Materialekendskab. Stål generelt. - Materials.dk

Efteruddannelse i Materialeteknologi • Kursus S1/A 

Materialekendskab 

Stål generelt 

Kursusmateriale udviklet under lov 271 om efteruddannels e 

i et samarbejde melle m 

Danmarks Ingeniørakademi, Teknologisk Institut , 

FORCE Institutterne, Forskningscenter Risø m.fl . 

1991

Materialekendska b 

Stål generelt 

1 . udgave, 2 . oplag, 200 3 

©Undervisningsministeriet - lov 27 1 

Grafisk design : 

Grethe Jensen og Inger Vede l 

Tryk : 

Rødgaard grafisk produktio n 

Teknologisk Institut 

Forlaget 

ISBN 87-7756-144- 9 

Kopiering i uddrag tilladt med kildeangivelse

Materialekendskab - stål generelt 

Forord 7 

1 Historie 1 1 

2 Anvendelse 1 7 

Behandles i Sl-B og i S1- C 

3 Fremstilling 1 8 

3 .1 Højovnsprocessen 1 8 

3 .2 Elektrostålfremstilling 2 0 

3 .3 Skemetallurgi 2 3 

3 .4 Støbning 2 3 

4 Metallurgi 2 5 

4 .1 Metallernes krystalstruktur 2 5 

4 .1 .1 Definition af rene metaller 25 

4 .1.2 Krystalopbygning i rene metaller 26 

4 .1 .3 Legeringers opbygning 29 

4 .1 .4 Krystalopbygning i tekniske legeringer 30 

4.2 Tilstandsdiagrammer og faseomdannelser 3 1 

4 .2 .1 Tilstande/faser og faseomdannelser 3 1 

4 .2.2 Simple binære tilstandsdiagrammer 32 

4 .2 .3 Jern-kulstofdiagrammet 4 1 

4.3 Legeringselementernes indflydelse 47 

4 .3 .1 Klassificering af jern-kulstoflegeringer efte r 

legeringsmængde 48 

4 .3 .2 Legeringselementernes art og betydning 5 1 

4.4 Styrkeøgningsmekanismer 5 6 

4 .4.1 Mikroskopiske ændringer som baggrund for styrkeøgning 5 6 

4 .4.2 Styrkeøgning ved legering/opløsningshærdning 5 7 

4 .4 .3 Styrkeøgning ved legering/faseudskillelse 5 8 

4 .4.4 Styrkeøgning ved kolddeformation (deformationshærdning) 60 

4 .4 .5 Styrkeøgning ved deformationsældning 6 1 

4 .4 .6 Styrkeøgning ved kornforfining 62

4 .4 .7 Styrkeøgning ved modningshærdning 63 

4 .4 .8 Styrkeøgning ved dispersionshærdning 64 

4 .4 .9 Styrkeøgning ved fiberforstærkning 6 4 

4 .4.10 Styrkeøgning ved faseomdannelse 64 

4 .5 Varmebehandling 6 6 

4 .5.1 Formålet med varmebehandling 66 

4 .5.2 Faseomdannelser og faseomdannelsesdiagrammer 6 7 

4 .5.3 Varmebehandlinger ved temperaturer ove r 

austenitiseringstemperaturen 76 

4 .5.4 Varmebehandlinger ved temperaturer under 

austenitiseringstemperaturen 83 

4.5.5 Hærdning af overflader 8 5 

5 Fysiske og mekaniske egenskaber 8 8 

5 .1 Mekaniske egenskaber 8 8 

5.1 .1 Slagpåvirkninger 9 3 

5.1 .2 Udmattelsespåvirkninger 9 4 

5.1 .3 Krybning 9 7 

5 .2 Fysiske egenskaber 9 8 

5.2.1 Varmeegenskaber 9 8 

5.2 .2 Elektriske egenskaber 9 9 

6 Legeringstyper 10 1 

Behandles -i Sl-B og i S1-C 

7 Prøvning 10 2 

7 .1 Faktorer der påvirker provningsresultatet 10 3 

7.2 Prøvningsforskrifter 10 5 

7.3 Mekaniske provningsmetoder - en oversigt 10 6 

7.4 71raekprovning 108 

7.5 Charpy slagsejhedsprøvning (V-kærv) 11 3 

7.6 Udmattelsesprøvning 11 6 

7.7 Hårdhedsmåling 11 8 

7.7.1 Hårdhedsmåling efter Vickers 11 9 

7.7.2 Hårdhedsmåling efter Brinell 122 

7.7.3 Hårdhedsmåling efter Rockwell 124

7.8 Brudmekanisk provning 126 

7.9 Ikke destruktive provningsmetoder - en oversigt 129 

7.10 Metallografiske provningsmetoder 133 

7 .11 Kemiske analysemetoder 134 

7.11 .1 Spektralanalyse 134 

7.11 .2 EDXRF 135 

7.11 .3 EDX 136 

8 Dokumentation (certifikater) 137 

Behandles i Sl-B og S1-C 

9 Fordele/ulemper 138 

9 .1 Overbelastningsbrud 140 

9.1 .1 Sejt overbelastningsbrud 140 

9.1 .2 Kløvningsbrud 142 

9.1 .3 Interkrystallinsk brud 144 

9 .2 Udmattelsesbrud 144 

9 .3 Sprodhedsformer 149 

9 .4 Krybning 150 

9 .5 Slid 15 1 

9 .6 Korrosion 153 

10 Leveringsformer 156 

Behandles i Sl-B og i Sl- C 

11 Prisforhold 15 7 

Behandles i Sl-B og i Sl- C 

Stikord 158

Forord 

Denne lærebog indgår i et omfattende, modulopbygget system 

af efteruddannelseskurser, »Efteruddannelse i Materialeteknologi«, 

som har til formål at ruste dansk erhvervsliv til at 

arbejde optimalt med såvel nye som kendte materialetyper. 

Systemet dækker således alle materialetyper fra støbejern , 

..tål, rustfrit stål, aluminium og diverse metallegeringer over 

plast, fiberforstærket plast og sandwichmaterialer til keramiske 

og pulvermetallurgiske materialer . For hver materialetype 

vil der være kurser i relevante emner som grundlæggende 

materialekendskab, materialevalg, forarbejdning og 

konstruktion, nedbrydningsformer og tilstandskontro l 

m.m.m . 

Tanken med det modulopbyggede efteruddannelsessyste m 

er, at virksomheder - eller enkeltpersoner - har mulighe d 

for at sammensætte et kursusforløb som er tilpasset det aktuelle 

behov, hvad enten det drejer sig om at gå i dybde n 

med et materialeområde, eller man ønsker at udvide sin e 

kvalifikationer til flere materialetyper f .eks. inden for e t 

emne som forarbejdningsprocesser . Det er naturligvis vore s 

håb, at denne lærebog enten i forbindelse med det pågældende 

kursus - eller ved selvstudium - vil være et godt bidrag 

til en sådan opgradering af kvalifikationerne hos de n 

enkelte . 

