t e n ist. 2.6.1.2.

Kupfer-Zink-Legierungen (Messing)

Kupfer-Zink-Legierungen sind technisch bis zu 5 0 % Zink interessant und werden Messing, im B e r e i c h v o n 70 bis 9 0 % K u p f e r auch T o m b a k , genannt. Gefügemäßig unterscheidet m a n in a-Messing, jß-Messing und (a + /3)-Messing. B i s 3 9 % Zink b e s t e h t die Legierung aus kubisch flächenzentrierten a-Mischkristallen ; bei höheren Zinkgehalten wird die kubisch r a u m z e n t r i e r t e /S-Phase gebildet ( B i l d 2.17).

2.6. Kupferwerkstoffe

'o

Die mechanischen und technologischen Eigenschaften des Messings sind stark vom Gefügeaufbau und somit von der Zusammensetzung abhängig. Während im Existenzbereich der a-Mischkristalle Zugfestigkeit und Härte mit steigendem Zinkgehalt nur wenig zunehmen, ist mit dem Auftreten der /?-Phase eine starke Festigkeits- und Härtezunahme zu vermerken.

Bild 2.17. Gefügeaufbau v o n (a + /9)-Messing CuZn40Pb2 (a) und CuZn37(6). 320:1

a-Messing

a-Messing (CuZnlO bis CuZn37) eignet sich vorzüglich zum Kaltumformen. Die Festigkeit steigt dabei unter Dehnungsverlusten bis zu dem federharten Zustand beträchtlich an. Zum Warmumformen eignet sich a-Messing dagegen nur wenig, da bereits geringe Mengen von Blei, Wismut und Antimon, soweit ihr Gehalt die nur geringe Löslichkeit im Mischkristall überschreitet, zur Warmbrüchigkeit führen. (a + ß)-Messing ist im Gegensatz zum a-Messing sehr gut warmumformbar, da die Löslichkeit oben genannter Elemente im ^-Mischkristall wesentlich höher ist, aber nur beschränkt kaltumformbar. Für Warmumformteile ist deshalb bevorzugt die Legierung CuZn40Pb2 zu verwenden, die Legierung CuZn39Pb bereitet bei großen Umformgraden bereits Schwierigkeiten. Die optimale Umformtemperatur liegt für CuZn40Pb2 in Abhängigkeit vom Kupfergehalt knapp unterhalb der (a + ß) — ß-Umwandlungsinie, d. h., wenn das Gefüge nur noch zu 25 bis 30% aus a-Phase besteht.

74

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

In diesem heterogenen (a -f- /3)-Gefügezustand spielt zweifellos die Superplastizität eine gewisse Rolle, ohne aber bereits abschätzen zu können, in welchem Ausmaß sie auf eine diffusionsgesteuerte Umwandlung oder einen extrem feinkörnigen Gefügezustand zurückzuführen ist [20, 21]. (a + |3)-Messing läßt sich sehr gut zerspanen, besser als a-Messing. Durch Zusatz von 0,5 bis 3 % Blei wird das Zerspanen auf Automaten erleichtert. Die Hauptlegierung für alle warmumzuformende und für alle spanend zu fertigenden Teile ist deshalb die Legierung CuZn40Pb2. Für Kaltumformteile dominiert die Legierung CuZn37. Die Kupfer-Zink-Knetlegierungen gelten im allgemeinen als sehr korrosionsbeständige Werkstoffe, wobei ß-Messing infolge seines höheren Zinkgehaltes gegen chemische Angriffe anfälliger ist als a-Messing. Eine bei Messing besonders gefürchtete Korrosionsart ist die Spannungsrißkorrosion. Sie tritt in einer für den Werkstoff spezifischen aggressiven Atmosphäre oder Lösung auf, wenn dieser mit innerer Spannung behaftet ist (kaltverfestigter Zustand) oder äußere Spannungen angelegt werden. KupferZink-Legierungen sind gegen Spannungsrißkorrosion besonders in ammoniakalischen Medien empfindlich. Sie kann vermieden werden, wenn das Messing nach der Kaltumformung bei 250 °C oder höheren Temperaturen spannungsarm geglüht wird. Für bestimmte Bauteile des wissenschaftlichen Gerätebaus wird magnetfreies Messing benötigt. Das magnetische Verhalten des Messings hängt nicht allein vom Absolutwert des Gehaltes an ferromagnetischen Elementen sondern auch vom Gefügezustand des Werkstoffes, genauer gesagt davon ab, in welcher Phase die ferromagnetischen Elemente vorliegen. Der für diese Zwecke nach TGL 0-17660 zulässige Höchstgehalt für Eisen von 0,03% reicht aus letztgenanntem Grund nicht immer aus, um die antimagnetischen Eigenschaftsforderungen des wissenschaftlichen Gerätebaus mit Sicherheit zu erfüllen. Kupfer-Zink-Legierungen sind diamagnetisch. Sowohl im a- als auch im /S-Messing ist Eisen bei Raumtemperatur nur sehr beschränkt löslich. Die Löslichkeit nimmt aber mit der Temperatur stark zu. Bei Temperaturen über 600 °C können Eisengehalte bis etwa 0,1% im Mischkristall gelöst werden und wirken, wenn dieser Zustand durch entsprechend rasches Abkühlen fixiert wird, paramagnetisch. Bei langsamer Abkühlung oder entsprechender Erwärmung scheidet sich aber aus dem «-Mischkristall das Eisen zunächst in Form einer metastabilen, antiferromagnetischen Zwischenphase aus, die sich in eine stabile, kubisch raumzentrierte, ferromagnetische Form umwandelt. Die Ausscheidungen aus dem ^-Mischkristall sind sofort, wenn sie eine bestimmte Mindestgröße haben, ferromagnetisch [22]. Dieses Verhalten spiegelt sich deutlich im Bild 2.18 wider, das die Suszeptibilität einer Vielzahl als magnetfrei gelieferter Chargen von CuZn40Pb2 in Abhängigkeit von der Glühtemperatur zeigt. Im mittleren Temperaturgebiet um 300 °C tritt zunächst infolge der ferromagnetischen Ausscheidungen eine beträchtliche Steigerung der Suszeptibilität ein. Mit steigender Temperatur wird dann ein immer

2.6. Kupfer Werkstoffe

75

größerer Eisenanteil in Lösung gebracht und bei entsprechend rascher Abkühlung in Lösung gehalten, wodurch die Suszeptibilität erniedrigt wird. Die Forderungen des wissenschaftlichen Gerätebaus (Suszeptibilität 52 50 • 10~6 im MKSA-System) können entweder nur durch einen Eisengehalt < 0,02 % oder bei höherem Eisengehalt durch eine gezielte Wärme-

ßlühiemperafur in °C B i l d 2 . 1 8 . Suszeptibilität v o n „ m a g n e t f r e i e n " C u Z n 4 0 P b 2 - C h a r g e n in Abhängigkeit von der Glühtemperatur (2 h ; L u f t a b k ü h l u n g ; Probendurchmesser 2,9 m m )

behandlung (Abschrecken von 620 °C) garantiert werden. Eine Glühung im mittleren Temperaturbereich, z. B . ein Spannungsarmglühen, ist ebenso wie ein langsames Abkühlen von hohen Temperaturen für magnetfreies Messing nicht zulässig.

76

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

Die Eigenschaften des Messings können durch zusätzliche Legierungselemente noch verbessert werden, wie es technisch bei den sogenannten Sondermessingsorten ausgenutzt wird. Während vor allem Aluminium und Nickel die Festigkeitswerte erhöhen, Aluminium, Mangan und Zinn die allgemeine Korrosionsbeständigkeit verbessern, beeinflussen Zinn, Silizium und Mangan in bestimmten Mengen das Gleitverhalten positiv und Eisen vermindert die Neigung zur Grobkornbildung. Sondermessing kommt im allgemeinen dort zur Anwendung, wo besondere Ansprüche an Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit gestellt werden. 2.6.1.3.

Kupfer-Zinn-Legierungen (Zinnbronze)

Für Kupfer-Zinn-Knetlegierungen kommen Zinngehalte bis 9 % in Betracht. Im Vergleich zu Messing weist Zinnbronze höhere Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Yerschleißfestigkeit und viel bessere Gleiteigenschaften auf. Legierungen mit 2 bis 4 % Zinn werden vorwiegend zu Schrauben, solche mit 4 bis 8 % und die Mehrstoff-Zinn-Bronzen, die neben 4 bis 6 % Zinn noch die gleiche Menge Zink und teilweise Blei enthalten, vorwiegend zu Federn aller Art verarbeitet. Durch Kaltumformen ist eine beträchtliche Kaltverfestigung der Legierungen möglich. An Bändern und Streifen für Blattfedern (TGL 0-1780) der Qualitäten CuSn6HV180 und CuSn6Zn6 HY 215 werden z. B. Härtewerte bis 210 HV bzw. 255 HY gemessen. Im Gegensatz zu Messing kann bei Zinnbronzen mit etwa 0,1% Eisen die Suszeptibilität durch Homogenisieren und Abschrecken nicht herabgesetzt werden [23]. 2.6.1.4.

Weitere binäre Kupferknetlegierungen

Kupfer-Aluminium-Legierungen (Aluminiumbronze) weisen gute Korrosionsbeständigkeit und hohe Festigkeit auf. Kupfer-Nickel-Legierungen zeichnen sich durch gute Meerwasserbeständigkeit und fehlende Spannungsrißkorrosionsanfälligkeit sowie besondere physikalische Eigenschaften aus. Sie sind gut warm- und kaltumformbar. CuNi5 und CuNi45 dienen als Einbauwerkstoffe für Elektronenröhren. CuNi44 — unter der Bezeichnung Konstantan bekannt — wird vorwiegend für Präzisionswiderstände, als Heizleiter (bis 400 °C) und für Thermoelemente verwendet. Aus CuNi20Mn20 werden funkensichere und unmagnetische Werkzeuge gefertigt. Kupfer-Mangan-Legierungen (Manganbronze) mit 12 bis 14% Mangan dienen als Widerstandswerkstoffe. Die größte Bedeutung hat CuMnl2Ni für Präzisionswiderstände erlangt. Kupfer-Beryllium-Legierungen (Berylliumbronze) mit 1 bis 2 % Beryllium können durch Warmaushärten stark verfestigt werden. Zum Beispiel erreicht die Zugfestigkeit der Legierung CuBe2 nach dem Aushärten

2.6.

Kupferwerkstoffe

77

(Homogenisieren bei 750 °C, A b s c h r e c k e n und Auslagern bei 325 °C) 120 kp m m - 2 und bei zusätzlicher K a l t u m f o r m u n g im weichen abgeschreckten Zustand bis 1 4 0 kp m m - 2 ( m a x i m a l 4 0 0 H V ) . Dieser W e r k s t o f f vereinigt in sich hohe Festigkeit und Verschleißfestigkeit sowie gute Leitfähigkeit und chemische Beständigkeit. F ü r diese Legierungen gilt T G L 1 4 7 6 3 . 2.6.1.5.

Kupter-Nickel-Zink-Legierungen (Neusilber)

Diese Dreistofflegierungen zeichnen sich durch hohe Korrosionsbeständigkeit und gute V e r f o r m b a r k e i t aus. Neusilberlegierungen besitzen 12 bis 2 5 % Nickel, 15 bis 3 0 % Zink sowie 1 bis 2 % B l e i in den S o r t e n , die für spanende B e a r b e i t u n g vorgesehen sind. Die Korrosionsbeständigkeit n i m m t m i t steigendem Nickelgehalt zu. Zink v e r b e s s e r t die G i e ß b a r k e i t , m i n d e r t aber die Korrosionsbeständigkeit und die F e s t i g k e i t . Neusilber wird im wissenschaftlichen G e r ä t e b a u für besonders korrosionsbeanspruchte F e d e r n und Teile eingesetzt.

2.6.2.

