Volume 59, Issue 5

Kurzfassungen Zur Untersuchung der Morphologie und Wachstumskinetik nitrierter Schichten von Fe-Cr-Legierungen wurden Legierungen mit 4 Gew.-%, 7 Gew.-%, 13 Gew.-% und 20 Gew.-% Cr in einer NH 3 /H 2 -Gasatmosphäre (bei 450 °C, 580 °C und 700 °C) nitriert. Die Untersuchung der Gefügemorphologie der Nitrierschichten wurde mithilfe von Licht- und Rasterelektronenmikroskopie durchgeführt. Die Variation der Elementzusammensetzung in den Nitrierschichten wurde durch Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) bestimmt. Zur quantitativen Beschreibung des Stickstoffdiffusionsprofiles in den Nitrierschichten wurde ein numerisches Modell entwickelt. Die berechneten Stickstoffprofile wurden den gemessenen (ESMA) Profilen angepasst, wobei die folgenden Anpassungsparameter angewendet wurden: Stickstoffoberflächenkonzentration, Löslichkeitsprodukt von Chrom und Stickstoff in der Ferrit-Matrix sowie ein Parameter, welcher die Zusammensetzung des ausgeschiedenen Chromnitrides festlegt. Um die berechneten Profile an die gemessenen anzupassen, wurde zwischen mobilem und immobilem Überschussstickstoff in der Nitrierschicht unterschieden.

Kurzfassungen In der hier vorliegenden Arbeit wurde das Anwendungspotenzial für das Nitrieren in einer intensivierten Glimmentladung untersucht. Als Substratwerkstoff fand die universell einsetzbare Titanlegierung TiAl6V4 Verwendung. Nach Optimierung der Prozessparameter Druck, Gasfluss und Gaszusammensetzung war es möglich, das Nitrieren von Scheibenproben bei höheren Kathodenstromdichten von ca. 25-35 A/m 2 und niedrigen Temperaturen zwischen 600 °C und 700 °C durchzuführen. Dabei wurden dickere Nitrierschichten (Nitrierhärtetiefe ca. 100-200 μm) innerhalb von 6-8 h erzeugt. Das Nitrieren in reinem Stickstoff oder mit einem hohen Stickstoffanteil im Plasma führte zur Ausbildung einer Verbindungsschicht an der Substratoberfläche, die als Diffusionsbarriere für Stickstoff diente. Das Nitrieren mit einem geringen Stickstoffanteil im Plasma führte nur zur Ausbildung einer Diffusionsschicht ohne Verbindungsschicht. Die Modelluntersuchungen im Stift-Scheibe-Test haben gezeigt, dass in diesem Test die Verschleißbeständigkeit der nitrierten Proben deutlich besser als die der unbehandelten ist.

Kurzfassungen Zum Verschleißschutz hoch beanspruchter Bauteile aus dem Bereich des Anlagenbaus, wie z.B. von Bauteilen im Bergbau, in der Zement- und Ziegelindustrie, bei Straßenbau- und Erdbewegungsmaschinen sowie bei Großraumbaggern, werden seit Jahrzehnten Hartauftragungen mit Erfolg eingesetzt. Die technische Weiterentwicklung führt jedoch dazu, dass herkömmliche Werkstofflegierungen den gestellten hohen Anforderungen hinsichtlich der Verschleißbeständigkeit nicht genügen können. Im Rahmen dieser Arbeit wurden vanadincarbidhaltige Legierungskonzepte, die auf dem System Nickel basieren, erarbeitet und untersucht. Es wurde das metallurgische Verhalten von Vanadincarbid in Nickelmatrixwerkstoffen ermittelt. Aus diesen Untersuchungen wurden Pulver- und Fülldrahtlegierungsvarianten für eine Untersuchung der Verarbeitungs- und Beschichtungseigenschaften abgeleitet und hergestellt. Dabei konnte durch homogene Verteilung der Vanadincarbide in der Auftragschweißschicht das Verschleiß- bzw. Korrosionsverhalten wesentlich verbessert werden. Die Anwendung von Vanadincarbid ist auch wirtschaftlich vorteilhaft, da gegenüber dem bisher hauptsächlich angewendeten Wolframcarbid seine Dichte deutlich geringer ist. Damit sinkt das Flächengewicht der Beschichtungen und die Zusatzwerkstoffkosten verringern sich.