For at bogen kan tjene både som kursusmateriale, opslags - 

bog og kilde til supplerende viden, er den forsynet me d 

mange figurer, der underbygger teksten, samt margentekste r 

og index, der letter opslag. Visse afsnit i teksten vil være for - 

synet med en tyk sort streg langs margin som indikation af , 

at det pågældende afsnit specielt henvender sig til læser e 

med ingeniørmæssig baggrund el .lign .. I forbindelse me d 

kurser vil bogen blive ledsaget af en arbejdesmappe indeholdende 

supplerende materialer, øvelsesvejledninger, op - 

gaver m .v. 

Kurserne er udviklet i et konsortium bestående af Danmarks 

Ingeniørakademi (maskinafdelingen), Dansk Teknologisk 

Institut, FORCE Institutterne og Forskningscenter RISØ 

samt en række danske virksomheder . I denne forbindelse 

7

skal der lyde en tak til de mange rundt omkring i virksomhederne, 

der har bidraget til udviklingsarbejdet i form a f 

klarlægning af behov og løbende vurdering af materialet ve d 

deltagelse i følgegrupper m .v. (ingen nævnt - ingen glemt!) . 

Udviklingsarbejdet er foretaget med støtte fra Undervisningsministeriet 

(Lov 271 - Lov om Efteruddannelse) og her - 

under har Indsatsgruppen for Materialeteknologi samt d e 

tilknyttede referee's ligeledes ydet en god indsats med henblik 

på afstemning mellem erhvervslivets behov og materialets 

indhold . 

Taastrup, september 1991 

På konsortiets vegne - 

Lorens P. Sibbesen 

(projektadministrator ) 

8

Forord til S1 /A 

Modulet S1, »Materialekendskab - stål, højstyrkestål & støbe - 

jern« er af praktiske grunde opdelt i : 

S1/A : Materialekendskab - stål, højstyrkestål & støbejern 

(generelt ) 

S1/B : Materialekendskab - stål, højstyrkestål & støbejern 

(konstruktion) 

Si/C : Materialekendskab - stål, højstyrkestål & støbejern 

(værktøj ) 

Til hver af disse delmoduler er der udarbejdet en lærebog . 

Den foreliggende bog udgør sammen med en arbejdsmappe 

det kursusmateriale, som anvendes i S1-A . 

S1-A er en introduktion til jernmetallerne . I overensstemmelse 

hermed gennemgår bogen den grundlæggende metallære, 

som danner basis for kendskab til de ståltyper, som an - 

vendes i konstruktion og/eller til emnefremstilling (Sl/B) o g 

til værktøjsfremstilling (S1/C) . 

Ved udarbejdelsen af materialet har flg. forfattere medvirket : 

Kim Glavind Rasmussen, Erik Ravnborg, Mariann e 

Schmidt, Kirsten Arndal Rotvel, Vagn Nielsen, Asger Sturlason, 

Dansk Teknologisk Institut og Helga Weise, Force Institutterne. 

Århus, september 199 1 

Kirsten Arndal Rotvel Kim Glavind Rasmussen 

Civilingeniør Civilingeniør 

9

Historie 1 

Kongen havde imidlertid et sværd, som hed Skrep og var s å 

ualmindelig hvast, at det med et hug kløvede, hvad det skul - 

le være, der var ikke den ting, som var så hård, at den kun - 

ne stå sig for dets æg . 

Videre hedder det i Saxos drabelige fortælling om kong Ver - 

mund og sønnen Uffe . 

Kæmpen kunne for skams skyld ikke andet end efterkomme 

opfordringen og rykkede ham nærmere på livet, hvorp å 

Uffe hug ham tværs over med sit første hug. Da Vermund 

hørte det, kom der liv i ham . . . 

Denne beretning, hvor sakserhæren blev drevet tilbage, e r 

vel blandt de allerførste, der understreger stålets betydning i 

Danmark . 

Stålets historie tager sit udspring i Indien 3-4000 år tilbage. 

Det fik historisk betydning i Lilleasien hvor, krigerfolket 

Hetitterne baserede krigskunsten herpå, senere Romerriget . 

Ud over våben har stål og jern haft betydning for en lan g 

række dagligting men, stål var dengang et meget kostbar t 

materiale, hvilket kan ses af, at et godt sværd kostede de t 

samme som en bondegård . 

Fremstillingsmetoderne har været baseret på reduktion af 

malm ved hjælp af trækul, og gennem tiden har man udviklet 

smelteprocesser, som i kraft af deres effektivitet har gjor t 

stålet mer og mer tilgængeligt . 

Højovnen, hvis historie går tilbage til middelalderen, kende - 

tegner denne udvikling . 

På fig . 1 .1 og 1 .2 ses til sammenligning en middelalderovn 

og en moderne højovn . 

Jern- og stålproduktionen var helt op til år 1850 baseret p å 

jernmalm, som reduceredes og smeltedes ved hjælp af træ - 

kul og blæseluft . 

Ved reduktion forstås, at malmens ilt fjernes som kulilte under 

forbrug af kulstof . 

11 

Stålets betydnin g 

Fremstillingsmetodern e 

Højovne n 

Jern- og stålproduktionen va r 

baseret på jernmal m

Fig . 1 . 1 

Trækuls-højovn, som blev brugt i 

Europa i flere århundrede . 

~~ N 

4r'"r 

Råjern indeholder ca. 3% kulstof . Når dette kulstofindhol d 

bringes ned ved yderligere reduktion til omkring 1% eller 

mindre, taler vi om stål . 

Generelt er stål sejt, mens jern er sprødt . Her menes råjern 

eller støbejern, ikke at forveksle med grundstoffet jern, Fe . 

Stålfremstillingen begyndte i esser og digler og tog fart mid t 

i forrige århundrede med den såkaldte Bessemer-pære, hvor 

Råjernet omdannedes ved hjælp råjernet omdannedes ved hjælp af blæseluft, som ledte s 

af blæseluft gennem det flydende råjern . 

Herved fjernedes kulstof, hvorved jernet omdannedes, konverteres, 

til stål, se fig. 1 .3 . 

I 1879 forbedredes processen ved den såkaldte Thomaskonverter. 

I denne proces indgik kalk, hvorved det skadelige 

stof fosfor P, som indgår i malmen, kunne nedbringes væsentligt 

. 

Stålfremstilling i dag sker ved hjælp af flere mulige proces - 

ser, som skematisk er vist på fig . 1 .4 . 

12

Sinter (Malm ) 

Koks 

Kalksten 

Fig . 1 . 2 

Højovn med luftforvarmer. 

Højovn 

Råjern 

Gigtklokke 

itluY4s 

•1~ 1700° C ~t 

1500° C 

1400° C 

Gigtgas 

Varm luft 

fil 4—900 ° C 

lagg¢ 

Gigt - 

-' ga s 

Luft 

Luft - 

forvarme r 

1■1 1 111111111111 ■ 

Skorste n 

Kold luft fr a 

blæsekabine 

Fig . 1 . 3 

Bessemeres Pære fra Bessemers 

eget stålværk bygget ca . 1857 . 