KupferguBwerkstoffe

Die Anwendung v o n Kupfergußlegierungen, die in T G L 8 1 1 0 standardisiert sind, b e s c h r ä n k t sich im wissenschaftlichen Gerätebau auf Gußteile, an die besondere Ansprüche hinsichtlich Korrosionsbeständigkeit und Gleiteigenschaften gestellt werden. Diese W e r k s t o f f e sind allgemein durch eine gute Korrosionsbeständigkeit, teilweise Meerwasserbeständigkeit, relat i v hohe m e c h a n i s c h e E i g e n s c h a f t e n und zum T e i l sehr gute Gleiteigenschaften gekennzeichnet. Die mechanischen E i g e n s c h a f t e n einiger im wissenschaftlichen Gerätebau angewandter Legierungen e n t h ä l t Tabelle 2 . 1 6 . Die Zinn- und Mehrstoffzinnbronzen ( R o t g u ß ) sind im allgemeinen zähh a r t e , verschleißfeste und korrosionsbeständige (meerwasserbeständige) Werkstoffe m i t m i t t l e r e n bis guten Gleiteigenschaften. Die weichen Blei- und Mehrstoffbleibronzen gelten als ausgesprochene Gleitlagerwerkstoffe m i t besten Gleiteigenschaften. Sie sind f ü r Gleitlager m i t hohen Flächenpressungen, bei denen K a n t e n p r e s s u n g e n a u f t r e t e n können, geeignet und weisen gute Notlaufeigenschaften bei zeitweiligem Schmierstoffmangel auf. Gußmessing wird sowohl für Sandgußteile, wie A r m a t u r e n , Gehäuse und Teile m i t hoher elektrischer Leitfähigkeit, als auch als aluminiumhaltige Legierung f ü r Kokillen- und Druckgußteile vergossen. Gußsondermessing b e s i t z t b e t r ä c h t l i c h höhere Festigkeitswerte, ist meerwasserbeständig, weist jedoch wie allgemein alle Kupfer-Zink-Legierungen nur m ä ß i g e Gleiteigenschaften auf. Die Mehrstoffaluminium- und Mehrstoffmanganbronzen sind korrosionsbeständige verschleißfeste W e r k s t o f f e hoher, über den übrigen K u p f e r Guß-Legierungen liegender F e s t i g k e i t . Die z ä h h a r t e n , verschleißfesten und

78

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des

WGB

Tabelle 2.16. Mechanische Eigenschaften einiger Kupfergußlegierungen (nach TGL 8110) Mindestzugfestigkeit

Werkstoff

Mindeststreckgrenze

in kp mm" 2 in kp mm - 2

Mindestbruchdehnung

Mindestbrinellhärte

Elastizitätsmodul

in %

HB 10D 2

in kp mm - 2

G-CuSnlO

25

15

20

70

8500

G-CuSn7Zn4Pb6 GK-CuSn7Zn4Pb6 GZ-CuSn7Zn4Pb6 GC-Cu Sn7Zn4Pb6

20 25 25 28

10 15 15 15

15 15 15 15

65 85 85 85

9000 9000 9000 9000

G-CuPbl5Sn7 GK-CuPbl5Sn7 GC-CuPbl5Sn7 GVb-CuPbl5Sn7

22 24 28 24

10 12 15 12

14 14 18 14

70 75 80 75

7500 7500 7500 7500

G-CuZn33Pb2

17

6

13

50

G-CuZn38Al GK-CuZn38Al GD-CuZn38Al

35 35 35

10 10 15

30 25 4

80 90 90

G-CuMnlOZn8A16NiFe

63

30

19

150

G — Sandguß GK - Kokillenguß GZ — Schleuderguß

*) 11500

GD — Druckguß GC — Strangguß GVb - Verbundguß

') Werte liegen in TGL 8110 noch nicht vor.

meerwasserbeständigen Mehrstoff-Siliziumbronzen, die auch für Gleitlager mit hohen Flächenpressungen geeignet sind, gelten als Austauschwerkstoffe für Kupfer-Zinn- und Kupfer-Zinn-Zink-Legierungen. 2.6.3.

Kupfersinterwerkstoffe

Bei entsprechenden Stückzahlen und verfahrensgerechter Gestaltung der Teile ist das pulvermetallurgische Fertigungsverfahren auch bei Kupferwerkstoffen im Hinblick auf eine effektive Materialökonomie und eine hohe Arbeitsproduktivität unbedingt zu berücksichtigen. Die Eigenschaften pulvermetallurgisch erzeugter Kupferwerkstoffe für Preßteile sind in Tabelle 2.17 zusammengefaßt. Hinsichtlich Grenzstückzahlen, Konstruktionsrichtlinien und Fertigungstoleranzen gilt im wesentlichen das bereits unter Sintereisenwerkstoffe in Abschnitt 2.1.3. Gesagte. Neben Formteilen werden vor allem Gleitlager mit hervorragenden Gleitund Notlaufeigenschaften aus Sinterbronze mit einem Graphitzusatz von

2.7.

79

Magnetwerkstoffe

e t w a 1 , 5 % g e f e r t i g t , die u n t e r U m s t ä n d e n a u c h m i t u n g e h ä r t e t e n , geschliffenen Wellen g e p a a r t w e r d e n k ö n n e n (siehe a u c h A b s c h n i t t 2.1.3.2.). Tabelle 2.17. Eigenschaften von Kupfersinterwerkstoffen Mindestzugfestigkeit

Mindestdehnung

Mindesthärte

Mindestdichte

in k p mm~2

in

H B 5/2,5

in g

CuSnlOZn2,5 CuSnlOZn2,5 kalibriert

16 18

10 5

40 50

7,2 7,5

CuZn20 CuZn20 kalibriert

12 20

10 10

30 50

7,0 7,5

CuNil8Zn20 CuNil8Zn20 kalibriert

15 25

8 10

40 70

7,2 7,8

Werkstoff

2.7.

%

cm-3

Magnetwerkstoffe

Die M a g n e t w e r k s t o f f e u n t e r t e i l t m a n in zwei H a u p t g r u p p e n : h a r t m a g n e t i s c h e W e r k s t o f f e , die sich d u r c h ein h o h e s E n e r g i e p r o d u k t u n d große W e r t e f ü r die K o e r z i t i v f e l d s t ä r k e a u s z e i c h n e n u n d w e i c h m a g n e t i s c h e W e r k s t o f f e m i t hoher P e r m e a b i l i t ä t u n d niedriger Koerzitivfeldstärke. H a r t m a g n e t i s c h e W e r k s t o f f e k o m m e n im w i s s e n s c h a f t l i c h e n G e r ä t e b a u v o r allem f ü r m a g n e t i s c h e H a f t s y s t e m e u n d in M e ß g e r ä t e n z u r A n w e n d u n g . Sie w e r d e n a n g e b o t e n in F o r m v o n oxidischen S i n t e r w e r k s t o f f e n metallischen G u ß w e r k s t o f f e n metallischen S i n t e r w e r k s t o f f e n

nach T G L 16541, B l a t t 1, nach T G L 16541, B l a t t 2, nach T G L 16541, B l a t t 3.

W ä h r e n d die G e s t a l t u n g s f r e i h e i t der metallischen u n d oxidischen Sinterw e r k s t o f f e v e r f a h r e n s b e d i n g t b e g r e n z t ist, lassen sich die G u ß w e r k s t o f f e auf A l u m i n i u m - N i c k e l - u n d A l u m i n i u m - N i c k e l - K o b a l t - B a s i s n u r d u r c h Gießen u n d Schleifen f o r m e n , da sie spröde u n d schlagempfindlich sind. D a s m a x i m a l e E n e r g i e p r o d u k t dieser M a g n e t w e r k s t o f f e ist j e d o c h u m ein bis zwei Z e h n e r p o t e n z e n größer als das der m a r t e n s i t i s c h e n unlegierten u n d legierten Stähle, die deshalb als D a u e r m a g n e t e n i c h t m e h r v e r w e n d e t werden. I n j ü n g s t e r Zeit h a b e n die h a r t m a g n e t i s c h e n W e r k s t o f f e eine b e d e u t e n d e E r w e i t e r u n g d u r c h die E n t w i c k l u n g der V e r b i n d u n g e n Seltene E r d e n K o b a l t der Z u s a m m e n s e t z u n g SECo ä m i t h e r v o r r a g e n d e n h a r t m a g n e t i -

80

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

sehen Eigenschaften, die diejenigen der Aluminium-Nickel-Kobalt-Legierungen und Ferrite wesentlich übersteigen (Bild 2.19), erfahren. Sie bieten sich besonders dort an, wo ein maximales Energieprodukt bei beschränkten

Bild 2.19. Entmagnetisierungskurve einiger ausgewählter Magnetwerkstoffe (nach [24]). 1 Strontiumferrit; 2 Alnico 5; 3 Alnico 8; 4 Platin-Kobalt; 5 SE Co5

Platz- und Gewichtsverhältnissen benötigt wird, sowie für dynamische Anwendungen, wo hohe Unempfindlichkeit gegen äußere Felder gefordert wird [24]. Als weichmagnetische Werkstoffe kommen sowohl Metalle als auch Legierungen mit und ohne Textur sowie Metalloxide zur Anwendung (Bild 2.20). Sie dienen vorwiegend zur Herstellung von Übertragern, Wandlern, Relais, Transformatoren und Abschirmungen. Die vom Hersteller zu garantierenden Eigenschaften sind in folgenden Standards enthalten: TGL 27010 Weichmagnetische Werkstoffe TGL 15193 Weichmagnetische Werkstoffe für Relais

2.7.

81

Magnetwerkstoffe Metalle

Metalloxide

unlegiert

Fe

legiert

Ni

Fe-Co

Fe-Si

I I 50% 35%

Ferrite

Fe-Al

Fe-Ni

30%

36%

50%

ohne mit ohne Textur Textur Textur Bild 2.20. Stoffliche Einteilung der weichmagnetischen Werkstoffe

75%

mit Textur

Tabelle 2.18. Charakteristische Eigenschaften weichmagnetischer Werkstoffe charakteristische Eigenschaft

Werkstoffsorte

hohe Anfangspermeabilität > 40 000 (und geringe Eisenverluste)

Fe Ni 77--60 Fe Ni 77--80 Fe Ni 77--100 Fe Ni 77--40 Fe Ni 50--40 Fe Ni 76--16 Fe Ni 76--20 Fe Ni 76--25 Fe Ni 50--10 Fe Ni 50--40 Fe Co 15 Fe Co 50 V 2 Fe

40000 10000

bis 40000 hohe Sättigungsinduktion

> 2T

geringer Permeabilitätsanstieg Rechteckschleife große Magnetostriktion stark temperaturabhängige Induktion 6

Bernst, Werkstoffe

Fe Ni 36--2 Fe Ni 36--2,3 Fe Ni 50 T Fe Ni 50--4 Fe Ni 50--2,5 Fe Co 50 V 2 Fe Ni 30--40 bis 80

Werksbezeichnung des VEB Halbzeugwerk Auerhammer

Muniperm 60 Muniperm 80 Muniperm 100 Muniperm 40 Nifemax 40 Muniperm 16 Muniperm 20 Muniperm 25 Nifemax 10 Nifemax 40 Fecosat15 Fecosat 50 Relaiseisen 20 und 40 Normaperm 2 Normaperm 2,3 Nif et ex Nifemax 4 Nifemax 2,5 Fecosat 50 Kompentherm 40 bis 80

82

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

TGL 10475 Dynamo- und Transformatorenbleche, warm gewalzt TGL 14723 Bänder und Streifen aus Eisen-Nickel-Legierungen mit niedriger Curie-Temperatur Als Richtlinien für eine erste Werkstoffauswahl kann Tabelle 2.18 dienen. Die aus weichmagnetischen metallischen Werkstoffen fertig bearbeiteten Teile sind zur Erzielung optimaler magnetischer Eigenschaften in der Regel einer Schlußglühung unter Schutzgas, am besten unter Wasserstoff, zu unterziehen (siehe Abschnitt 2.1.1.1.). 2.8.

Ausdehnung§- und Einschmelzlegierungen

Der wissenschaftliche Gerätebau benötigt ebenso wie vor allem die bauelementefertigende Industrie sowohl Werkstoffe mit sehr kleinem als auch solche mit auf andere Werkstoffe abgestimmtem thermischen Ausdehnungskoeffizienten. Letztere Forderung ergibt sich besonders aus der Notwendigkeit, Metall-Glas- und Metall-Keramik-Verbindungen bestimmter Festigkeit vakuumdicht herzustellen. Die Verbindungen müssen arm an Eigenspannungen sein, weshalb der Ausdehnungskoeffizient des eingeschmolzenen Metalls mit dem des Glases bis zu dessen Transformationspunkt annähernd übereinstimmen muß. Erst oberhalb des Transformationspunktes vermag das Glas infolge der beginnenden Erweichung Spannungen auszugleichen. Feste Stoffe unterliegen mit steigender Temperatur der thermischen Ausdehnung, die auf der mit der Temperatur wachsenden Schwingungsamplitude der Atome im Gitter und einer damit verbundenen Zunahme des mittleren Atomabstandes beruht. Zur technischen Herstellung von Einschmelzlegierungen und von Legierungen mit äußerst geringen thermischen Ausdehnungskoeffizienten bedient man sich der Anomalie der thermischen Ausdehnung ferromagnetischer Stoffe. Wird ein ferromagnetischer Werkstoff abgekühlt, so bildet sich nach Durchschreiten des CuriePunktes die Spingleichrichtung der spontanen Magnetisierung aus. Damit verknüpft ist eine Expansion des Gitters gegenüber dem paramagnetischen Zustand ungeordneter Spinrichtungsverteilung, die sich der gewöhnlichen Kontraktion fester Körper bei der Abkühlung überlagert. Eine Erniedrigung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten bis zum Wert Null, und sogar bis zu negativen Ausdehnungskoeffizienten im System Eisen-Platin bei 55 % Platin, ist bei ferromagnetischen Werkstoffen in der Nähe der Curie-Temperatur zu erwarten, bei der die spontane Magnetisierung und die damit verknüpfte Volumenmagnetostriktion stark temperaturabhängig sind. Im System Eisen-Nickel wird im Bereich zwischen 32 und 60% Nickel die normale Wärmedehnung beim Erwärmen durch die Kontraktion infolge der Abnahme der spontanen Magnetisierung über einen größeren Temperaturbereich zu einem beträchtlichen Anteil kompensiert. Ein ausgeprägtes Minimum des Ausdehnungskoeffizienten weist

2.8. Ausdehnungs-

und

Einschmelzlegierungen

83

die 36%ige Eisen-Nickel-Legierung im Raumtemperaturbereich auf, die unter der Bezeichnung Invar bekannt wurde. Im paramagnetischen Bereich oberhalb der Curie-Temperatur wird der Ausdehnungskoeffizient wieder normal und ist im austenitischen Mischkristall oberhalb 700 °C kaum konzentrationsabhängig (Bild 2.21).