Kurzfassungen Die Untersuchungen an geschmiedeten Messern zeigen, dass der stickstofflegierte Werkstoff X30CrMoN15-1 (1.4108) hervorragend die chemischen und technischen Anforderungen an Schneidwaren erfüllt. Gegenüber herkömmlichen rostfreien Stählen weist die stickstofflegierte Variante ausgezeichnete Korrosionseigenschaften und ein sehr gutes Verschleißverhalten auf. Die bemerkenswerten Ergebnisse zur Fertigung, Wärmebehandlung sowie Schneidleistung und Korrosionsbeständigkeit im Wechseltauchversuch werden hier präsentiert. Mit dieser Stahlsorte steht eine ausgezeichnete Stahlqualität für hochwertige geschmiedete Schneidwaren zur Verfügung.

Kurzfassungen Das Härten von Bauteilen ist im Allgemeinen einer der letzten Fertigungsschritte eines mehr oder weniger langen Herstellungsprozesses. Fehler, die beim Härten infolge unzureichender oder falscher Abschreckbedingungen entstehen, können zum Verlust der Teile führen oder eine Nachbehandlung erforderlich machen und verursachen dementsprechende Kosten. Zur Vermeidung unnötiger Kosten kommt es darauf an, die Abschreckwirkung eines Abschrecksystems und gegebenenfalls auch ihre Ortsabhängigkeit sowie die zeitliche Entwicklung dieser Größe zuverlässig zu bewerten. Während zur Beurteilung des Abschreckmediums eine Vielzahl an Labormethoden entwickelt wurden [bspw. 1-7], treten in der Praxis bei der Bewertung der Kühlwirkung des entsprechenden Abschrecksystems (Abschreckmedium und -bad) im Zusammenhang mit der Abschreckeinrichtung Probleme auf. Die Messung von Abkühlkurven zur Beurteilung des Abschrecksystems ist unter industriellen Bedingungen in der Regel nur sehr schwer möglich, da die notwendige Hard- und Software zur Messung meist nicht verfügbar ist. Außerdem existieren oft keine oder nur sehr eingeschränkte Möglichkeiten zur Einbringung von instrumentierten Messproben in das Abschrecksystem. Um hier Abhilfe zu schaffen, wurde ein System von Standardproben entwickelt, mit denen es möglich ist, auf einfache Art und Weise die Abschreckbedingungen in einer Anlage zuverlässig und reproduzierbar durch einfache Härtemessungen beurteilen zu können.

Kurzfassungen Der durch die Wärmebehandlung ausgelöste Bauteilverzug wird im Rahmen eines Teilprojekts des Sonderforschungsbereichs „Distortion Engineering“ an der Universität Bremen auf der Basis lokal asymmetrischer Abschreckvorgänge in gasförmigen Medien analysiert und modellmäßig beschrieben. An geometrisch einfachen Bauteilen wie Ringen aus 100Cr6 und Wellen aus 20MnCr5 wird sowohl das Verzugspotenzial aufgrund (gezielt) asymmetrischer Abschreckung untersucht als auch die Möglichkeiten der Verzugskompensation mittels Gasabschreckung in flexiblen Düsenfeldern aufgezeigt. Für einzelne Bauteile konnte aufgrund der asymmetrischen Abschreckung ein deutlicher Verzug provoziert werden. Bei Bauteilen, deren Verzugspotenzial a priori bekannt war, konnte die asymmetrische Gasabschreckung zur Kompensation des Verzugs verwendet werden.