Oxygenblæsning, dvs . blæsning med ren ilt, er meget an- Blæsning med ren ilt 

vendt . Her kan f .eks . 300 t råjern omdannes til stål på 2 0 

min . 

Under processen sker der en afbrænding af kulstof, hvorve d 

der dannes kuloxider. 

Gasudviklingen, som sker i stålet, fører til kraftig omrøring , 

13

Friskningsproce s 

(Konverterproces) 

Chargering 

Flydende råjern : 70-100 % 

Skrot, jernsvamp : 0-30% 

0-70 % 

30-100% 

Smelteproce s 

(Herdproces ) 

Chargering 

0 % 

100% 

Oxygenblæsning Flammeopvarmning Elektrisk opvarmning 

OBM-konverter LD-konverter 

Gammelt jer n 

SM processe n 

Lysbueovnen 

Fosfo r 

Svovl 

Siemens - 

Martin-ovn Lysbueovn Induktionsov n 

Sti gende oxygenpartialt ry k 

Fig . 1 . 4 

Systematisk opstilling af stålfremstillingsprocesserne (Ref . 2) 

som godt kan sammenlignes med kulsyreudviklingen i en 

sodavand, der rystes . 

Gammelt jern, også kaldet skrot, kan genbruges ved smeltning, 

og her er der også med henvisning til fig . 1 .4 flere processer 

at vælge imellem . 

I SM processen, hvilket er forkortet for Siemens-Martin processen, 

smeltes ved hjælp af gas eller oliebrændere . Procestider 

er typisk 8 timer. 

I lysbueovnen smeltes derimod ved hjælp af elektricitet . 

Energitilførsel til skrottet sker fra lysbuer, næsten som det e r 

kendt fra svejseelektroder . 

Her er elektroderne grafitstænger, og charger på 100 t kan 

fremstilles fra 2-3 timer. 

Disse smelteprocesser kan nedbringe fosfor men også i et 

vist mål svovl, S . 

Induktionsovnen Induktionsovnen er derimod en ren smelteovn, hvor de n 

kemiske sammensætning af smelten ikke påvirkes væsentligt . 

14

Udstøbning af det flydende stål kan ske ved blokstøbning eller 

ved strengstøbning som, er taget i anvendelse i vor tid . 

Blokstøbning er vist på fig . 1 .5 og strengstøbning på fig . 1 .6 . 

Flydend e 

stå l 

Størknet 

stål 

Vandkølin g 

Transportrulle r 

Strengstøbning giver generelt større udbytte end blokstøbning, 

hvor den såkaldte lunker, en sugning i toppen, må 

skæres bort . 

Efter nedkøling og genopvarmning til valsetemperatur, ca . 

1250°C, kan blokkene f .eks. valses til stålplader i et valse - 

værk, som skematisk er vist på fig . 1 .7. 

15 

Blokstøbnin g 

Strengestøbnin g 

Fig . 1 . 5 

Blokstøbnin g 

Fig . 1 . 6 

Strengstøbnin g 

Valsevær k

Referencer 

1 Borris Pedersen og Mogens Rasmussen : Materialelære, Erhvervsskolernes 

Forlag, Odense 1990 . 

2 Knud Aage Thorsen : Stål, Dansk Kemi 1980. 

16

Anvendelse 2 

For stål, højstyrkestål og støbejern behandles dette emne i 

kompendium S1-B og for værktøjsstål i kompendium S1-C . 

17

3 

3 . 1 

Råmaterialerne 

Betegnelse Kemisk 

forbindelse 

Magnetjernsten 

Rød - 

jernsten 

Brunjernsten 

Spat - 

jernsten 

Findsted 

Fe 3O 4 Kiruna , 

Sverige 

Fe 2O 3 Wabana, 

USA 

2Fe2O3 , 

3H2O 

Bilbao 

Spanien 

FeCO 3 Sigerland , 

Tyskland 

Fremstilling 

I fortsættelse af introduktionen i 1 . kapitel foretages en gen - 

nemgang af de moderne produktionsudstyr til fremstillin g 

af stål, med vægt på procesforløb og de dermed forbundn e 

metallurgiske karakteristika . 

Hojovnsprocesse n 

Til råjernsfremstilling anvendes jernmalm, koks og kalksten 

og jernmalmen gerne i en oparbejdet form . 

Jernmalmen findes i forskellige kemiske forbindelser, hvilke t 

fremgår af tabel 3 .1 . 

Tabel 3 . 1 

Eksempler på jernmalme og deres sammensætninger (Ref . 1 ) 

Fe 

Malmens sammensætning i 

Gangarter 

Mn P 

Kvart s 

SiO 2 

Lerjord 

Al 2O3 

Kalk 

CaO 

59-67 0,04-0,02 0,2-2,5 0,1-7 0,3-1,2 1,7-8, 5 

47-51 0,15-0,25 0,8-1 .0 12-16 4,7-5.5 2,5-3,4 

49-53 0,5-0,9 0,02-0,04 10-14 1,4-1,8 0,5-0, 7 

33-38 6,5-7,5 - 0,012 7-10 0,1-0,4 0,5-0,8 

Det ses, at jernprocenten varierer meget fra malm til malm , 

og det bemærkes, at mangan, Mn, og fosfor, P, indgår i mal - 

mens sammensætning . 

Desuden indgår gangarter, som er følgestoffer bestående af 

kvarts, ler og kalk . 

Malmen opkoncentreres Inden malmen sættes på højovnen, sker en opkoncentrerin g 

blandt andet ved en sinterproces, hvilket er en brændin g 

under reducerende forhold . 

18

I højovnen reduceres malmen med kulstof i form af koks . 

Reduceringsprocesserne er komplicerede og temperaturafhængige 

. 

Deri kemikyndige kan have glæde af at læse de kemiske 

reaktioner til højre på fig. 3 .1 . 

Skakt 

Kulsæ k 

Rast 

-1000°C CaCO 2 —► CaO + CO , 

CO 2 + C --2C O 

FeO+CO~Fe+CO Z 

MnO + C —+[Mn] op , + C O 

SiO 2 + 2C -0[5i4 1 + 2CO 

a) Indblæsning af forvarmet luft 

b) Tappehul for slagg e 

c) Tappehul for jer n 

Højovnen chargeres med oparbejdet malm, koks og kalk 

lagvis . 

Forvarmet blæseluft sendes ned i hundregionen gennem dy - 

ser, som står i forbindelse med en ringledning . Helt i bun - 

den er taphullet for jern, og lidt højere taphullet for slagge . 

19 

Fig . 3 . 1 

Principskitse af højovn (Ref . 2 ) 

Højovnen chargere s 

Forvarmet blæseluf t

Den varme gas, som kaldes gigtgas, trækkes af for oven og 

anvendes til at forvarme blæseluften . 

I højovnens bund, hvor temperaturen når 1800°C, sker e n 

kraftig smeltning, og her beskytter den kalkholdige slagge 

mod oxidation . Slaggen har også til formål at fjerne fosfor. 

Det flydende råjern har under processen optaget silicium o g 

Typisk sammensætning svovl, hvorved en typisk sammensætning kan være som vis t 

i tabel 3 .2 . 

