E-Book, Deutsch, 342 Seiten
Gümpel / Bauer / Bogatzky Rostfreie Stähle
6. überarbeitete und erweiterte Auflage 2025
ISBN: 978-3-8169-0130-3
Verlag: expert verlag
Format: EPUB
Kopierschutz: 6 - ePub Watermark
Grundwissen, Konstruktions- und Verarbeitungshinweise
E-Book, Deutsch, 342 Seiten
ISBN: 978-3-8169-0130-3
Verlag: expert verlag
Format: EPUB
Kopierschutz: 6 - ePub Watermark
Das Buch gibt einen Überblick über die metallkundlichen Grundlagen auf dem Gebiet der nichtrostenden Stähle und über das Einsatzverhalten dieser Werkstoffe. Es werden die notwendigen Hinweise für die Konstruktion und Verarbeitung von nichtrostenden Stählen gegeben. Einen Schwerpunkt stellt hierbei das Korrosionsverhalten dieser Werkstoffe dar.
Prof. Dr.-Ing. Dr. h.c. Paul Gümpel ist ausgewiesener Experte für nichtrostende Stähle und als Berater für das Labor für Werkstofftechnik am Institut für Werkstoffsystemtechnik Thurgau der Hochschule Konstanz tätig.
Die Autor:innen haben langjährige Erfahrungen auf dem Gebiet der rostfreien Stähle und Korrosion aus Wissenschaft und Praxis.
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1.3 Einteilung der nichtrostenden Stähle
Für die Entstehung und zur Stabilisierung der Passivschicht enthalten alle nichtrostenden Stähle einen hohen Chromgehalt, der zusammen mit weiteren Legierungselementen wie Nickel, Molybdän u.s.w. Einfluss auf die Gefügeausbildung und auch auf die Eigenschaften nichtrostender Stähle nimmt. Dabei bestimmen Legierungselemente in unterschiedlicher Weise den Gefügeaufbau der Stähle, durch den die Gebrauchs- und auch die Verarbeitungseigenschaften festgelegt werden. Bei reinem Eisen existieren im festen Zustand in Abhängigkeit von Temperatur und Druck zwei Gitterformen. Bei Normaldruck und tiefen Temperaturen existiert im Gleichgewichtszustand der kubisch-raumzentrierte Ferritkristall (a-Eisen) und bei höheren Temperaturen > 906 °C bis ? 1392 °C der kubisch-flächenzentrierte Austenitkristall (?-Eisen). Bei Temperaturen ? 1392 °C wird das Austenitgitter dann wieder in ein kubisch-raumzentriertes Gitter, dem sogenannten d-Ferrit, umgewandelt, bevor es dann bei 1592 °C schmilzt. Diese Umwandlungstemperaturen werden durch die hohen Legierungsgehalte in den nichtrostenden Stählen verschoben, was dazu führt, dass bei den meisten hochlegierten nichtrostenden Stählen zwischen Raum- und Schmelztemperatur keine Umwandlung mehr eintritt und man in diesem Fall von austenitischen oder ferritischen Stählen spricht. In der Konsequenz einer fehlenden Gitterumwandlung können diese Werkstoffe, anders als Konstruktions- und Werkzeugstähle, nicht über eine klassische Wämebehandlung gehärtet werden. Je nach Legierungsgehalt und daraus resultierender Gitter- bzw. Gefügestruktur lassen sich die nichtrostenden Stähle in folgende vier Hauptgruppen unterteilen: ferritische Stähle martensitische Stähle austenitische Stähle ferritisch-austenitische Stähle Diese Gefügezustände sind exemplarisch in Abb. 1.4 dargestellt. Von diesen Gruppen sind nur die martensitischen Stähle härtbar. Insgesamt lassen sich bei allen Gruppen die Gefüge und auch die Eigenschaften der Werkstoffe durch Wärmebehandlungen beeinflussen und der Anwender hat damit viele Möglichkeiten die Eigenschaften des eingesetzten Werkstoffes optimal an den jeweiligen Anwendungsfall anzupassen. Beispiele für typische Gefügeausbildungen verschiedener Stahlsorten, nach [2, S. 5] Den unterschiedlichen Gefügen können kennzeichnende Eigenschaften zugeordnet werden. Die Einteilung der nichtrostenden Stähle wird daher auch aufgrund dieser sortentypischen Merkmale vorgenommen. 1.3.1 Abhängigkeit der Gefügeart von den Legierungselementen