Nickelgehalt in %

B i l d 2.21. Isothermen des thermischen Ausdehnungskoeffizienten im S y s t e m Eisen-Nickel (nach [25])

Die wichtigsten Ausdehnungs- und Einschmelzlegierungen sind auf der Basis Eisen-Nickel ohne oder mit Zusätzen an Kobalt, Chrom und Kupfer aufgebaut (Tabelle 2.19). Aber auch im System Kobalt-Eisen-Chrom gibt es ein Gebiet mit recht kleinem thermischen Ausdehnungskoeffizienten. Zum Beispiel weist eine Legierung mit 60% Kobalt, 30% Eisen und 10% Chrom unter 280 °C einen Ausdehnungskoeffizienten von 5 • 10 -7 grd - 1 auf, 6*

84

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

der bei höheren T e m p e r a t u r e n j e d o c h schnell wieder auf 1 2 - 1 0 ~ 6 g r d - 1 ansteigt [28]. F e N i 3 6 zeichnet sich durch den kleinsten t h e r m i s c h e n Ausdehnungskoeffizienten der Eisen-Nickel-Legierungen im T e m p e r a t u r b e r e i c h v o n 20 bis 2 0 0 °C aus und entspricht der allgemein b e k a n n t e n Legierung I n v a r . Sie wird überall dort eingesetzt, wo es im T e m p e r a t u r b e r e i c h v o n —80 bis Tabelle 2 . 1 9 . Mittlerer linearer Längenausdehnungskoeffizient und Knickpunkt von Ausdehnungs- und Einschmelzlegierungen (nach [26, 27]) Mittlerer linearer Längenausdehnungskoeffizient in 1 0 " ' grd- 1

Werkstoff Werksbezeichnung des V E B Halbzeugwerk Auerhammer

Aurodil 36 „ 42 ,, 44 Nicosil 61 „ 63 „ 71 Dilasil 91 „ 93 „ 97 „ „

102 110

Socosil 102 „ 105

zwischen 25 °C und

300 °C 400 °C 500 °C 600 °C

45 53 60

75 63 64

92 81 81

107 95 95

48 51 78

47 49 74

61 63 71

76 78 79

91 92 92

85 93 90 100

83 93 90 101 92

83 93 89 100 98

91 93 97 102 110

102 101 105 110 118

112 110 114

102 106

103 106

102 105

99 103

103 104

12

22

52 63

52 61 52 54 82

118

125 111 113

-f-100 °C auf geringste Längenänderung a n k o m m t . F ü r Aurodil 36 1 ) garant i e r t der Hersteller einen linearen t h e r m i s c h e n Ausdehnungskoeffizienten zwischen 2 0 und 100 °C v o n 10 + 5-10~ 7 g r d - 1 für den h a r t e n und 15 + 5 • 10~ 7 grd" 1 f ü r den weichen Zustand. Oberhalb 2 0 0 °C ist der Ausdehnungsverlauf dieser Legierung s t a r k t e m p e r a t u r a b h ä n g i g . Die unter der Bezeichnung Nicosil 1 ) angebotenen E i s e n - N i c k e l - K o b a l t Legierungen dienen für Verschmelzungen m i t H a r t g l ä s e r n bzw. Verbindungen mit K e r a m i k auf AL,0 3 -Basis, während die c h r o m - und kobalt-kupferlegierten Eisen-Nickel-Legierungen m i t den Bezeichnungen Dilasil 1 ) und Socosil 1 ) vorwiegend für Verschmelzungen m i t Weichgläsern eingesetzt werden. Die Ausdehnungs- und Einschmelzlegierungen auf E i s e n - N i c k e l - B a s i s sind im weichen Zustand ausnahmslos gut v e r f o r m b a r , aber sehr zäh, so Markenbezeichnung des V E B Halbzeugwerk Auerhammer.

2.9.

Hartmetalle

85

daß es sich im Falle eines größeren Zerspanungsaufwandes empfiehlt, die Werkstoffe im harten Zustand zu beziehen. Inzwischen ist es auch gelungen, Invarlegierungen galvanisch abzuscheiden, so daß komplizierte, spanend nur teuer herstellbare Formteile mit Vorteil auf dem Wege der Galvanoplastik gefertigt werden können [29]. Teile aus Einschmelzlegierungen sind zur Gewährleistung einer vakuumdichten und blasenfreien Anglasung einer gründlichen Entfettung und anschließenden Glühung unter Wasserstoff zu unterziehen, die sowohl die durch eine Kaltverformung eingetretene Verfestigung beseitigt als auch eine Reinigung der oberflächennahen Werkstoffschichten bewirkt. Da die eigentliche Bindung zwischen dem Glas und dem Metall durch das teilweise in Lösung gehen von Metalloxid im Glas zustande kommt, werden die Metallteile vielfach voroxydiert. Ausdehnungs- und Einschmelzlegierungen sind i n T G L 2 4 3 2 9 standardisiert.

2.9.

Hartmetalle

Hartmetalle sind pulvermetallurgische Werkstoffe hoher Härte und Verschleißfestigkeit, bestehend aus einem oder mehreren Hartstoffen und einem Bindemetall. Als Hartstoffe kommen die Karbide des Wolframs, Titans, Tantals, Niobs und Chroms in Frage, und als Bindemetalle dienen Kobalt, Nickel und Eisen. Mit zunehmendem Bindemetallanteil fällt die Härte, aber die Zähigkeit nimmt wesentlich zu. Zur Zeit dominieren die Hartmetalle auf Wolframkarbid-Kobalt-Basis. Durch Zusatz weiterer Karbide, vor allem Titankarbid, werden die Hartmetalle härter und verschleißfester, aber auch spröder. Die Hartmetalle werden zwar zum überwiegenden Teil für Werkzeuge der spanenden Formgebung verwendet, besitzen aber auch für Umformwerkzeuge und für Verschleißteile in den verschiedensten Industriezweigen eine nicht minder große Bedeutung. Hartmetalle der Gruppe P (HS02, HS10, HS20, HS25, HS30, HS40 und HS50) 1 ) mit Titankarbidzusatz dienen zur spanenden Bearbeitung langspanender Werkstoffe, wie Stahl und Stahlguß. Mit der Ziffer ihrer Bezeichnung steigt die Zähigkeit dieser Sorten, während die Verschleißfestigkeit fällt. Die Hartmetalle der titankarbidfreien Gruppe K (HG01, HG110, HG15, HG20, HG30 und HG40)1) werden zur spanenden Bearbeitung von graphithaltigem Gußeisen, Nichteisenmetallen, Kunststoffen und Holz verwendet. Die Marken der Gruppe M (HU10, HU30 und HU40) 1 ) sind für Mehrzweckanwendungen vorgesehen. Für Umformwerkzeuge kommen zum Teil die gleichen Marken, wie sie für spanende Werkzeuge benutzt werden, zur Anwendung, oft werden aber auch zähere Hartmetallsorten mit höherem Bindemetallgehalt bevorzugt. *) Markenbezeichnung des VEB Hartmetallwerk Immelborn.

86

2. Die metallischen

Konstruktionswerkstoffe

des WGB

Hartmetall in Form von Verschleißteilen, wie Endmaße, Meßtische, Tast- und Führungselemente, geht auch in die Erzeugnisse des wissenschaftlichen Gerätebaus, vor allem in Feinmeßgeräte, ein. Für die meisten Anwendungsgebiete des wissenschaftlichen Gerätebaus steht die Forderung nach weitgehender Porenfreiheit im Vordergrund. Die Wahl der Hartmetallmarke wird deshalb oft der Forderung nach Porenfreiheit untergeordnet, wenn nicht zusätzlich ein möglichst hoher Elastizitätsmodul erwünscht ist. Der hohe Elastizitätsmodul der Hartmetalle ist in dem außerordentlich großen Elastizitätsmodul des Wolframkarbids WC von 72000 kp mm - 2 begründet. Die wolframkarbidreichen Marken HG110 und HG20 mit 94% Wolframkarbid und 6% Kobalt weisen deshalb die höchsten Werte von etwa 63 000 kp mm - 2 auf, während der Elastizitätsmodul der wolframkarbidärmeren HS-Marken nur etwa 50000 kp mm - 2 beträgt. Die Härte der handelsüblichen HS- und HG-Marken fällt mit zunehmendem Bindemetallgehalt von etwa 1700 HV auf 1200 HV, die Biegefestigkeit steigt dagegen im Bereich von 120 bis 160 kp mm - 2 . Der thermische Ausdehnungskoeffizient der Hartmetalle liegt bei (5. . ,7)-10~ 6 grd - 1 . Gesinterte Hartmetalle und ihre Prüfung sind in TGL 7965/01 bis 17 standardisiert. Im Gegensatz zu den nur durch Schleifen oder Funkenerosion bearbeitbaren Hartmetallen wurde in letzter Zeit eine Werkstoffgruppe entwickelt, die im geglühten Zustand bei einer Härte von etwa 40 HRC unter Beachtung besonderer Richtlinien (niedrige Schnittgeschwindigkeit bei möglicher großer Spantiefe) auch durch Drehen, Fräsen, Hobeln, Bohren, Gewindeschneiden und Sägen spanbar ist. Es handelt sich um ebenfalls pulvermetallurgisch erzeugte Werkstoffe, die meist 50 Vol% Titankarbid TiC in einer härtbaren Stahlmatrix eingebettet enthalten. Die nur mit geringer Volumenänderung härtbaren Werkstoffe erreichen Härten bis 72 HRC. Der hohe Karbidanteil gewährt eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, die durch die Wahl unterschiedlicher Matrixwerkstoffe, wie z. B. korrosionsbeständig oder nicht magnetisierbar, speziellen Bedingungen angepaßt werden kann. Diese Werkstoffe werden vor allem für Stanz-, Schneidund Umformwerkzeuge verarbeitet, eignen sich aber auch hervorragend für Lehren, Meßwerkzeuge und andere Verschleißteile, wobei der hohe Elastizitätsmodul von etwa 30000 kp mm - 2 und die besonders im Vergleich zu Hartmetall niedrige Dichte von etwa 6,6 g cm - 3 weitere positive Merkmale dieser Werkstoffe darstellen [30, 31].

3.

Die Dimensionsstabilität metallischer Bauteile

3.1.

Allgemeine Betrachtungen

Die in der Einleitung genannten drei Eigenschaften — großer Elastizitätsmodul, hohe Verschleißfestigkeit und gute Volumenstabilität — sind die Voraussetzung für eine hohe Dimensionsstabilität metallischer Bauteile. Man kann deshalb auch diese als primäre Forderung des wissenschaftlichen Gerätebaus bezeichnen. Die Dimensionsstabilität der Bauteile, die die Funktion und die Genauigkeit der Erzeugnisse des wissenschaftlichen Gerätebaus wesentlich mitbestimmt, muß sowohl während der Fertigung als auch im Gebrauch beim Kunden oft über Jahrzehnte garantiert werden. In den letzten Jahren sind die Genauigkeitsforderungen ständig gestiegen und haben heute vielfach Werte erreicht (z. B. + 0,5 [im m _ 1 Jahr - 1 ), die an der Grenze des technologisch Realisierbaren liegen. Grundsätzliche Betrachtungen zur Dimensionsstabilität sind deshalb in vielen Fällen zwingend notwendig, wenn eine reproduzierbare Fertigung und eine sichere Funktion der Erzeugnisse garantiert werden sollen. Die Dimensionsstabilität eines Werkstückes ist nicht einfach mit einer leicht erfaßbaren Werkstoffeigenschaft oder anderen Kenngrößen gleichzusetzen und im voraus zu berechnen. Im Gegenteil — sie ist der Ausdruck und in der Praxis die Auswirkung eines Komplexes von Einflußfaktoren, dem neben den Werkstoffeigenschaften sowohl konstruktive als auch technologische Parameter angehören. Die wesentlichsten die Dimensionsstabilität beeinflussenden Faktoren und ihre Zusammenhänge sind im Bild 3.1 dargestellt. Eine Wichtung der Einflußfaktoren ist nicht möglich. Man muß von Fall zu Fall untersuchen, von welcher Seite die größte Instabilität zu erwarten ist und welche Gegenmaßnahmen einzuleiten sind.