Massestå l 

3 .2 

Tabel 3 .2 Typiske kemiske sammensætninger for råjern og 

konstruktionsstål . 

%C %Si %Mn %P %S %Fe 

Råjern 3,5-4,5 ca. 4 ca . 4 0,3 0,1 rest 

Stål 0,2 0,3 0,3 0,03 0,03 rest 

Hosstående er en typisk analyse for et konstruktionsstål anført 

til sammenligning . 

Denne kemiske sammensætning kan opnås i en LD konverter 

under nedblæsning af kulstof med ilt og under passende 

tilsætning af ferrolegeringer, jf. kapitel 1 . 

Konverterstål betegnes også massestål - store mængder - og 

stor produktivitet . 

Kombinationen højovn og konverter danner grundlaget for 

vel den væsentligste del af verdenstonnagen, men falder talen 

på konstruktionsstål, maskinstål og især værktøjsstål , 

indtager elektroovnen en væsentlig rolle . 

Elektrostå Ifremsti I ling 

Elektroovnen er allerede omtalt i kapitel 1, men lad os her s e 

på de metallurgiske muligheder, som ovnen byder på og , 

hvordan stålets ønskede sammensætning opnås . Chargen 

består af en passende kombination af : 

• skro t 

• råjern, fast eller flydende 

• evt . kok s 

• malm eller anden jernoxid, f.eks. glødeskaller 

• kalk 

Ovnen er vist i tre forskellige arbejdssituationer på fig. 3.2 . 

20

Fig . 3 . 2 

Chargering, udtagning af prøve til analysebestemmelse, tapning i e n 

ske, afslagning i slaggepotte . 

Chargeringer sker ofte af 3 gange til en samlet chargevæg t 

på 50-200 t . 

Smelteprocessen, som sker ved tilførsel af energi via grafit - 

elektroder, afsluttes med raffinering også kaldet ferskning, 

hvor kulstoffet bringes ned på det ønskede niveau ved oxidation 

ved hjælp af det tilsatte malm eller ved hjælp af en 

iltlanse, som fører ren ilt ned i stålet . Herved sker der en 

kraftig omrøring under udvikling af kuloxider. 

I ovnen bringes tillige fosforindholdet ned, oftest unde r 

0,03%, hvilket sker ved reaktion med den kalkholdige slagge 

21 

Smelteprocesse n

Fosfo r 

Svov l 

Justering af manganindholdet 

Silicu m 

Kvælstof 

Brint 

under oxiderende betingelser ved relativ lav temperatur. 

Afslagning forhindrer fosforreversion til stålet . 

Fosfor binder sig normalt til kalken i slaggen, men kan under 

visse forhold forskydes tilbage i det smeltede stål . 

Svovl lader sig mindre villigt fjerne i ovnen ved svovlraffinering, 

som kræver høj temperatur, kalk og reducerende forhold . 

I erkendelse heraf fjernes svovl ofte udenfor ovnen ved såkaldt 

skemetallurgi, se afsnit 3 .3 . 

Inden stålet tappes, kan justering af manganindholdet ske 

ved tilsætning af ferromangan . 

De legerede stål bringes på tilsvarende vis nær det ønsked e 

ved tilsætning af ferrolegeringer til ovnen . 

Før eller under tapningen tilsættes yderligere ferrolegeringe r 

til skeen, som stålet tappes i . 

Silicium bør for de legerede stål være ca. 0,3% . Dette tilsætte s 

for at berolige stålet, hvilket opnås ved en kemisk reaktion 

mellem den opløste ilt og kuloxid, som findes i stålet, o g 

den tilsatte silicium . Dette gøres for at undgå gasudvikling 

under støbningen . 

Visse stål beroliges med aluminium, hvilket binder sig kraftigt 

til ilt, eller først med silicium og så aluminium . Stål behandlet 

således kaldes dobbeltberoligede . 

En væsentlig del af desoxydationsprodukterne havner i slaggen, 

som beskytter ståloverfladen mod iltning . 

Rækkefølgen af tilsætningen af ferrolegeringer er helt afgørende, 

eksempelvis vil bor B danne boroxid, hvis iltniveauet 

er for højt. Borlegeret stål skal indeholde opløst bor i de n 

rette mængde . 

Elektrostål indeholder kvælstof i noget større mængder end 

stål fra andre stålfremstillingsmetoder, fordi luftens kvælstof 

spaltes til atomart kvælstof i lysbuerne og opløses i stålet . 

Stålet kan dog beskyttes mod yderligere optagelse unde r 

tapning og støbning. 

Endelig har den tredie opløste gas brint, betydning for kvaliteten, 

idet brint kan forårsage brintrevner . Varmlagring kan 

dog forhindre dette . 

En sidste justering af analysen kan ske under efterbehandlingen, 

under den såkaldte skemetallurgi . 

22

Skemetallurgi 3 . 3 

Efterbehandling af stålet med sigte på at opnå en ønsket kemisk 

analyse kan foretages i skeen, inden stålet støbes . 

Afsvovling kan ligeledes foretages i skeen under tilsætning Afsvovlin g 

af kalk og evt . kalcium-silicium . 

Processen forløber under argoninjektion via en lanse . Herved 

opnås foruden afsvovling en homogenisering af det fly - 

dende stål . 

Værktøjsstål vacuumbehandles ofte . 

Skeen anbringes i et stort kammer, som pumpes ned til lav e 

tryk, hvorved de før omtalte uønskede opløste gasser reduceres 

væsentligt . 

Støbning 3 .4 

Stålet gøres nu klart til støbning ved evt . justering af støbe - 

temperaturen ved hjælp af køleskrot . 

Støbetemperaturen er en meget væsentlig kvalitetsparameter. 

Massestål udstøbes i dag i større og større udstrækning ved Massestå l 

hjælp af strengstøbning, mens de legerede stål blokstøbes . 

Endelig kan stålet udstøbes til forstøvet pulver som formate - 

riale til pulvermetallurgiske stål, hvilket frembringer et me- Pulvermetallurgiske stå l 

get homogent materiale . 

Men lad os her se på nogle kvalitetsparametre i forbindels e 

med traditionel støbning uden at skelne imellem, om det e r 

blokstøbning eller strengstøbning, det drejer sig om . 

Der fokuseres på fejl før, under og efter støbningen . 

Homogenitet . Normalt vil den kraftige omrøring under tap- Homogenitet 

vingen sørge for tilstrækkelig analyseensartethed i skeen , 

men argonspuling kan hjælpe, især hvis store legeringsmængder 

tilsættes . 

Afbrand af aluminium forekommer, således at et fald i alu- Afbrand 

minium kan iagttages i relation til start og afslutning af støbningen 

. 

Sejring af stålet begrundes i, at nogle stoffer, f.eks . mangan Sej rin g 

og krom, har lavere opløselighed i fast fase end i flydende 

23 

Værktøjsstål vacuumbehandles 

ofte

Dendritstruktu r 

Sekvensstøbnin g 

Sugnin g 

Revne r 

Slagg e 

Lagdeling 

fase. Dette betyder, at disse stoffer vil blive opkoncentrered e 

i det stål, som størkner sidst . 