Entsprechend der Wirkung von den einzelnen Legierungselementen auf den Kristallaufbau wird zwischen ferritbildenden und austenitbildenden Elementen unterschieden. Chrom, das in den gebräuchlichen nichtrostenden Stählen mit etwa 10 bis 30 % enthalten ist, gehört zu den Ferritbildnern. Im Zustandsschaubild Eisen-Chrom (Abb. 1.5) nimmt die a-Phase einen breiten Raum ein, während das Austenitgebiet (?-Phase) eingeschnürt wird (Abb. 1.6). Das Zustandsschaubild Eisen-Chrom mit Auflistung der ferritbildenden Legierungslemente, nach [2, S. 6] Molybdän, das die Korrosionsbeständigkeit in reduzierenden Medien und insbesondere gegen Lochkorrosion in halogenidhaltigen Lösungen verbessert, wirkt ebenso wie Chrom ferritbildend. Wolfram wirkt ähnlich wie Molybdän und wird einigen Stählen zugegeben. Silicium, ein weiterer Ferritbildner, ist in den Stählen üblicherweise unter 1 % enthalten. In hitzebeständigen Stählen erhöht Silicium die Zunderbeständigkeit (Gehalte ca. 2 % Si). Höhere Siliciumgehalte bis rd. 5 % Si sind in Sonderstählen, z. B. für den Einsatz in hochkonzentrierter Salpetersäure, zu finden. Die Carbid- und Nitridbildner Titan, Niob, Vanadin und Wolfram stabilisieren den ferritischen Mischkristall in zweifacher Weise, indem sie selbst ferritbildend wirken und indirekt, in dem sie die starken Austenitbildner Kohlenstoff und Stickstoff binden. Nickel, neben Chrom das wichtigste Legierungselement in austenitischen Stählen, bildet mit Eisen eine lückenlose Reihe von ?-Mischkristallen (Abb. 1.6) und zeigt damit eine ausgeprägte austenitbildende Wirkung. Zustandsschaubild Eisen-Nickel mit Auflistung der wichtigsten austenitbildenden Legierungselemente, nach [2, S. 7] Mangan wird bis zu Gehalten von etwa 2 % eine leicht austenitstabilisierende Wirkung zugeschrieben. Bei höheren Gehalten z. B. über 5 % wirkt es bei der Erstarrung eher ferritbildend, stützt dagegen im festen Zustand den austenitischen Mischkristall gegen die diffusionslose Umwandlung in Martensit. Kohlenstoff und Stickstoff erweitern als starke Austenitbildner ebenso wie Nickel die Ausdehnung des ?-Gebietes im System Eisen-Chrom (Bilder 1.7a bis 1.7c). Aufgrund der starken Wirkung von Kohlenstoff und Stickstoff können übliche ferritische Stähle auch schon bei relativ niedrigen Gehalten an diesen Elementen (0,1 % C+N), aber auch an Nickel, bei höheren Temperaturen ein Mischgefüge aus Ferrit und Austenit aufweisen. Nach der Abkühlung liegt dann durch die Umwandlung von Austenit in Martensit bei Raumtemperatur neben dem ferritischen Grundgefüge auch eine entsprechende Menge an Umwandlungsgefüge vor. So entstehen härtbare Stähle, die je nachdem wie das Austenitgebiet erweitert wurde als kohlenstoff-, stickstoff- oder nickelmartensitische Stähle bezeichnet werden. Verschiebung der (a+?)/ ? -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Nickel, nach [2, S. 8] Verschiebung der (a+?)/ ? -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Kohlenstoff, nach [2, S. 8] Verschiebung der (a+?)