3.1.1.

Deformation durch äußere und innere Spannungen

Sobald an einem Bauteil Spannungen angreifen, setzt eine Deformation ein, die bei Überschreitung der Elastizitätsgrenze des Werkstoffes vom elastischen in den plastischen Bereich wechselt. Eine plastische Deformation der Teile ist jedoch in keinem Fall erlaubt, so daß die zulässige Spannung immer um einen Sicherheitsbetrag unter der Elastizitätsgrenze, die deshalb möglichst groß sein sollte, liegen muß. Die elastische Deformation ist unabhängig von den Festigkeitseigenschaften; sie wird werkstoffseitig allein vom Elastizitätsmodul bestimmt. Viele Präzisionsteile des wissenschaftlichen Gerätebaus dürfen selbst unter Eigenlast nur äußerst geringen elastischen Deformationen unterliegen (z. B. Teile von Feinmeßgeräten), so daß der Elastizitätsmodul oft

3.1. Allgemeine

Betrachtungen

89

die entscheidende WerkstofFkenngröße darstellt. Den Ausweg über eine Uberdimensionierung der Querschnitte verbieten meist Abmessung u n d Gewicht. Es b e s t e h t deshalb p e r m a n e n t die F o r d e r u n g nach Werkstoffen m i t h o h e m Elastizitätsmodul. Der Elastizitätsmodul zählt zu den verhältnismäßig wenig störungsempfindlichen Eigenschaften, d. h., er ist weder d u r c h eine W ä r m e b e h a n d lung noch durch einen Verformungsprozeß wesentlich zu beeinflussen. Wir können deshalb z. Z. n u r zwischen den W e r t e n unserer konventionellen W e r k s t o f f e wählen. Neue Perspektiven eröffnen allerdings die Verbundwerkstoffe, an deren Entwicklungen intensiv gearbeitet wird (siehe auch Kapitel 4.). Die H ö h e der B e a n s p r u c h u n g eines Bauteiles ergibt sich aus d e n v o m K o n s t r u k t e u r über die gewählten Abmessungen u n d die Gestalt festgelegten äußeren S p a n n u n g e n u n d den durch die F e r t i g u n g bedingten inneren S p a n n u n g e n (Eigenspannungen erster Art). Beide überlagern sich. I m ungünstigsten Fall wird die zulässige B e a n s p r u c h u n g eines Bauteiles u m den B e t r a g der inneren S p a n n u n g reduziert. O f t wird jedoch auch d u r c h technologische Prozesse dem Bauteil ein solcher E i g e n s p a n n u n g s z u s t a n d b e w u ß t aufgezwungen, der sich auf die Festigkeitseigenschaften positiv auswirkt. Dies soll a m Beispiel der Biegewechselfestigkeit erläutert werden.

B i l d 3.2. Schematische Darstellung der Spannungsüberlagerung beim Dauerschwingv e r s u c h (nach [1])

E s b e s t e h t die allgemeingültige Auffassung, d a ß sich die Biegewechselfestigkeit m i t zunehmender Druckeigenspannung in der Probenoberfläche e r h ö h t . Diese Auffassung ist dahingehend zu korrigieren, d a ß die E r h ö h u n g der Wechselfestigkeit nicht allein von der herrschenden Oberflächeneigens p a n n u n g sondern in sehr s t a r k e m Maße auch v o m Eigenspannungsverlauf b e s t i m m t wird. I m Bild 3.2 sind zwei fiktive Beispiele dargestellt, die sich bei gleicher äußerer Spannung (Gerade c) u n d gleicher Wechselfestigkeit

90

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

der Höhe a nur im Eigenspannungsverlauf (Kurve b) unterscheiden. Beispiel a. zeigt hohe Oberflächeneigenspannungen, die nach innen zu rasch abfallen, während im Beispiel b. die Eigenspannungen zwar an der Oberfläche niedriger liegen, aber mit zunehmendem Abstand von der Oberfläche nur langsam abklingen. Das Bauteil wird der angenommenen Belastung nur dann wiederstehen, wenn infolge der Uberlagerung der äußeren und inneren Spannungen die Summenkurve c + b an keiner Stelle die Wechselfestigkeit überschreitet. Im Beispiel a. geschieht dies trotz höherer Oberflächeneigenspannung in einem gewissen Abstand von der Oberfläche, wo es dann zur Rißbildung kommt. Trotz der geringeren Oberflächeneigenspannung ist der Eigenspannungsverlauf im Beispiel b. wesentlich günstiger, da an keiner Stelle des Querschnitts die Wechselfestigkeit überschritten wird. Eigenspannungen erster Art, das sind die sogenannten makroskopischen Spannungen, die in diesem Zusammenhang von Bedeutung sind, können durch Erwärmungsprozesse, Phasenumwandlungen und Verformungsvorgänge entstehen. Quelle aller Eigenspannungen sind inhomogene Versetzungsanordnungen, die zu Gitterverzerrungen führen. Die ersten beiden Ursachen wirken sich z. B. bei einer Wärmebehandlung der Stähle aus. Die Eigenspannungen nehmen bei konstanten Abkühlungsgeschwindigkeiten bis zur Umwandlungstemperatur zu (Bild 3.3). Bis zur Ü

200

Temperatur WO

in °C 600

800

1000

-40

Bild 3.3. Ausbildung der Eigenspannungen in der Probenoberfläche von St42 der Abmessung 4 0 x 4 0 x 1 0 mm3 in Abhängigkeit von der Abschrecktemperatur bei Wasserabschreckung (nach [1])

Umwandlungstemperatur bilden sich reine Wärmespannungen aus, die durch die unterschiedliche Abkühlung von Rand und Kern bedingt sind. Sie liegen als Druckspannungen an der Oberfläche vor. Oberhalb der Umwandlungstemperatur kommt es zu Umwandlungsspannungen in Form von Zugspannungen, die sich mit den Wärmespannungen überlagern.

3.1. Allgemeine

Betrachtungen

91

Deshalb findet m a n im Eigenspannungsverlauf im Umwandlungsbereich eine Sprungstelle. Der Spannungsverlauf oberhalb der U m w a n d l u n g s t e m p e r a t u r k a n n als eine u m den B e t r a g der U m w a n d l u n g s s p a n n u n g , die nahezu u n a b h ä n g i g von der G l ü h t e m p e r a t u r ist, zum positiven Bereich hin verschobenen F o r t s e t z u n g des ersten Teilverlaufes angesehen werden. I n der P r a x i s wird jeder Härteprozeß in der Regel mit einem Anlaßvorgang abgeschlossen. E r dient neben der Minderung der Sprödigkeit dem A b b a u hoher Spannungsspitzen, ohne aber den v o r h a n d e n e n Druckeigens p a n n u n g s z u s t a n d , z. B. aus G r ü n d e n erhöhter Wechselbiegefestigkeit, vollständig zu beseitigen. Bild 3.4 zeigt den m i t der A n l a ß t e m p e r a t u r u n d der A n l a ß d a u e r zunehmenden Spannungsabbau. AnteßiemperaturMin

°C

Anlaßzeit ix) in min

B i l d 3.4. A b b a u der E i g e n s p a n n u n g e n gehärteter Proben aus C45 der A b m e s s u n g 4 0 x 4 0 x 1 0 m m 3 m i t zunehmender Anlaßtemperatur (a) u n d -zeit (6) ( n a c h [1])

J e d e r U m f o r m p r o z e ß hinterläßt Eigenspannungen im Werkstoff, deren B e t r a g v o m Verformungsgrad u n d der V e r f o r m u n g s t e m p e r a t u r b e s t i m m t wird. F ü r die F e r t i g u n g von Präzisionsteilen sind s p a n n u n g s a r m geglühte Halbzeuge zu verwenden. I m anderen Fall ist mit unkontrollierbaren Eigenspannungen u n d der Gefahr des Verzuges beim Bearbeiten d u r c h Ä n d e r u n g des Eigenspannungszustandes des Halbzeuges zu rechnen. Aber a u c h die spanende Bearbeitung der Werkstoffe ist mit der E n t s t e h u n g v o n Eigenspannungen in den oberflächennahen Bereichen v e r b u n d e n . Sie resultieren aus den Verformungsvorgängen u n d der Wärmeentwicklung, die jeden spanenden Prozeß begleiten und zu Druck- bzw. Zugspannungen f ü h r e n . Die E r w ä r m u n g des Werkstückes k a n n besonders bei Stahl zusätzlich noch Umwandlungsvorgänge auslösen. W ä h r e n d die durch die S c h n i t t k r ä f t e v e r u r s a c h t e n elastischen Deformationen nach Beendigung des Schneidprozesses wieder verschwinden, verbleiben die plastischen Deformationen u n d f ü h r e n zu Druckeigenspannungen in der Werkstückoberfläche. Die w ä h r e n d des Spanungsprozesses frei werdende W ä r m e dehnt, wenn eine b e s t i m m t e T e m p e r a t u r überschritten wird, eine Ober-

92

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

flächenschicht plastisch, so d a ß nach deren A b k ü h l u n g Zugspannungen in der Werkstückoberfläche verbleiben, die bei Überschreitung der Werkstofffestigkeit zu Rissen in der Werkstoffoberfläche f ü h r e n . Von komplizierterer N a t u r ist die E n t s t e h u n g der durch Gefügeänder u n g e n bedingten Eigenspannungen, deren Vorzeichen u n d Größe v o m Werkstoffzustand, der erreichten T e m p e r a t u r u n d den vorliegenden Abkühlungsbedingungen b e s t i m m t werden. Beim Schleifen gehärteter Stähle wird z. B. auf G r u n d des T e m p e r a t u r g r a d i e n t e n der Werkstoff bis zu einer b e s t i m m t e n Tiefe angelassen, u n d sofern die a - y - U m w a n d l u n g s t e m p e r a t u r sowie die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit d u r c h Verwendung einer Kühlflüssigkeit erreicht werden, k a n n sogar eine erneute H ä r t u n g der Werkstückoberfläche erfolgen. Gefürchtete Zugeigenspannungen in der Werkstückoberfläche u n d in deren Folge Risse entstehen beim Schleifen zuvor nicht angelassener Stähle, wenn die Schleiftemperatur ein Anlassen der Werkstückoberfläche m i t der dabei v e r b u n d e n e n V o l u m e n k o n t r a k t i o n bewirkt. Deshalb müssen alle zu schleifenden g e h ä r t e t e n Stahlteile besonders sorgfältig angelassen w e r d e n . Alle hier angedeuteten E f f e k t e f ü h r e n zu einer resultierenden Eigenspannung, die die Eigenschaften eines Bauteiles u n t e r Belastung gegebenenfalls beträchtlich beeinflussen k a n n . Man findet in der P r a x i s Bearbeitungsspannungen sowohl im D r u c k — als auch im Zugbereich, je nach dem, welcher der beschriebenen Vorgänge überwiegt. Der zu e r w a r t e n d e Absolutw e r t ist n u r schwer abzuschätzen, denn außer den Schnittbedingungen gehen solche F a k t o r e n wie I n t e n s i t ä t der K ü h l u n g e n , Z u s t a n d der Werkzeugschneide, Werkstoff sowie die Lage eventueller U m w a n d l u n g s t e m p e r a t u r e n ein. D a beim S t a h l letztere sowohl v o m Kohlenstoff- als auch v o m Legierungsgehalt a b h ä n g e n , besteht auch bei sonst gleichen Bedingungen eine Abhängigkeit zwischen Bearbeitungsspannungen u n d Zusammensetzung. Auch zwischen Oberflächengüte u n d B e a r b e i t u n g s s p a n n u n g ist eine Z u o r d n u n g zu finden, da die Oberflächengüte über den Werkzeugzustand u n d die Schnittleistung indirekt m i t der W ä r m e e n t w i c k l u n g in Verbindung steht. Mit zunehmender E r w ä r m u n g während des Bearbeitungsvorganges ist eine Verschiebung der Oberflächeneigenspannungen aus dem Druck- in den Zugbereich zu b e o b a c h t e n (Bild 3.5). Bild 3.5 d e u t e t n u r auf den allgemeinen Trend hin. I m k o n k r e t e n Fall überstreicht aber jedes Fertigungsverfahren doch einen recht großen Bereich von möglichen Oberflächeneigenspannungen. So f a n d m a n z. B. nach dem Schleifen v o n Stählen m i t Diamantschleifscheiben eine gegenüber anderen Schleifmitteln überlegene Eigenspannungsverteilung. N a c h dem Schleifen m i t Diamantscheiben w u r d e n wiederholt D r u c k s p a n n u n g e n in der Werkstückoberfläche gemessen, w ä h r e n d n a c h dem Schleifen mit Korundscheiben Z u g s p a n n u n g e n vorliegen [2]. Die d u r c h eine spanende Bearbeitung e n t s t a n d e n e n Eigenspannungen erstrecken sich n u r auf einen relativ geringen oberflächennahen Bereich u n d nehmen meist keinen wesentlichen Einfluß auf den Gesamtspannungs-

3.1. Allgemeine

93

Betrachtungen

zustand des Teiles. Sie sind deshalb im Rahmen dieser Betrachtungen nur bei relativ dünnwandigen Teilen zu berücksichtigen. Bei hochbeanspruchten Bauteilen, besonders wenn sie höheren Temper a t u r e n ausgesetzt sind, müssen in die Betrachtungen zur Dimensionsstabilität auch die unter der Bezeichnung Kriechen zusammengefaßten irreversiblen Yerformungsvorgänge einbezogen werden. Sie sind durch eine deutliche Zeitabhängigkeit der Verformung bei konstanter Belastung ge-

I

iß 30

O ft.