Dendritstruktur er en træagtig struktur, som vokser fra de n 

ydre størknede skal ind mod centret af blokken, hvilket vil 

resultere i lokale analysevariationer i det færdige stål . 

Nedvalsning eller smedning samt efterglødning vil i en vi s 

udstrækning nedbryde disse variationer. 

Visse støbemaskiner er udstyrede med en induktiv omrører, 

som nedbryder dendritstrukturen . 

Sekvensstøbning anvendes ofte ved strengstøbning af massestål, 

hvilket kan resultere i analyseforskelle, hvor en char - 

ge følger den foregående. Her vil blandingsområdet være p å 

mange tons med kvalitetsproblemer til følge, hvis der er væsentlig 

forskel på chargerne . 

Sugning ses ved blokstøbning, hvilket betyder, at der so m 

følge af stålets sammentrækning ved størkning vil danne s 

en sugetragt ned i blokken. Støbepulver eller andet varme - 

isolerende materiale, kan forhindre større lunkedannelse , 

men det forekommer, at en ikke afskåret sugning resulterer i 

en lagdeling i det færdige produkt . 

Revner forekommer både som længderevner og som tvær - 

revner i den støbte blok eller slab . Disse henføres til termo - 

spændinger i forbindelse med støbningen, og med mindre 

de fjernes med en flammehøvl, kan de resultere i fejl i d e 

færdige produkter. 

Slagge findes både som overfladefejl og som indre fejl . 

Lagdeling i pladestål forekommer, men hvor det for bruge - 

ren er kritisk f .eks. ved tværblastning af pladen, kan en 

ultralydgaranti sikre, at en given maksimal fejlstørrelse . 

Referencer 

1 Borris Pedersen og Mogens Rasmussen : Materialelære, 

Erhvervsskolernes Forlag, Odense, 1990 . 

2 Knud Aage Thomsen : Stål, Dansk Kemi, 1980 . 

24

Metallurgi 4 

Metallernes krystalstruktur 4 .1 

Når man i hverdagen taler om metaller, er det oftest metal - 

legeringer, dvs . blandinger mellem 2 eller flere metaller, som 

man hentyder til og ikke de rene metaller . 

Definition af rene metaller 4 .1 . 1 

Rene metaller er grundstoffer. Mere end 75 af de godt 100 Rene metaller er grundstoffe r 

grundstoffer regnes for metaller, og herudover er der 9 

grundstoffer, der betegnes som metalloider, dvs . metal-lignende 

. 

Der er stor forskel på den industrielle udbredelse af de en - 

kelte rene metaller og deres legeringer. Jern- og jernlegeringer 

(stål og støbejern) har således langt den største betydning, 

men også aluminium, kobber, bly, zink, tin m .fl . (omtales 

under et som ikke-jernmetaller) finder stor praktisk anvendelse. 

Mere end halvdelen af de omtalte 75 rene metalle r 

anvendes imidlertid i ringe omfang og primært i forbindelse 

med forskning og udvikling . 

Der er ikke nogen klar og entydig definition af metaller, o g 

metallerne er snarere karakteriseret ud fra en række fælles Fællestræk for metallerne 

træk . For det første udseendet, hvor man taler om en karakteristisk 

(sølvagtig) glans, der betegnes metalglans . Dernæst 

nogle fysiske egenskaber, såsom evnen til at lede elektricitet 

og varme. Og herudover den fælles bindingstype mellem 

atomerne i metallerne (metalbinding), som bl .a . medfører en 

generelt god deformationsevne set i relation til materiale r 

med andre bindingstyper. 

Ud over metalbindinger findes der andre bindingstyper mellem atomer. 

lonbindinger og kovalente bindinger har ca . samme styrke so m 

metalbindinger, mens de såkaldte van der Waals- bindinger er svage - 

re bindinger. 

lonbindinger er aktuelle for en række metaloxider og -sulfider, de r 

optræder som slagger i stål . De kovalente bindinger optræder i kul - 

stof og silicium . 

25

4 .1 .2 

Krystalopbygning i rene metalle r 

Metalbindinger opstår mellem metalioner og de omkringliggende,frit 

bevægelige elektroner . 

Metallerne er opbygget som Metalionerne er ordnet i et regelmæssigt, 3-dimensional t 

krystalgitre mønster, der betegnes som et krystalgitter. De fleste faste 

stoffer har atomerne ordnet i krystalgitre, men der er forskel 

på, hvor tæt pakkede atomerne (eller ionerne) er, og hvorledes 

gitteret er bygget op. 

De fleste metaller er tæt pakkede eller næsten tæt pakked e 

og har bl .a. derfor høje massefylder. Dette skyldes, at metal - 

bindingen ikke er en retningsbestemt binding, som stille r 

særlige krav til pakningen . 

Forskellige typer krystalgitre Der findes mange forskellige typer krystalgitre, som det 

fremgår af figur 4 .1. For metaller er der 4 typer, som er aktuelle 

: 

Kubisk fladecentreret gitter (FCC ) 

Kubisk rumcentreret gitter (BCC) 

Hexagonalt tæt pakket gitter (HCP) 

Tetragonale gitre (T) 

FCC- og HCP-gitrene er tæt pakkede krystalgitre . Den rum- 

Tæt pakkede krystalgitre lige fordeling af atomerne ses på fig. 4.2. Tæt pakkede krystalgitre 

kan betragtes som tæt pakkede lag (planer) af atomer 

stablet oven på hinanden, så de fylder mindst muligt . 

De tæt pakkede planers antal og placering i krystalgitrene e r 

interessant, fordi den plastiske (dvs . permanente) deformation 

foregår langs disse planer, som i den forbindelse betegnes 

slipplaner. 

En lang række metaller er opbygget af FCC- eller HCP-gitre 

som anført nedenfor : 

FCC-gitterstruktur : ,y-jern, aluminium, kobber, bly, ß nik - 

kel, guld, sølv, platin m .fl . 

HCP-gitterstruktur : magnesium, a-titan, 3-krom, a-nikkel , 

zink, cadmium m.fl . 

BCC og T-gitrene er mindre tæt pakkede end de 2 førstomtalte 

gittertyper og fremkommer hos metaller, der ikke har 

en 100% ren metalbinding. Den rumlige fordeling af atomerne 

i et BCC-gitter ses på fig . 4 .3 . 

26

All•I ~ , 

101W 

liv Al 

p-,4' '7 

jul, c 

Tetragonal 

OW ~ 

~~ 

~ 

O 

Ö~ 

Romboedris k 

fi _ _-•+. 

~ L ~~► 

~å>.► 

b ♦ 

~ i I 

# 

411111. 

b 

\ N 

s 

/MVP 

b 

Monokli n 

tik 

~, c 

c ~, 

\/ a 

Kubisk Hexagonal Ortorombisk Triklin 

BCC-gitterets pakning afviger ikke meget fra de tiet pakked e 

gitre, men gitteret indeholder intet tæt pakket plan . T-gitrene 

er ikke tæt pakket . 