/ ? -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Stickstoff, nach [2, S. 9] Im Bestreben, die unterschiedlichsten Einflüsse der Legierungselemente auf den zu erwartenden Gefügezustand des Vielstoffssystems nichtrostender Stähle abschätzbar zu machen, hat es nicht an Versuchen gefehlt, die Zusammenhänge in einem einfachen Diagramm darzustellen. Das Gefügeschaubild von Strauss und Maurer (Abb. 1.8) und die darin vorgenommene Einteilung für Chrom-Nickel-Stähle mit etwa 0,2 % C hat sich dabei als guter Ansatz erwiesen. Gefügeschaubild nach Strauss und Maurer für Cr-Ni-Stähle mit 0,2 % C, nach [2, S. 9] Ein verfeinertes Werkzeug zur Einordnung des Gefügezustandes in Abhängigkeit vom Legierungsgehalt der Stähle liefert das Schaeffler-Diagramm (Abb. 1.9). Im Schaeffler-Diagramm wird die kombinierte Wirkung der Legierungselemente als Äquivalente von Chrom und Nickel in ihrer ferrit- und austenitbildenden Wirkung berücksichtigt. Der Gefügezustand nach der Abkühlung von hohen Temperaturen kann dann abgeschätzt werden. Das Schaeffler-Diagramm wird insbesondere in der Schweißtechnik zur Abschätzung der Gefügebestandteile vom niedergeschmolzenen Schweißgut verwendet. Gefüge-Diagramm nach Schaeffler für Schweißgut, nach [2, S. 10] 1.3.2 Einfluss der Wärmebehandlung auf die Einstellung des Gefüges
Die Einstellung eines rein ferritischen Gefüges durch eine Wärmebehandlung setzt niedrigste Gehalte an Stickstoff und Kohlenstoff voraus. Wie schon gezeigt, hinterlassen Gehalte um 0,1 % C+N nach dem Erwärmen immer dann Spuren von Umwandlungsgefügen, wenn bei der Herstellung/Verarbeitung der ?-Phasenraum oder das Zweiphasengebiet (a+?) erreicht wird. Der Ferrit wird dort teilweise oder mit zunehmendem Kohlestoffgehalt nahezu vollständig in Austenit umgewandelt, dieser wird bei der Abkühlung in Martensit umgewandelt. Daher sind superferritische Stähle als Stähle mit sehr hohen Chromgehalten und rein ferritischem Gefüge nur durch Zugabe von Molybdän und bei niedrigsten Kohlenstoff- und Stickstoffgehalten von höchstens je 0,015 % und zusätzlicher Stabilisierung durch Niob oder Titan herstellbar. Andererseits ist eine vollständige Austenitisierung bei hohen Temperaturen zur Erzielung eines reinen martensitischen Gefüges erst bei höheren Gehalten an Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Nickel möglich (Abb. 1.10). Korrelation der Gehalte an Chrom, Kohlenstoff und Nickel sowie Glühtemperatur, Kohlenstofflöslichkeit und Gefügeausbildung, nach [2, S. 11] So hat ein 13 %-Chromstahl mit 0,15 % C bei 950 °C einen vollständig austenitischen Zustand. Ein 17 %-Chromstahl muss mindestens 0,30 % gelösten Kohlenstoff enthalten und auf 1100 °C erhitzt werden, um vollständig zu austenitisieren. Dies ist die Voraussetzung für das Härten und Vergüten der 13–17%igen Chromstähle. Bei diesen als martensitische Chromstähle bezeichneten Werkstoffen mit Kohlenstoffgehalten von 0,10–0,45 % kann durch Vergüten (Härten und Anlassen) eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Zähigkeit eingestellt werden. Stähle mit Kohlenstoffgehalten von mehr als 0,40 % werden nach dem Härten bei 200–350 °C nur entspannt, um ein Mindestmaß an Zähigkeit unter Beibehaltung großer Härte zu erhalten. Grundsätzlich haben die kohlenstoffhaltigen Stähle...