20

6

10

-C

3

« -10

C:

h -20

iCu .g

.C: •p

-30 -kO

L

I

zunehmende Wärmeentwicklung in der Oberfläche

Bild 3.5. Schematische Darstellung der Oberflächeneigenspannungen in Abhängigkeit von der Wärmeentwicklung verschiedener Fertigungsverfahren (nach [1])

kennzeichnet. Obwohl Kriech- und Werkstoffen mit ungeordneter oder und Hochpolymere, ausgeprägt sind, Werkstoffen, und hier vor allem bei Acht gelassen werden. 3.1.2.

Relaxationsvorgänge besonders bei teilkristalliner S t r u k t u r , wie Gläser dürfen sie aber auch bei kristallinen höheren Temperaturen, nicht außer

Verschleiß

Viele Bauteile unterliegen dem Verschleiß, der die Dimensionsstabilität empfindlich beeinträchtigen kann. Verschleiß ist eine sehr vielgestaltige Erscheinung, die vom Werkstoff u n d dessen Zustand, von der A r t und Größe der Beanspruchung sowie von den Umweltbedingungen beeinflußt wird. Aus diesem Grunde soll der F a k t o r Verschleiß aus den Betrachtungen zur Dimensionsstabilität hier ausgeklammert und in einem eigenen Kapitel unter dem Aspekt des Verschleißschutzes behandelt werden.

94

3. Die Dimensionsstabilität

3.1.3.

Volumenänderungen

metallischer

Bauteile

Alle metallischen Werkstoffe liegen in der P r a x i s in einem m e h r oder weniger instabilen Zustand vor u n d streben m i t unterschiedlicher Geschwindigkeit den stabilen Z u s t a n d an. Dieser Vorgang ist sowohl mit Eigenschaftsänderungen als auch mit einer Volumenänderung v e r k n ü p f t . E i n im t h e r m o d y n a m i s c h e n Gleichgewicht befindliches System m u ß entweder als Ganzes homogen sein oder in einzelne in sich homogenen Teile — Phasen g e n a n n t — zerfallen. Das innere Gleichgewicht einer einzelnen Phase ist d a d u r c h b e s t i m m t , d a ß bei k o n s t a n t e r K o n z e n t r a t i o n , Temp e r a t u r u n d D r u c k die freie E n t h a l p i e als F u n k t i o n jedes weiteren Zustandsp a r a m e t e r s ein Minimum darstellt. Besonders wichtig ist die T h e r m o d y n a mik des inneren Gleichgewichts bei der B e t r a c h t u n g des Überganges einer regelmäßigen in eine regellose Verteilung zweier oder mehrerer A t o m a r t e n im Gitter. Bei allen bei noch genügend tiefen T e m p e r a t u r e n beständigen Legierungsphasen ist in der N ä h e der durch die Gittersymmetrie gegebenen stöchiometrischen Z u s a m m e n s e t z u n g eine regelmäßige Atomverteilung zu erwarten. Sie geht aber bei höheren T e m p e r a t u r e n in eine regellose über. Das Gesamtsystem befindet sich im t h e r m o d y n a m i s c h e n Gleichgewicht, sobald die frei E n t h a l p i e ein Minimum erreicht h a t , d. h. all die Vorgänge, die die freie E n t h a l p i e erniedrigen, zum Stillstand gekommen sind. Wir h a b e n es in der P r a x i s oft mit sogenannten g e h e m m t e n Gleichgewichten, d. h. metastabilen Z u s t ä n d e n , zu t u n , die sich zwar in bezug auf eine Teilreaktion im t h e r m o d y n a m i s c h e n Gleichgewicht befinden, w ä h r e n d aber andere Reaktionen infolge zu geringer Geschwindigkeit oder innerer Spannungen u n t e r b u n d e n sind. Relativ hohe Abkühlungsgeschwindigkeiten sind vielfach die Ursache metastabiler Zustände. Die Ausbildung v o n Zwischenzuständen ist häufig mit wertvollen Eigenschaftsveränderungen (z. B. Festigkeitserhöhungen) v e r b u n d e n , so d a ß in der P r a x i s Zwischenzustände hinreichender Lebensdauer sehr wichtig sind u n d b e w u ß t erzeugt werden. Eine P h a s e n u m w a n d l u n g k a n n entweder diffusionsabhängig, d. h., d u r c h thermisch aktivierten Platzwechsel einzelner A t o m e erfolgen, oder diffusionslos ablaufen, z. B. bei martensitischen U m w a n d l u n g e n d u r c h Abschrecken oder Verformung. Die zum t h e r m o d y n a m i s c h e n Gleichgewicht f ü h r e n d e n Vorgänge sind vielfach diffusionsartige Platzwechselvorgänge (Ausscheidungen, Ordnungsvorgänge) die mit s t a r k t e m p e r a t u r a b h ä n g i g e r Geschwindigkeit ablaufen. J e d e Energiezufuhr erhöht ihre Geschwindigkeit. Dieses p e r m a n e n t e Streben nach dem t h e r m o d y n a m i s c h stabilsten Zustand ist entsprechend der ablaufenden Vorgänge m i t m e h r oder weniger großen Volumenänderungen v e r b u n d e n . Der W e r k s t o f f z u s t a n d wird in Abhängigkeit von der Z u s a m m e n s e t z u n g von den Verformungs- u n d Wärmebehandlungsbedingungen beginnend von der E r s t a r r u n g bis zum letzten Arbeitsgang, d. h. von den technologischen P a r a m e t e r n der Fertigungsverfahren, bestimmt. E s wirken dabei solche F a k t o r e n , wie z. B. die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Gießen, der Ver-

3.1. Allgemeine

Betrachtungen

95

f o r m u n g s g r a d u n d die V e r f o r m u n g s t e m p e r a t u r b e i m U m f o r m e n , die Verformung und E r w ä r m u n g beim Trennen, Temperatur und Abkühlungsgeschwindigkeit b e i m F ü g e n (Schweißen u n d L ö t e n ) u n d W ä r m e b e h a n d e l n o d e r die L a c k e i n b r e n n t e m p e r a t u r . E s ist des ö f t e r e n b e o b a c h t e t w o r d e n , d a ß Präzisionsteile, die n a c h der s p a n e n d e n E n d b e a r b e i t u n g nachweislich i n n e r h a l b der zulässigen T o l e r a n z e n lagen, n a c h d e m L a c k i e r e n in der M o n t a g e Schwierigkeiten b e r e i t e t e n , i n d e m unzulässig große m a ß l i c h e Abw e i c h u n g e n festgestellt w u r d e n . Die T e m p e r a t u r e r h ö h u n g w ä h r e n d d e r L a c k t r o c k n u n g h a t also irreversible V o l u m e n ä n d e r u n g e n ausgelöst. S o m i t k a n n bereits eine b e w u ß t i m A r b e i t s p l a n fixierte r e l a t i v geringe T e m p e r a t u r e r h ö h u n g ebenso wie eine u n b e a b s i c h t i g t e E r w ä r m u n g der Teile i m E r z e u g nis (z. B. d u r c h eine Lichtquelle) w ä h r e n d des G e b r a u c h s z u r f u n k t i o n s b e e i n t r ä c h t i g e n d e n V o l u m e n ä n d e r u n g f ü h r e n . E s gilt d e s h a l b , f ü r viele Präzisionsteile v o l u m e n s t a b i l i s i e r e n d e B e h a n d l u n g e n einzuleiten m i t d e m Ziel, die u n t e r n a t ü r l i c h e n B e d i n g u n g e n ü b e r l ä n g e r e Zeiten b z w . bei j e d e r Temperaturerhöhung unkontrolliert ablaufenden Volumenänderungen d u r c h eine gezielte B e h a n d l u n g möglichst in einer f r ü h e n S t u f e des F e r t i gungsprozesses v o r w e g z u n e h m e n . D a z u sind e x a k t e K e n n t n i s s e ü b e r die U r s a c h e n u n d d a s mögliche A u s m a ß v o n V o l u m e n ä n d e r u n g e n f ü r die v e r s c h i e d e n e n W e r k s t o f f e erforderlich. Volumenänderungen von metallischen Werkstoffen können grundsätzlich d u r c h folgende V o r g ä n g e ausgelöst w e r d e n : Modifikationsänderungen, Ä n d e r u n g der F e h l s t e l l e n k o n z e n t r a t i o n , B i l d u n g u n d Zerfall v o n V e r b i n d u n g e n , Ordnungsvorgänge, E n t m i s c h u n g der Mischkristalle, R e a k t i o n e n m i t der U m g e b u n g . D a s spezifische V o l u m e n v eines Metalls ist d u r c h seine r e l a t i v e A t o m m a s s e u n d seine G i t t e r s t r u k t u r gegeben. E s l ä ß t sich, einen idealen G i t t e r a u f b a u v o r a u s g e s e t z t , n a c h folgender Beziehung b e r e c h n e n : V

FE L n A

=

FE L

A ' n A

Volumen der Elementarzelle; Loschmidtsche Zahl; Zahl der Atome pro Elementarzelle; relative A t o m m a s s e der in der E l e m e n t a r z e l l e befindlichen A t o m e .

J e d e M o d i f i k a t i o n s ä n d e r u n g ist sowohl m i t einer Ä n d e r u n g des Volum e n s als a u c h d e r P a c k u n g s d i c h t e der E l e m e n t a r z e l l e v e r b u n d e n u n d b e w i r k t somit eine V e r ä n d e r u n g des spezifischen V o l u m e n s . Die U m w a n d l u n g des E i s e n s bei 911 °C v o n der k r z a - in die kfz y-Modifikation f ü h r t z. B . zu einer d e u t l i c h e n V o l u m e n k o n t r a k t i o n v o n e t w a 1 % . A u s d e n G i t t e r k o n s t a n t e n bei 911 °C l ä ß t sich die D i c h t e des a - E i s e n s zu 7,664gcm~ 3

96

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

und die des y-Eisens zu 7,744 g cm - 3 berechnen. Die mit der Umwandlung des hexagonalen a-Titans bei 882 °C in das kubisch raumzentrierte /S-Titan verknüpfte Volumenänderung beträgt dagegen nur etwa 0,1 % [3]. Die durch eine Modifikationsänderung bedingte relative Volumenänderung AV/V läßt sich allgemein nach folgender Beziehung berechnen: AV _ VE'n V ~ VEn' FE FE' n n'

'

Volumen der Elementarzelle vor der Umwandlung; Volumen der Elementarzelle nach der Umwandlung; Zahl der Atome pro Elementarzelle vor der Umwandlung; Zahl der Atome pro Elementarzelle nach der Umwandlung.