Blandt metallerne med disse gitre kan følgende omtales : 

BCC-gitterstruktur : cr-jern, natrium, kalium, 0-titan, vanadium, 

a-krom, molybdæn m .fl . 

T-gitterstruktur : tin, y-mangan, radium m .fl . 

Det fremgår af ovenstående, at flere metaller som f.eks. jern, 

står opført under 2 gitterstrukturer. Dette skyldes, at en række 

metaller kan eksistere med 2 eller flere forskellige gitter - 

strukturer . 

Dette fænomen betegnes allotropi . Allotrop i 

Gitterstrukturen for disse metaller er således afhængig af 

temperatur og tryk, og omdannelse fra den ene til den an - 

2 7 

Fig . 4 . 1 

Eksempler på forskellige krystalgitter-typer 

(Ref . 3)

Fig . 4 . 2 

Tæt pakkede gitre . (a) Kubis k 

fladecentreret gitter (FCC) . (b) 

Hexagonalt tæt pakket gitte r 

(HCP)(Ref. 4) 

Fig . 4 . 3 

Kubisk rumcentreret gitte r 

(BCC), som ikke er tæt pakket 

(Ref . 4) 

a 

b 

28

den struktur kan medføre væsentlige ændringer i metallet s 

fysiske og mekaniske egenskaber. 

Metallernes allotrope former er markeret med foranstillede 

græske bogstaver, som det ses ovenfor. 

Der findes mange andre krystalgittertyper end de her omtalte . Faste 

stoffer med ionbindinger eller kovalente bindinger har således også 

tilknyttede krystalgitre . 

Legeringers opbygning 4 .1 . 3 

Når man blander et rent metal med et eller flere andre ren e 

metaller eller andre grundstoffer, fremkommer de såkaldte 

legeringer, som udgør de teknisk interessante metalliske materialer, 

der anvendes i industrien . 

I forbindelse med legeringer er der ofte et metal, som udgø r 

den væsentligste del af sammensætningen, og som derfo r 

kan omtales som basismetallet . Ved stål er basismetallet eksempelvis 

jern . Herudover kan der være tale om et eller flere 

primære legeringselementer samt en række øvrige sekundære 

legeringselementer. 

For alt stål og støbejern er kulstof et primært legeringselement. 

For aluminium- og kobberlegeringer findes der flere 

forskellige primære legeringselementer . 

Hvis der kun er tale om et primært legeringselement ud ove r 

basismetallet, betegnes legeringen som binær . Tilsvarend e 

kaldes legeringen ternær, hvis der er 2 primære legeringselementer 

ud over basismetallet . 

Ved legeringen er der dels mulighed for, at legeringselementerne 

går i fast opløsning i basismetallet, dels kan der dannes 

uopløste kemiske forbindelser (intermediære forbindelser) 

mellem de indgående elementer, og endelig kan de t 

rene metal forekomme, hvis der ikke er nogen eller kun be - 

grænset opløselighed . 

Fast opløsning vil sige, at der dannes et blandingskrystal mellem 

basismetallet og det opløste legeringselement . Begge har 

en krystalopbygning med en specifik gittertype som ovenfo r 

beskrevet, og ved den faste opløsning vil legeringselemen - 

tets atomer (ioner) placere sig i basismetallets krystalgitter . 

29 

Jern basismetal for stå l 

Kulstof primært legerings - 

element for stå l 

Fast opløsnin g

Denne placering kan være som indskudsatomer mellem basismetallets 

atomer (ioner). Dette kan kun lade sig gøre for 

meget små atomer som f.eks . atomer fra kulstof, oxygen (ilt) , 

hydrogen (brint) og nitrogen (kvælstof), og basismetalgitteret 

kan kun rumme en meget begrænset andel indskudsatomer. 

En anden mulig placering er som erstatningsatomer (substitution) 

for et af basismetallets atomer (ioner) i gitteret . 

Kulstof opløses som indskuds- Den første type fast opløsning ved hjælp af indskudsatome r 

atomer kendes fra stål, hvor de små kulstofatomer anbringer sig i 

jern-krystalgitteret . Der er som nævnt en meget begrænse t 

opløselighed ved indskudsatomer. Opløseligheden har en 

grænse, som er afhængig af temperatur og tryk . 

4.1 .4 

Hvis man ved højere temperatur har en større opløselighed end ve d 

stuetemperatur, vil en mættet opløsning ved den høje temperatu r 

blive til en overmættet opløsning ved stuetemperatur . Denne overmættede 

tilstand er ustabil, men bruges undertiden bevidst som 

styrkeøgende mekanisme (modningshærdning) . 

Den anden type fast opløsning ved hjælp af erstatnings - 

atomer er meget mere almindelig for metallegeringer og ha r 

ikke den samme meget begrænsede opløselighed . 

Opløseligheden ved erstatningsatomer er bl .a. afhængig af forskel - 

len på de forskellige atomers størrelse samt af en evt . forskel på ba - 

sismetallets og legeringselementets gittertyper. 

Der kan kun opnås fuld opløselighed, hvis de 2 krystalgitre er a f 

samme type . 

Messing og bronze er eksempler på fast opløsning ved erstatningsatomer. 

Krystalopbygning i tekniske legeringe r 

Det er nu set, hvorledes legeringen af rene metaller med andre 

grundstoffer indvirker på krystalgitterets teoretisk set 

regelmæssige opbygning . 

Herudover optræder der hos krystalgitrene for virkelighedens 

metaller en række forskellige gitterfejl, hvorved gittersymmetrien 

ændres . 

30

Man opererer med 3 typer fejl : 3 typer gitterfej l 

• punktfej l 

• liniefej l 

• fladefej l 

Punktfejl kan være et fremmed indskuds- eller erstatningsatom p å 

lignende måde som omtalt i forbindelse med legering, men der ka n 

også være tale om et manglende atom i gitteret, en såkaldt vakance. 

Liniefejl er gitterfejl, som berører en hel linie med atomer i krystal - 

gitteret. Liniefejl betegnes dislokationer, og der findes 2 typer af dis - 

se, nemlig skruedislokationer og kantdislokationer . 

Den 3 . fejltype berører, som navnet siger, en hel flade i gitteret . Disse 

fladefejl optræder automatisk i korngrænserne, som er grænse - 

fladerne mellem 2 eller flere gitterudsnit med forskellig orientering . 

Disse forskellige typer gitterfejl er vigtige, fordi de spiller e n 

rolle for de tekniske legeringers egenskaber. 

Tilstandsdiagrammer og faseomdannelser 4 .2 

Et tilstandsdiagram eller et fasediagram, som det også kal - 

des, er et diagram, der viser tilstandene eller faserne for e t 

rent stof (f.eks . rent metal) eller for et materiale (f .eks . en 

metallegering) som funktion af tryk, temperatur og sammensætning 

. 

Tilstande/faser og faseomdannelser 4.2 . 1 

Begrebet tilstand dækker normalt over de 3 tilstandsformer : 

fast, flydende og luftformig, mens faser normalt er betegnelsen 

for de forskellige krystalgitter-typer, som metallet eller 

legeringen kan optræde i, når det er i fast tilstand . 