Kurzfassungen Unsicherheit und mangelnde Kooperation der Fachgebiete kann bei der Festigkeitsgestaltung zu überhöhter Bauteilfestigkeit und damit zu hohen Fertigungskosten führen. Für eine ausreichende aber nicht überhöhte Bauteilfestigkeit leistet die Werkstofftechnik einen wichtigen Beitrag u.a. durch werkstoffgerechte Verfahren zur Randschichtverfestigung. Die Kriterien zur Bemessung der Dauerschwingfestigkeit von Kurbelwellen – wie Lastverhältnis, Kompatibilität von Werkstoff und Randschichtkonzept, Gestaltung der Form von Lagerhohlkehlen sowie werkstofftechnische Potenziale für nachträgliche Steigerung der Bauteilfestigkeit – werden erläutert. Bei der Auswahl von Rohteil und dessen Wärmebehandlung ist besonders auf Fertigungsrisiken und Lebensdauerprognose zu achten. Die Werkstoffpalette für Kurbelwellen wird unter vorgenannten Gesichtspunkten untersucht und es werden neue Werkstoffe vorgestellt. Der Erfolg der gängigen Verfahren zur Randschichtverfestigung – wie Randschichthärten, Festwalzen, Nitrieren oder Kugelstrahlen – hängt entscheidend von Lastverhältnis und Geometrie der Lagerhohlkehlen ab. Fertigungsrisiken und Herstellkosten können durch effiziente Vorgaben für Technologie und Prüftechnik gesenkt werden. Es wird darauf hingewiesen, dass Fehlentscheidungen an interdisziplinären Schnittstellen (Kompetenzlücken) zu ungewollten Veränderungen der Bauteilfestigkeit führen können.

Kurzfassungen Das Besondere des Werkstoffverhaltens bei Hertz’scher Beanspruchung ergibt sich einerseits aus der Tatsache, dass die Gefügeveränderungen unter hohem hydrostatischen Druck ablaufen und andererseits daraus, dass sich während des Prozesses der Wälzermüdung der Ort größter Werkstoffbeanspruchung räumlich und zeitlich verschiebt. Hierbei dreht sich das Hauptspannungssystem. Der Ort der größten Beanspruchung (σ vmax ) liegt unter der Kontaktfläche, zu Beginn des Ermüdungsprozesses senkrecht unter p 0 . Bei überelastischer Beanspruchung treten dort die ersten plastischen Verformungen des Gefüges auf, es entstehen Druckeigenspannungen parallel zur Kontaktfläche. Diese bewirken eine allmähliche Verschiebung des Ortes vonσ vmax in Überrollungsrichtung, der Abstand zur Kontaktfläche wird kleiner. Gleichzeitig dreht die ursprünglich parallel zur Kontaktfläche liegende dominierende Zugspannung in Richtung Kontaktfläche. Untersuchungen zeigen, dass hoher hydrostatischer Druck große plastische Verformungen zulässt, ohne dass im Gefüge Mikrorisse entstehen. Die plastischen Verformungen bewirken einerseits eine Änderung der Eigenspannungen und andererseits auch eine Veränderung der Festigkeit. Das martensitische Gefüge enthält meist 10-15 Vol.-% Restaustenit; ein relativ kleiner Teil des Restaustenits wandelt zu Beginn des Ermüdungsprozesses (Phase 1) infolge der plastischen Verformung in Martensit um. Die Festigkeitssteigerung und die entstehenden Druckspannungen bringen die Gefügeveränderungen annähernd zum Stillstand (2. Phase, sog. Beharrungsphase). Zu Beginn der 3. Phase setzt am Ort größter Beanspruchung eine Beschleunigung der plastischen Verformungen ein, verbunden mit einer beschleunigten Umwandlung des Restaustenits zu Martensit. Gleichzeitig werden makroskopische Form- bzw. Gestaltänderungen beobachtet. Als Erklärung wird angenommen: Infolge der Verlagerung des Ortes größter Beanspruchung und der Drehung des Hauptspannungssystems wird aus den mikroplastischen Verformungen ein makroplastischer Vorgang. Gefügebereiche niedrigerer Festigkeit „fließen“ in Richtung Kontaktoberfläche. Es entstehen infolgedessen die thermodynamischen Voraussetzungen für eine beschleunigte Umwandlung des Restaustenits zu Martensit.