Unsere als Konstruktionswerkstoffe genutzten Metalle und Legierungen sind polykristalline Werkstoffe bestehend aus einer Vielzahl von Kristallen, und zwar Realkristallen, die mit Gitterfehlern behaftet sind. A r t und Konzentration der Gitterfehler sind für die strukturempfindlichen Eigenschaften mitbestimmend, f ü r die Plastizität z. B. entscheidend. Entsprechend ihrer Ausdehnung kann man die Gitterfbaufehler unterteilen in nulldimensionale, das sind Leerstellen, Zwischengitteratome und Substitutionsatome ; eindimensionale, das sind Versetzungen; zweidimensionale, zu denen Korngrenzen, Zwillingsgrenzen und Stapelfehler zählen. Jede Änderung der Fehlstellenkonzentration ist mit Volumeneffekten verbunden. Deutliche Volumenänderungen beobachtet man bei einer Änderung der Leerstellenkonzentration. Bei jeder endlichen Temperatur stellt sich im thermodynamischen Gleichgewicht eine bestimmte Leerstellenkonzentration ein. Sie beträgt z. B. für Aluminium bei Raumtemperatur 2 • 10- 1 2 und bei 600 °C 4,7 • 10" 4 . Eine Erhöhung der Leerstellenkonzentration bei Raumtemperatur ist zeitweise entweder durch Einfrieren von Leerstellen, wenn von hohen Temperaturen großer Leerstellenkonzentration mit genügender Geschwindigkeit (10 4 grd s _1 ) abgeschreckt wird, oder durch eine plastische Verformung, die bei einem Verformungsgrad von 1 0 % eine Leerstellenkonzentration von 10~4 bewirkt, möglich. Diese Fehlstellen heilen aber beim Aluminium bei Raumtemperatur sehr schnell, zum Teil schon während der Verformung aus. Das Ausheilen der Leerstellen führt zu einer Volumenkontraktion. Die Leerstellen sind bereits nach mehreren Minuten bis auf die im thermodynamischen Gleichgewicht stehende Anzahl in Senken verschwunden, wie die Bilder 3.6 und 3.7 beweisen. Sowohl nach einer plastischen Deformation (Bild 3.6) als auch nach einem Abschrecken von 500 °C im Wasser (Bild 3.7) ist bei AlMg5 eine deutliche Kontraktion der Proben meßbar, die aber bereits nach etwa 5 bis 10 Minuten nahezu abgeschlossen ist. In beiden Fällen gelang es erst

3.1. Allgemeine

97

Betrachtungen

nach 1,5 Minuten den ersten Meßwert aufzunehmen, so daß in den Bildern 3.6 und 3.7 die weitere Kontraktion auf diesen experimentell bedingten Fixpunkt bezogen wurde. Die Kontraktion im abgeschreckten Zustand ist im Vergleich zu der der verformten Probe um fast eine Zehnerpotenz geringer. Entweder konnte durch das Abschrecken nicht so eine

N -0,005

»

s -0,07

5 10 20 30 Zeit in min

Bild 3.6. Kontraktion einer AlMg5-Probe nach einer plastischen Dehnung um 10 %

1

2

3 4 5 Zeit in min

10

Bild 3.7. Kontraktion einer AlMg5-Probe nachdem Abschrecken von 500 °C in Wasser

hohe Leerstellenkonzentration erzielt werden, oder die Fehlstellen heilen im verformten Zustand, wie die Kurvenverläufe andeuten, langsamer aus. Da die Absolutwerte der Kontraktion durch Auslöschen von Leerstellen gering sind, und der Gleichgewichtszustand sich relativ schnell einstellt, braucht dieser Volumeneffekt in der Praxis nicht berücksichtigt zu werden. Ein Legieren von zwei oder mehreren Metallen untereinander kann grundsätzlich über die Bildung eines Kristallgemisches oder von Mischkristallen erfolgen. Während in einem Kristallgemisch im Idealfall die 7

Bemst, Werkstoffe

98

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

Kristallite der Komponenten rein nebeneinander vorliegen, beinhalten die Mischkristalle Atome mehrerer verschiedener Arten. Die beiden Extreme — vollständiger Unmischbarkeit und völliger Löslichkeit der Komponenten — beschränken sich aber auf nur wenige der technisch genutzten Legierungen. In den meisten Fällen ist die Löslichkeit der Mischkristalle begrenzt und temperaturabhängig, so daß die Legierung ein Gemisch von Mischkristallen darstellt. Diese Unterschiede im strukturellen Aufbau der Legierungen sind bei allen Betrachtungen zur Volumenstabilität von Legierungen zu beachten. Während bei einem aus reinen Kristallen bestehenden Kristallgemisch, abgesehen von Reaktionen mit der Umgebung, nur Modifikationsänderungen und Änderungen der Fehlstellenkonzentration als Ursachen einer Volumeninstabilität in Betracht kommen, sind bei Legierungen mit Mischkristallbildung zusätzlich Ordnungsvorgänge und die Entmischung übersättigter Mischkristalle zu berücksichtigen. Außerdem führen die Bildung und der Zerfall von Verbindungen zu oft beträchtlichen Volumenänderungen. Die Bildung intermetallischer Verbindungen ist bis auf sehr wenige Ausnahmen mit einer Volumenkontraktion verbunden, wenn man das Molvolumen der Verbindung mit der Summe der Atomvolumina ihrer elementaren Komponenten vergleicht. Die Kontraktion kann dabei ein beträchtliches Ausmaß erreichen. Entsprechend des Betrages der Volumenkontraktion kann man zwei Typen von Legierungen unterscheiden. Phasen, deren einer Bestandteil eines der weiträumigen Alkali- oder Erdalkalimetalle ist, zeigen fast durchweg Kontraktionen über 10%. Geringere Werte für die relative Volumenverkleinerung unter 1 0 % (durchschnittlich um 3 % ) ergeben sich für Phasen aus Edelmetallen und B-Elementen 1 ) (meist Hume-Rothery-Phasen), aus B-Elementen untereinander und für einige Phasen aus Magnesium mit B-Elementen [4]. In Mischkristallen kann die Verteilung der enthaltenen Atomarten durchaus zufällig und ungeregelt oder aber geordnet und regelmäßig sein. Wenn die Mengen der beiden Atomsorten des Mischkristalls in einem einfachen Verhältnis zueinander stehen, und die Abkühlung der Legierung sehr langsam erfolgt, werden von den Atomen jeder Sorte nur jeweils ganz bestimmte Gitterplätze besetzt. Wir finden dann im Gitter eine geordnete, eine regelmäßige symmetrische Anordnung der Atomarten, die man auch als Uberstruktur bezeichnet. Die Ausbildung von Überstrukturen, die an eine sehr langsame Abkühlung oder eine ausreichend lange Glühung der Legierung bei relativ niedrigen Temperaturen gebunden ist, führt nicht nur zu erwünschten oder unerwünschten Eigenschaftsänderungen, sondern auch zu Volumeneffekten. Unterdrückt bzw. zerstört werden kann die Uberstrukturbildung entweder durch eine rasche Abkühlung oder durch eine langsame Erwärmung bis oberhalb der kritischen Temperatur. Der Ubergang vom geordneten zum ungeordneten Zustand ist mit einer VoluJ

) Kurzperiodische Darstellung des periodischen Systems.

3.1. Allgemeine

Betrachtungen

99

menvergrößerung verbunden. Im Bild 3.8. ist als Beispiel die Anomalie der thermischen Ausdehnung von Cu 3 Au dargestellt. Die Volumenzunahme infolge Zerfalls des geordneten Zustandes überlagert sich der normalen thermischen Ausdehnung und macht sich durch einen fast senkrechten Anstieg der relativen thermischen Ausdehnung im kritischen Temperaturbereich bemerkbar. Infolge der vielfach technologisch bedingten relativ hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten und der bei vielen Mischkristallen begrenzten tempera-

L-£_J 320 310 SSO _3S0 400 W HO 4-SO lemperaturm °C

so \

Bild 3.8. Relative thermische Ausdehnung von Cu3Au (nach [4])

turabhängigen Löslichkeit für die im Wirtsgitter aufgenommenen Atome des Partners, liegen die Mischkristalle technischer Legierungen und Erzeugnisse meist nicht in thermodynamisch stabiler Zusammensetzung vor. W i r haben es bei schneller Abkühlung der Legierungen meist mit übersättigten Mischkristallen zu tun, die bestrebt sind, durch Ausscheidung des über der Gleichgewichtskonzentration liegenden Anteils der Legierungskomponenten den stabilen Zustand anzunehmen. Dieser Zerfall übersättigter Mischkristalle verläuft in der Regel bei Raumtemperatur sehr langsam, bei erhöhten Temperaturen dagegen mit beträchtlicher Geschwindigkeit. Er ist z. B. bei Aluminiumlegierungen mit einer in manchen Fällen beachtlichen Volumenänderung des Werkstoffes verbunden. Der Betrag der Volumenänderung bei dem Zerfall eines übersättigten Mischkristalles setzt sich aus zwei Komponenten zusammen. Die eine wird durch die allmähliche Konzentrationsänderung des Mischkristalles und die daraus folgende Änderung der Gitterkonstanten verursacht und die andere durch die Ausbildung einer neuen Phase, die die ausgeschiedenen Atome 7*

100

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

mit einem Teil der Atome des Wirtsgitters bilden. Die Berechnung der Volumenänderung bei dem Zerfall binärer Mischkristalle hat deshalb beide Vorgänge zu berücksichtigen. Der übersättigte Mischkristall soll insgesamt N A- und B-Atome der Komponente A und B enthalten. Infolge Entmischung scheiden sich 100 -a Atom% B-Atome unter Bildung einer neuen Phase der Zusammensetzung A m B n , die sowohl einen Mischkristall oder eine Verbindung darstellen kann, aus. Dadurch verarmt der übersättigte Mischkristall um JVj Atome: iVj = - —-- — txN. 1

n

Im Mischkristall verbleiben noch N2 = N — Ni Atome: iv2 = i v ( l - ^ ± ^ a Die relative Volumenänderung, die diesen Entmischungsprozeß begleitet ist dann V1 + V2-V_ A F V

V

V Volumen des übersättigten Mischkristalls; Vt Volumen der ausgeschiedenen Phase; V2 Volumen des entmischten Mischkristalls. Führt man die mittleren Atomvolumen v, vt und vl der einzelnen Phasen ein, die schematisch aus Atomzahl und Volumen der Elementarzelle berechnet werden können, so ergibt sich die relative Volumenänderung zu AV _ N1vl + N2v2— Nv V^ ~ Nv

«2-H

m + n

a («i - »¡¡)

Als eine weitere Ursache für Volumenänderungen sind Reaktionen des Werkstoffes mit seiner Umgebung zu erwähnen. Die Reaktionen laufen in der Regel an der Oberfläche des Bauteiles ab, können sich aber auch bei entsprechender Gefügeausbildung (z. B. pulvermetallurgische Werkstoffe, Grauguß) im Inneren des Werkstoffes abspielen. Da die Reaktionsprodukte ein größeres spezifisches Volumen als die metallischen Komponenten aufweisen, sind Volumenvergrößerungen zu erwarten. In den meisten Fällen handelt es sich um Oxydationsprozesse. Die Umweltbedingungen wirken nicht nur direkt über die eben erwähnten Volumenänderungen oder über ihren Einfluß auf den Verschleiß auf die Dimensionsstabilität ein, sondern auch indirekt über veränderte Werkstoffeigenschaften und zusätzliche Beanspruchungen der Bauteile, z. B. infolge der durch extreme Temperaturen hervorgerufenen zusätzlichen Spannungen, die die Deformation erhöhen.

3.2. Dimensionsstabilität

von Bauteilen

aus Eisenwerkstoffen

101

Mit den erläuterten Ursachen für Volumenänderungen sind keinesfalls alle Möglichkeiten berücksichtigt worden. So führt z. B. die Ausbildung der spontanen Magnetisierung zu einem Volumeneffekt. Für die ferromagnetischen Metalle Eisen, Kobalt und Nickel wurden röntgenographisch Volumenvergrößerungen von 1,6%, 2,3% und 1,0% ermittelt. Eine weitere Möglichkeit stellt die Thermodiffusion — ein durch ein Temperaturgefälle hervorgerufener Materialtransport — dar, denn ein Masseslrom oder ein äquivalenter Leerstellenstrom relativ zum Gitter bedingt Längenänderungen. Dieser Effekt ist bei Bauteilen denkbar, die längere Zeit unter einem großen Temperaturgefälle stehen, und deren Komponenten einen großen Diffusionskoeffizienten besitzen. So wurde für eine Platte (100 X100 X 5 mm 3 ) aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit 69 Atom% Kupfer bei einem normal zur Plattenebene vorhandenen Temperaturgefälle von 900 °C auf 500 °C eine relative Änderung der Ausgangskonzentration von lediglich etwa 10-3% jj-i abgeschätzt, während unter gleichen Bedingungen bei einer Eisen-Kohlenstoff-Legierung eine Konzentrationsänderung der Ausgangskonzentration des Einlagerungselementes von etwa 0,1% h - 1 möglich ist [5]. Solche Volumeneffekte spezieller Natur sind dann von Fall zu Fall zu berücksichtigen. Im Zusammenhang mit der Dimensionsstabilität eines Bauteiles ist auch der thermische Ausdehnungskoeffizient des verwendeten Werkstoffes zu betrachten. Obwohl an Präzisionsgeräten immer mehr in klimatisierten Räumen gearbeitet wird, muß einerseits für einzelne funktionsbestimmende Bauteile auf Werkstoffe mit extrem niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten (siehe Abschnitt 2.8.) zurückgegriffen werden, und andererseits wird es immer Präzisionsgeräte geben, die im Freien in einem Temperaturbereich zwischen —25 °C und + 4 5 °C funktionstüchtig sein müssen und eine zeitweilige Temperatureinwirkung von —60 °C bis + 6 0 °C, z. B. während des Transportes, ohne nachteilige Folgen zu überstehen haben. Die allgemeine Forderung nach niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten läßt sich mit Rücksicht auf die anderen Werkstoffeigenschaften bei weitem nicht in jedem Fall erfüllen. Dann steht aber zumindest die Forderung, die Teile einer Baugruppe aus Werkstoffen zu fertigen, die annähernd den gleichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten besitzen, um ein Verspannen und Dejustieren bei Temperaturschwankungen zu vermeiden.