I forbindelse med diagrammerne bruges ordene imidlerti d 

synonymt som dækkende både den ene og den anden betydning 

. 

For at se på en enkel situation først kan man vælge tilstands - 

diagrammet for rent jern, idet man herved kan udelukke 

sammensætningen som parameter. Et udsnit af tilstandsdia - 

grammet for rent jern ses i fig. 4 .4 . 

Sådanne simple tilstandsdiagrammer betegnes også tryktemperatur 

diagrammer. Fra dette diagram fremgår det, at 

jern kan optræde i 3 faser i fast tilstand ved de viste tryk og 

31 

Tryk-temperatur diagramme r

Fig . 4 . 4 

Tilstandsdiagram for rent jern 

som funktion af tryk og temperatur 

(Ref 2) 

Faseomdannelse 

4.2 .2 

temperaturer. Disse faser er beskrevet ved de græske bogstaver: 

a, y og b . 

De 2 faser a-jern og 6-jern er principielt ens med samme kubisk 

rumcentrerede gitterform, men de er alligevel tildel t 

forskellige betegnelser, da de eksisterer i forskellige og ad - 

skilte temperaturområder. 

Langs diagrammets linier kan 2 faser eksistere samtidigt, o g 

der hvor 2 linier mødes, kan 3 faser eksistere sammen . Dette 

punkt kaldes tripelpunktet . 

at m 

10 -Z - 

10-4 - 

10 -6 - 

10 -g - 

10-' o- 

u -Fe 

500 1000 

Temperatur 

1500 200 0 

2500 3000 ° C 

Faseomdannelsen i fast tilstand sker ved en proces betegne t 

diffusion . Diffusion er en transport af materiale, som sker 

på atomart niveau, idet atomer bevæger sig omkring i krystalgitteret 

ved hjælp af de føromtalte gitterfejl, såsom vakancerne 

. 

Diffusion er en tids-, temperatur- og materialeafhængig pro - 

ces, som også styrer tidsforløbet af en række varmebehandlinger. 

Simple binære tilstandsdiagramme r 

De tilstandsdiagrammer eller fasediagrammer, som man of - 

test støder på i litteraturen, er de såkaldte binære tilstandsdiagrammer, 

d .v.s . tilstandsdiagrammer for legeringer med 2 

primære legeringselementer. 

32

tryk 

fast 

fase A 

tripelp 

gasfase G 

smelte L fast fase B 

Metal A-bagvæg i fig . c 

tripelpunkt 

smelte L 

gas G 

temperatur °C temperatur °C 

Metal B-forsiden i fig . c 

Fig . 4 . 5 

Konstruktion af et tryk-temperatur-koncentrationsdiagram (c) ud fra 

tryk-temperatur tilstandsdiagrammer (a og b) (Ref . 1 ) 

Herved fremkommer der 3-dimensionale diagrammer, de r 

undertiden betegnes tryk-temperatur-koncentrationsdiagrammer. 

Et eksempel på dette ses i fig . 4.5. 

Eftersom man oftest arbejder ved almindeligt atmosfæris k 

tryk, har man konstrueret 2-dimensionale tilstandsdiagram - 

mer ved at lave et snit gennem det 3-dimensionale diagra m 

for et tryk på 1 atmosfære . 

De herved fremkomne tilstandsdiagrammer betegnes ternperatur-koncentrationsdiagrammer, 

da trykket nu ikke ind - 

går som parameter . 

Som tidligere omtalt fremkommer der en binær legering, nå r 

man blander et basismetal (d .v.s . et metallisk grundstof) 

med et andet metallisk eller ikke-metallisk grundstof . 

Der kan herved fremkomme en såkaldt homogen legerin g 

eller en blandingslegering . 

Det førstnævnte er enten en legering, hvor der er fuld opløselighed 

mellem de 2 legeringselementer med dannelsen a f 

et blandingskrystal til følge, eller der kan være tale om en 

kemisk forbindelse (intermediær forbindelse) mellem de 2 

legeringselementer . 

En blandingslegering er en legeringskombination, hvor der 

både kan optræde blandingskrystaller, intermediære forbindelser 

og rene metaller. 

Mange forskellige kombinationer er mulig i blandingslegeringer. 

I de følgende eksempler betegnet I, II og III skal det beskrives , 

hvorledes forskellige tilstandsdiagrammer bliver konstruere t 

for at erhverve en klarere forståelse af, hvorledes de skal læses . 

33 

Tryk-temperatur-koncentrationsdiagramme 

r 

Temperatur-koncentrationsdiagramme 

r

Diagrammer viser faseomdan- Da alle tilstandsændringer eller faseomdannelser er tidsaf - 

nelse under ligevægt hængige, beskriver de omtalte diagrammer ligevægtstilstande, 

d .v.s. den nødvendige tid til tilstandsændringer/faseomdannelser 

er medregnet . Derfor betegnes tilstandsdiagrammerne 

også som ligevægtsdiagrammer. Diagrammerne vill e 

således ikke være rigtige, hvis temperaturændringerne fore - 

gik på kortere tid, end det er nødvendigt for opnåelse af ligevægt 

. 

Eksempel I: Konstruktion af diagrammet 

for to metaller (A og B ) 

fuldstændig opløselige i flydende 

og fast fas e 

Fig . 4 . 6 

Afkølingskurver for henholdsvi s 

et rent metal (a) og en legerin g 

(b) 

Fig . 4 . 7 

Afkølingskurver for forskellig e 

blandingsforhold mellem meta l 

A og metal B 

Til konstruktion af et tilstandsdiagram kan anvendes afkø - 

lingskurver (til omdannelserne i fast fase anvendes også 

strukturundersøgelse og røntgendiffraktion) . 

På fig. 4.6 er vist en afkølingskurve for et rent metal (a) og for 

en legering (b) . 

Temp . 

T 

a b 

Afkølingskurver for forskellige blandingsforhold af A og B er 

vist på fig. 4.Z og på fig . 4.8 ses det tilstandsdiagram, som 

kan konstrueres ud fra kurverne . 

34 

Smelte \ Smeltet opløsning 

- - Begyndende størknin g 

Smelte + fast fas e 

N 

Ti d 

Ti d

10 0 

0 

8 0 

20 

6 0 

40 

40 

60 

2 0 

80 

0 % 

10 0 

Fig . 4 . 8 

Temperatur-koncentrations tilstandsdiagram 

konstrueret u d 

fra afkølingskurve r 

Den øverste linie i diagrammet betegnes liquiduslinien, den Hvad kan man se af diagram - 

nederste soliduslinien . 

met? 

T A 

95 90 85 80 75 72 7 0 

a . legeringen (som helhed betragtet) indeholder 80% A og 

20% B . 

b. Den faste fase indeholder 95% A og 5% B . 

c. Den smeltede fase indeholder 72% A og 28% B . 