3.2.

Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Eisenwerkstoffen

Präzisionsteile höchster Genauigkeit werden im wissenschaftlichen Gerätebau vorwiegend aus Eisenwerkstoffen gefertigt und zur Steigerung der Verschleißfestigkeit gehärtet oder nitriert. Gerade bei der Beurteilung ihrer Dimensionsstabilität, an die oft extreme Anforderungen gestellt

102

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

werden, sind alle im Bild 3.1 dargestellten Einflußfaktoren zu berücksichtigen und die von ihnen zu erwartenden Anteile einer Dimensionsinstabilität zu analysieren. Einen beachtlichen Beitrag zur elastischen Deformation größerer Bauteile verursachen Eigengewicht und innere Spannungen. Die Auswirkung des Eigengewichts hängt neben der Gestalt des Bauteils werkstoffseitig allein von dem Verhältnis des Elastizitätsmoduls zur spezifischen Masse ab. Während dieses Verhältnis bei den Stählen annähernd konstant ist, muß bei Grauguß die Sorten- und Wanddickenabhängigkeit des Elastizitätsmoduls (siehe Abschnitt 2.1.2.) beachtet werden. Innere Spannungen sind bei der Fertigung von Präzisionsteilen grundsätzlich durch ein Spannungsarmglühen unterhalb des Umwandlunspunktes A v meist im Temperaturbereich von 550 bis 650 °C, mit nachfolgendem langsamen Abkühlen weitestgehend abzubauen. E s sollte bereits am Halbzeug in Verbindung mit eventuell notwendigen Richtarbeitsgängen und bei größerem Zerspanungsumfang zusätzlich nochmals nach dem Vorarbeiten erfolgen. Auch bei zu härtenden Teilen ist ein vorangehendes Spannungsarmglühen zu empfehlen, um den Härtevorgang so gering wie möglich zu halten. Verschleißprobleme und die Möglichkeiten des Verschleißschutzes, auch in Verbindung mit einem Korrosionsschutz, stehen bei der Wahl des geeignetsten Werkstoffes oft zur Debatte. Eine unter den jeweiligen Bedingungen optimale Lösung ist nur bei komplexer Betrachtungsweise unter dem Aspekt der Einheit von Werkstoff und Technologie zu erwarten Die folgenden Betrachtungen sind vorwiegend den eigentlichen Volumenänderungen der Werkstoffe, die z. B . bei der Fertigung von Maßverkörperungen von entscheidender Bedeutung sind, gewidmet. 3.2.1.

Volumenstabilität von Stählen

Bei hohen Forderungen an die Dimensionsstabilität von Teilen werden allgemein gehärtete Stähle eingesetzt. Deshalb stehen auch die Volumenänderungen gehärteter Stähle im Mittelpunkt des Interesses, und ihrem Verhalten wurden bisher die meisten Untersuchungen auf diesem Gebiet gewidmet. Da auf die rationelle Fertigung solcher Präzisionsteile die Formund Volumenänderungen beim Härten entscheidenden Einfluß nehmen, sollen ihre Ursachen und die Möglichkeit ihrer Beeinflussung in einem eigenen Abschnitt dargestellt werden. Ausgeklammert wird in diesem Zusammenhang lediglich das zwar für die Praxis sehr wichtige Problem der Entstehung von Härterissen, die natürlich eng mit den Form- und Volumenänderungen zusammenhängen, das aber bereits Gegenstand vieler Untersuchungen war. Allgemein gilt, daß Härterisse unter dem Einfluß innerer Zugspannungen in Verbindung mit Konstruktions-, Bearbeitungs-, Halbzeug- und Wärmebehandlungsfehlern entstehen [6].

3.2. Dimensionsstabilität 3.2.1.1.

von Bauteilen

aus

Eisenwerkstoffen

103

Form- und Volumenänderungen beim Härten

Jeder Härteprozeß ist stets mit Form- und Volumenänderungen verbunden, die Werkstoff- und verfahrensbedingt unvermeidbar sind. Lediglich ihr Ausmaß ist beeinflußbar. Die vermeidbaren Formänderungen werden oft als Verzug bezeichnet. Diese Definition besagt, daß zwar ein verzugsfreies Härten gefordert und teilweise auch realisiert werden kann, die unvermeidbaren Form- und Volumenänderungen aber nicht zu unterdrücken sind. Ein absolut maßänderungsfreies Härten gibt es deshalb nicht. Die Form- und Volumenänderungen beim Härten sind auf drei Ursachen zurückzuführen: Formänderungen durch Wärmespannungen, Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Härten, Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Anlassen. Ihre Anteile überlagern sich und führen im Endresultat zu den den Wärmebehandlungsprozeß begleitenden unerwünschten Maßveränderungen. Zur Berechnung der Wärme- und Umwandlungsspannungen müssen die Änderung des spezifischen Volumens mit der Temperatur in Abhängigkeit von der Zeit und die im Werkstück herrschenden Temperatur- und Umwandlungsverhältnisse bekannt sein. Erste Ansätze dafür liegen vor [7]. 3.2.1.1.1.

Formänderungen durch Wärmespannungen

Beim Abschrecken von Härtetemperatur treten zwischen Rand und Kern eines jeden Querschnittes erhebliche Temperaturunterschiede auf, die zur Ausbildung eines charakteristischen Eigenspannungszustandes führen. Im Bild 3.9. sind die Abkühlungskurven für den Rand und den Kern eines Bolzens von 100 mm Durchmesser beim Abschrecken in Wasser und die zu erwartenden Wärmespannungen schematisch dargestellt. Die Randzone kühlt schneller als der Kern ab, und nach einer bestimmten Zeit W wird ein maximaler Temperaturunterschied zwischen Rand und Kern, der in diesem Fall 600 grd beträgt und einer Längendifferenz von 0,5 % entspricht, erreicht. Die Folgen dieser unterschiedlichen Abkühlung sind Zugspannungen an der Oberfläche und entsprechende Druckspannungen im Kern. Auch die Zugspannung in der Randzone erreicht zum Zeitpunkt W ihr Maximum und fällt danach mit zunehmendem Temperaturausgleich wieder ab (Kurve a). Bei vollständigem Temperaturausgleich zwischen Rand und Kern müßte dann das Teil — ein vollständig elastisches Verhalten vorausgesetzt — wieder absolut spannungsfrei sein. Da die Randzone die bei den noch relativ hohen Temperaturen wachsenden Zugspannungen entsprechend der vorliegenden Warmfestigkeit nur zum Teil elastisch aufnehmen kann, kommt es bis zum Zeitpunkt W zu einer plastischen Deformation der Randzone, (der noch heiße Kern läßt sich nicht entsprechend komprimieren), und die verbleibenden Zugspannungen sind im Gegensatz zu dem in Kurve a angenommenen rein elastischen Verhalten beträchtlich geringer

104

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

(Kurve b). Die nach dem Zeitpunkt W rasche Schrumpfung des Kerns muß deshalb in der Randzone bleibende Druckspannungen hervorrufen, denen entsprechende Zugspannungen im Kern (Kurve c) das Gleichgewicht halten. Die nach dem Abschrecken somit verbleibende Verteilung der Restspannungen über den Querschnitt entspricht prinzipiell dem rechten Teilbild in Bild 3.9. Auf Grund dieser durch die unterschiedliche Abkühlung von Rand- und Kernzone entstehenden Wärmespannungen und der Tatsache, daß die im

Bild 3.9. Entstehung von Wärmespannungen bei der Abkühlung ohne Berücksichtigung der Umwandlungsvorgänge (nach [8])

Vergleich zum noch heißen Kern kältere Randzone einen viel höheren Verformungswiderstand besitzt, und die Druckbeanspruchung des Kerns, die durch die äußere Schale verursacht wird, in Richtung der größten Ausdehnung größer als in Querrichtung ist, unterliegen alle Teile einer plastischen Deformation bestimmter Tendenz. Alle von der Kugelform abweichenden Körper sind bestrebt, ihre Form derjenigen der Kugel anzugleichen, indem sie in Richtung ihrer größten Ausdehnung schrumpfen und in Richtung der kleinsten Ausdehnung wachsen. Besonders stark schrumpfen vorstehende Ecken. Diese allgemeine Tendenz wirkt sich so aus, daß an würfelförmigen Körpern sich alle Flächen ausbauchen, prismatische Körper dicker und kürzer werden, und plattenförmige Körper bei einer Dickenzunahme in ihrer Flächenausdehnung schrumpfen. Diese Deformationen

3.2. Dimensionsstabilität

von Bauteilen

aus Eisenwerkstoffen

105

werden mit zunehmendem Temperaturunterschied zwischen Rand und Kern während der Abkühlung, d. h. mit steigender Abkühlungsgeschwindigkeit, Abschrecktemperatur und Abmessung sowie mit abnehmender Wärmeleitfähigkeit und Warmfestigkeit des verwendeten Werkstoffs grösser. Die praktische Beeinflußbarkeit dieser Deformation ist bei richtiger, den an das Bauteil gerichteten Anforderungen gerecht werdender Werkstoffwahl und Gestaltung allein auf die Überwachung der Einhaltung optimaler Wärmebehandlungsbedingungen beschränkt. 3.2.1.1.2.

Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Härten

Zusätzlich zu der ohne Berücksichtigung von Gefügeumwandlungen allein durch die Wärmespannungen bedingten Deformation ist das Härten stets mit Volumenänderungen infolge von Gefügeumwandlungen verbunden. So führt die Umwandlung von Ferrit in Austenit beim Erwärmen zunächst zu V V 1,2

1,0 0,8 0,8

0,t 5 0,7

Sr> : C3 ' -1,0

-1,2 -U -1,6 0

0,2 0,4 0,0 0,8 1,0 1,2 7/ o/oC

1,0 1,8 2,0 2,2

Bild 3.10. Die durch Gefügeumwandlungen unlegierter Stähle bedingten Längenänderungen in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt (nach [9])

einer Volumenminderung, der dann beim Abschrecken durch die Umwandlung des Austenits in Martensit eine Volumenvergrößerung folgt. Der beim Härten entstehende Martensit hat ein größeres spezifisches Volumen als das aus Ferrit und Zementit bestehende Weichglühgefüge vor dem Här-

106

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

ten. B i l d 3.10. zeigt die durch Gefügeumwandlungen bedingten Längenänderungen unlegierter S t ä h l e bezogen auf das weichgeglühte perlitischferritische Grundgefüge. Die Volumenzunahme bei der Martensitbildung wächst m i t steigendem Kohlenstoffgehalt infolge zunehmender Verspan-

Bild 3.11. Volumenänderungen verschiedener Stähle durch Martensitbildung bei vollständigem Durchhärten nung des Gitters und erreicht bei hochgekohlten S t ä h l e n einen B e t r a g , der einer E r w ä r m u n g des Stahles v o n 0 °C auf 7 0 0 °C entspricht. Mit zunehmender A n l a ß t e m p e r a t u r geht diese Volumenzunahme u n t e r B i l d u n g eines Ubergangskarbides ( s - K a r b i d ) wieder zurück. Auf die B e d e u t u n g des R e s t austenits wird im n ä c h s t e n A b s c h n i t t näher eingegangen. Die V o l u m e n z u n a h m e f ü r die Martensitbildung ist nicht nur v o m KohlenstofFgehalt, sondern im starken Maße auch v o n der A r t und Menge der im S t a h l enthaltenen Legierungselemente abhängig ( B i l d 3.11). D e r größten V o l u m e n z u n a h m e unterliegen die unlegierten S t ä h l e (Wasserhärter) gefolgt v o n den niedriglegierten (Ölhärter). Die hochlegierten ledeburitischen Chromstähle ( L u f t h ä r t e r ) weisen die geringste Volumenzunahme auf. Auch bei den m a r t e n s i t a u s h ä r t e n d e n S t ä h l e n b e w i r k t die AustenitMartensit-Umwandlung nach dem Lösungsglühen eine Volumenvergrößerung [10]. Sie ist j e d o c h in der P r a x i s u n i n t e r e s s a n t , da die B e a r b e i t u n g dieser W e r k s t o f f e i m lösungsgeglühten Zustand erfolgt. B e i hochmanganlegierten S t ä h l e n , die z. Z. noch keine nennenswerte p r a k t i s c h e B e d e u t u n g besitzen, t r i t t sogar infolge der B i l d u n g des hexagonalen e-Martensits — einem m e t a s t a b i l e n Zwischenstadium bei der y-a- Umwandlung — eine Volumenverminderung ein [11]. Neben der Zusammensetzung des Stahles beeinflußt auch die H ä r t e t e m p e r a t u r die zu erwartenden Volumenänderungen. B e i keiner H ä r t u n g erfolgt eine 1 0 0 % i g e Umwandlung desAustenits zu M a r t e n s i t . D e r Verbleib

3.2. Dimensionsstabilität von Bauteilen aus Eisenwerkstoffen

107

von R e s t a u s t e n i t bedeutet aber, bezogen auf das Volumen des Ausgangszustandes, eine V o l u m e n k o n t r a k t i o n , die der Volumendilatation infolge der Martensitbildung entgegenwirkt.' B i l d 3.12 zeigt, d a ß m i t zunehmender Austenitisierungstemperatur, besonders bei den legierten S t ä h l e n , durch E r h ö H2WCrV13

§ .g 6 C: •+

I «

Ac1e +20;

165 Cr W

_L

HO, +60, +80, +100, Austenitisierungstemperatur in °C

Bild 3.12. Änderung des spezifischen Volumens einiger Stähle in Abhängigkeit von der Austenitisierungstemperatur

- Volumenänderung durch Martensitbildung

l i(ufl t

• Blühzustand

- Blühzustoni - Maßänderung der Breite 6 infolge Wärmespannungen und Martensitbildung - Formänderung durch Wärmespannungen - Maßänderung der Dicke d infolge Wärmespannungen und Martensitbildung - Formänderung durch Wärmespannungen • Blühzustand b (d-const) IT f tl Volumenänderung durch Martensitbildung Formänderung durch Wärmespannungen

Bild 3.13. Maßänderung einer Platte der Breite 6 und der Dicke d bei Durchhärtung in Abhängigkeit von der Plattenbreite (nach [9]) hung des im Mischkristall gelösten Kohlenstoffgehaltes die Volumenzunahme zunächst noch gesteigert werden kann, bis sich dann der Einfluß des m i t der T e m p e r a t u r zunehmenden Restaustenitgehaltes b e m e r k b a r m a c h t .

108

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

Beim Härteprozeß überlagern sich die Volumenänderungen durch die Martensitbildung und die Formänderungen durch die Wärmespannungen. Im Bild 3.13 ist schematisch die Maßänderung einer Platte der Breite b und der Dicke d in Abhängigkeit von der Breite bei vollständiger Durchhärtung dargestellt. Während die Dicke mit steigender Breite zunimmt, kann die Breitenschrumpfung nur bis zu einer bestimmten Breite durch die Martensitbildung ausgeglichen werden. Die bei geringen Breiten noch überwiegende Volumenzunahme durch die Martensitbildung reicht ab einer bestimmten Breite nicht mehr zur Kompensierung der Breitenschrumpfung aus, und es kommt bei großen Flächenabmessungen nach dem Härten zu einer Verkürzung der Flächenmaße.

erwärmte Querschnittsteile zzzzzz umgewandelte Buerschnittsteile ^mm gehärtete Querschnittsteile

Bild 3.14. Möglicher Eigenspannungsverlauf bei Raumtemperatur nach unterschiedlicher Wärmebehandlung (nach [8])

Auch die im Bauteil verbleibenden Restspannungen werden von den Volumenänderungen beeinflußt, wobei von Bedeutung ist, ob die Umwandlung des Kerns oder des Randes vor oder nach dem Zeitpunkt der Spannungsumkehr U (Bild 3.9) stattfindet. Die grundsätzlichen Möglichkeiten des Eigenspannungsverlaufes nach Abschluß der Wärmebehandlung bei Raumtemperatur in Abhängigkeit von den erwärmten, umgewandelten bzw. gehärteten Querschnitten zeigt Bild 3.14. Die bei der Wärmebehandlung verschiedenen Möglichkeiten der Gefügeumwandlungen beeinflussen natürlich auch den Eigenspannungszustand während der Abkühlung und zusammen mit den auftretenden Volumen-

3.2. Dimensionsstabilität

von Bauteilen

aus

Eisenwerkstoffen

109

änderungen die Form- u n d Volumenänderungen der einzelnen W ä r m e behandlungsvarianten. So wird z. B. f ü r die unvollständige H ä r t u n g des Querschnittes eines zylindrischen stabförmigen K ö r p e r s eine Längenzun a h m e u n d eine D u r c h m e s s e r a b n a h m e (mit A u s n a h m e der Zylinderenden, die im Durchmesser größer bleiben) vorausgesagt — eine Änderung, die der d u r c h reine W ä r m e s p a n n u n g e n bedingten gerade entgegengesetzt gerichtet ist [9]. An i n d u k t i v gehärteten Spindeln w u r d e n dagegen in der P r a x i s L ä n g e n a b n a h m e n beobachtet. Die in der Praxis a u f t r e t e n d e n Maßänderungen beim H ä r t e n von W e r k stücken liegen im allgemeinen zwischen den theoretisch möglichen E x t r e m werten. D a der Umwandlungsverlauf während der A b k ü h l u n g das Maßänderungsverhalten sehr wesentlich beeinflußt, sind die zu e r w a r t e n d e n Maßänderungen sowohl v o n der Gestalt u n d Abmessung des Werkstückes als auch v o n der H ä r t b a r k e i t des verwendeten Stahles und der W ä r m e behandlungsvariante abhängig. Außerdem ist die Lage der Walzfaser v o n Einfluß. I s t bei einfach gestalteten Teilen eine qualitative A b s c h ä t z u n g der zu erwartenden Maßänderungen noch möglich, so wird eine q u a n t i t a tive Aussage im voraus schon problematisch, ganz abgesehen von kompliziert gestalteten W e r k s t ü c k e n , deren Maßänderungsverhalten oft nicht zu übersehen ist. Die E r f a h r u n g e n der Praxis lehren außerdem, d a ß die Chargenabhängigkeit des Maßänderungsverhaltens vielfach so groß ist, d a ß bei hohen Genauigkeitsforderungen nicht mit k o n s t a n t e n K o r r e k t u r f a k toren gearbeitet werden k a n n . 3.2.1.1.3.

Volumenänderungen durch Gefügeumwandlungen beim Anlassen

D e m H ä r t e n schließt sich in der Regel ein Anlassen zum Zwecke des A b b a u s v o n Spannungsspitzen u n d zur Zähigkeitssteigerung an, welches m i t volumenändernden Gefügeumwandlungen v e r b u n d e n ist. Diese bewirken eine weitere M a ß v e r ä n d e r u n g der gehärteten Teile. Nach dem H ä r t e n weist der Stahl die Gefügebestandteile Martensit u n d R e s t a u s t e n i t auf, die beide als instabile feste Lösungen zu b e t r a c h t e n sind. Der Zerfall beider P h a s e n v e r l ä u f t bei R a u m t e m p e r a t u r mit ä u ß e r s t geringer Geschwindigkeit u n d wird deshalb in der P r a x i s durch A n w e n d u n g erhöhter T e m p e r a t u r e n beschleunigt. I n Abhängigkeit v o n der T e m p e r a t u r unterscheidet m a n verschiedene Anlaßstadien, denen jeweils charakteristische Vorgänge im Gefüge zugeordnet werden. Bei Kohlenstoffstählen unterteilt m a n das Anlassen in folgende Intervalle [12]: 1. 2. 3. 4.

Anlaßstufe Anlaßstufe Anlaßstufe Anlaßstufe

100 bis 150 °C, 250 bis 325 °C, 325 bis 400 °C, über 450 °C.

I n der 1. Anlaßstufe bildet sich ohne H ä r t e v e r l u s t aus dem Abschreckm a r t e n s i t der A n l a ß m a r t e n s i t . Unter Verringerung der Tetragonalität des

n o

3. Die Dimensionsstabilität

metallischer

Bauteile

Martensits scheidet sich aus der festen Lösung Kohlenstoff aus und bildet das hexagonale e-Karbid. Dieses erste Stadium des Martensitzerfalls ist mit einer Volumenkontraktion verbunden (Bild 3.10). Der Restaustenitzerfall wird der 2. Anlaßstufe zugeordnet. Man nimmt an, daß kleine Restaustenitmengen sich direkt unter Kohlenstoffanreicherung aus dem Martensit auf dem Diffusionswege in Karbid umwandeln, während größere Restaustenitmengen nach dem Mechanismus der unteren Zwischenstufe zerfallen [13]. Der Restaustenitzerfall bedingt eine Volumenvergrößerung. In der 3. Anlaßstufe wird der restliche Kohlenstoff unter Bildung von Zementit und bei Verschwinden von e-Karbid ausgeschieden. Das zweite Stadium des Martensitzerfalls kann grundsätzlich nach zwei Mechanismen •S 0,10

I" 3 0,05

t

Anlaßtemperatur in °C 1 105WCrß h X 100 Cr Mo V5.1 2 40 Cr MoV 21.14 5 50NiCr13 3 210 Cr W46 6 165CrMoV46

Bild 3.15. Längenänderung beim Anlassen einiger ausgewählter gehärteter Stähle in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur

verlaufen. Entweder wandelt sich das e-Karbid in Zementit (Fe3C) um, oder es erfolgt direkt eine kohärente Ausscheidung des Zementits aus dem Martensit unter Lösung des e-Karbids. Diese Vorgänge führen wieder zu einer Volumenkontraktion. Die 4. Anlaßstufe, die nur höher legierten Stählen eigen ist, beinhaltet die Bildung von Sonderkarbiden. In der Praxis überlagern sich beim Erwärmen der gehärteten Teile auf Anlaßtemperatur die einzelnen Anlaßstufen, so daß die nach dem Anlassen eingetretenen Maßänderungen aus der Summe der die Einzelvorgänge begleitenden Volumenänderungen resultieren. Dabei wird bei fast allen experimentellen Untersuchungen zur Maßstabilität gehärteter Teile der Faktor Eigenspannungen ausgeklammert, obwohl alle Autoren ihre Messungen an relativ einfach gestalteten Proben vornehmen. Im Bild 3.15 sind die Maßänderungen verschiedener Stähle beim Anlassen in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur aufgetragen. Bei den niedriglegierten Stählen, besonders am Beispiel des 105WCr6, kommen die einzelnen Anlaßstadien deutlich zum Ausdruck. Der Volumenkontraktion infolge der e-Karbidausscheidung im Bereich niedriger Anlaßtemperaturen

3.2. Dimensionsstabilität

von Bauteilen

aus Eisenwerkstoffen

111

folgt durch die Restaustenitumwandlung wieder ein gewisser Volumenzuwachs, ehe dann der fortschreitende Martensitzerfall in der 3. Anlaßstufe zu einer weiteren Volumenverminderung führt. J e nach Restaustenitgehalt, der sowohl von der Härtetemperatur als auch von dem Gehalt an Legierungselementen abhängt, kann es in der 2. Anlaßstufe sogar insgesamt zu einer Volumenzunahme kommen. Die Legierungselemente beeinflussen nicht nur die Höhe des Restaustenitgehaltes, sondern auch seine Zerfallstemperatur. Bei den hochlegierten Stählen, z. B. beim 210CrW46, ist deutlich eine Stabilisierung des Austenits zu beobachten, so daß der positive Volumeneffekt erst bei wesentlich höheren Anlaßtemperaturen auftritt.

1-0,05 i-0,10 -015 200 300 400 500 AniaBternperatur in "C

200 300 400 500 Anlaßtemperaturin °C

1 1 V30 '-HC5 -0,10

-0,15

\ _

\6S0H130

wmh S25HV30 fOOCrö

\59VH'30

vh v 535H TC. 30minx. S32HV30

IQ'ÜOmin Ol S84HV30 >0/ J3S3HV >0

500 Hm429^30 200 300 400 500 600 Anlaßtemperaturin °C

200 300 400 500 Anlaßtemoeratur in °C

Bild 3.16. Längenänderung und Härte HV 30 von verschiedener zylindrischen von Austenitisierungstemperatur abgeschreckter Proben ( 0 16x50) aus C60, 100Cr6, 115CrV3 und 210Cr46 nach zweistündigem Anlassen in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur

Die im Bild 3.15 dargestellten Längenänderungen in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur tragen informatorischen Charakter. Sie orientieren nur auf die Größenordnungen der zu erwartenden Änderungen, denn die Absolutwerte hängen stark von den Wärmebehandlungsbedingungen ab.

112

3. Die Dimensionsstabilität 0 X

metallischer

S30°C/K 'asser '\^(3Vo/0/ i Restausienit) •

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