% A 

35 

Fig . 4 . 9 

Udsnit af tilstandsdiagramme t 

fra fig . 4 . 8 

Sammensætning af faserne ved 

en given temperatu r

Den relative mængde af fasern e 

ved en given temperatur be - 

stemmes ved hjælp af vægtstangsreglen 

Afkøling under ligevægt 

b 15% a 8% c 

ff f s 

95% A 

5% B 72% A 

28% B 

80% A 

20% B 

Fig . 4 .1 0 

Anvendelse af vægtstangsreglen til bestemmelse af fasernes forde - 

ling, hvor fs er andelen af smeltet fase og ff er andelen af fast fase 

1. fs + ff = 100 % 

2. moment om punkt a : ff (b-a) = fs (a-c) 

Disse 2 ligninger medfører : 

ff = fs 8/15 = 35% 

a b c d e % B 

Fig . 4 .1 1 

Koncentrationsforskydninger hos fast og flydende fase under afkøling 

ved ligevægt 

Ved To findes smeltet opløsning med c% B . 

Ved afkøling til Tl begynder udskillelse af a i størkningskrystaller 

betegnet dendritter med a% B, hvorved smelten bliver 

rigere på B . 

Ved T2 udskilles a med b% B, og smelten indeholder d% B . 

36

For at opnå ligevægt ved T2 må hele den faste opløsning a f 

a-fase (også den først udskilte med indholdet a% B) få ind - 

holdet b% B, hvilket sker ved diffusion af B-atomer til de A - 

rige først udskilte dendritter . 

Kun hvis afkølingen foregår meget langsomt, kan denne diffusion 

følge med krystaldannelsen . 

Ved T3 vil til sidst udskilles a med et højt B-indhold, me n 

ved diffusion vil alle a-krystaller få sammensætningen c% B . 

I praksis vil krystalvæksten være hurtigere end diffusionen , 

og der vil derfor fås a-krystaller med stigende indhold af B . 

-- Solidu s 

L+A 

G I H 

A 

Fig . 4 .1 2 

Hypoeutektiske 

legeringer 

Hypereutektiske 

legeringe r 

B 

Tilstandsdiagram for 2 metaller, som er fuldstændig opløselige i flydende 

form og uopløselige i fast form 

L 

A + B 1 

Eutektisk punk t 

Diagrammet har det på fig . 4 .12 viste udseende, idet smelte - 

punktet for et rent stof sænkes ved tillegering af et ande t 

stof, hvis det sidste er opløseligt i det første i flydende form 

og uopløseligt i det i fast form . 

Punktet E, hvor de to liquiduslinier skærer hinanden, benævnes 

det eutektiske punkt . Soliduslinien er FGHI . 

37 

Eksempel ll : Diagrammet for t o 

metaller, som er fuldstændig op - 

løselige i flydende form og uopløselige 

i fast for m

Afkøling af eutektisk legering 

Afkøling af hypoeutektisk (undereutektisk) 

legering 

Fig . 4 .1 3 

Afkøling af eutektisk legerin g 

Legeringen forbliver smeltet, til temperaturen når T E. Ved 

denne temperatur størkner hele smelten, før temperature n 

falder igen . Dette kaldes en eutektisk reaktion : 

smelte fast A + fast B 

Da der hele tiden sker skiftevis størkning af lidt A og lidt B, 

fås som slutresultat en fin blanding af A og B . 

Fig . 4 .1 4 

Afkøling af hypoeutektisk legerin g 

38

Ved T 1 er smelten mættet med A, og ved lidt lavere tempera - 

tur størkner overskud af A, hvorved L bliver rigere på B . 

Ved T 2 er en vis mængde A udskilt, og L er blevet rigere på B 

(mængderne af faserne kan beregnes ved vægtstangsreglen) . 

Når temperaturen er lige over T F, findes der fast A og en 

smelte med eutektisk sammensætning . Denne smelte vil 

størkne eutektisk, og resultatet bliver en blanding af A-krystaller 

og eutektikum . Jo nærmere legeringens sammensætning 

er på den eutektiske legerings sammensætning, de s 

større andel af eutektikum fås der i strukturen . 

TE 

A 

Fig . 4 .1 5 

Tilstandsdiagram for 2 metaller, som er fuldstændig opløselige i flydende 

form, men kun delvis opløselige i fast form . Eutektisk diagramtype 

Størkning begynder ved T 1 og slutter ved T2 . 

Ved T E. har man en homogen enfaset fast opløsning (a), som 

ikke er mættet med B . 

Ved sænkning af temperaturen til T3 bliver a mættet med B, 

og ved lavere temperaturer end T 3 udskilles overskud af B, 

ikke som ren B, men som 3, idet A er opløselig i B . 

Ved stuetemperatur vil legeringen bestå af a med ß udskilt i 

korngrænserne . 

39 

Eksempel III : Diagram for to metaller, 

som er fuldstændig opløselige 

i flydende form, men ku n 

delvis opløselige i fast for m 

Eutektisk diagramtyp e 

Afkøling af legering 1 

B

a 

L + a 

a+ 

A B 

Fig . 4 .1 6 

Peritektisk diagramtype Tilstandsdiagram for 2 metaller, som er fuldstændig opløselige i flydende 

form, men kun delvis opløselige i fast form . Peritektisk dia - 

gramtype 

I punktet P i diagrammet ovenfor sker den peritektiske reaktion 

: 

smelte + fast fase (a) - fast fase (ß ) 

Udover de her omtalte diagrammer findes der også diagram - 

typer for to metaller, som kun er delvis opløselige i flydend e 

form (monotektiske diagrammer) og sammensatte diagramtyper, 

hvor der indgår kemiske forbindelser (intermediær e 

faser) . 

Fast faseomdannelser Alle de her beskrevne diagramtyper indeholder omdannel - 

ser fra flydende til fast fase . 

Virkelige tilstandsdiagrammer indeholder også omdannelse r 

fra fast fase til fast fase (fast faseomdannelser) . Metallers ev - 

ne til at optræde med flere forskellige gitterstrukturer ha r 

tidligere været omtalt (allotropi, jf. afsnit 4.1.2) . 

L 

P 

Fast faseomdannelserne er helt analoge med de omtalte eu- 

40 

13

tektiske og peritektiske omdannelser, men har lidt andre be - 

tegnelser, nemlig den eutektoide reaktion : 

fase fase fast fase + fast fase (eutektoid blanding) 

og den peritektoide reaktion : 

fast fase + fast fase fast fase 

Man skal være opmærksom på, at disse binære tilstandsdiagrammer 

ikke dækker hele virkeligheden for kommerciell e 

legeringer. 

Sådanne legeringer vil altid indeholde flere legeringselementer, 

som vil medføre ændringer i forhold til en beskrivelse 

som en ren binær legering . 

Undertiden er disse ændringer markante på grund af tilstedeværelsen 

af et 3. primært legeringselement, og det kan i 

denne situation være relevant at arbejde med 3-dimensionale 

tilstandsdiagrammer. Disse diagrammer er noget mere 

komplekse og skal ikke beskrives nærmere her. Der findes 

dog metoder til at forenkle dem (trekantsdiagrammer o g 

pseudobinære diagrammer), således at de også kan anvendes 

i praksis . 

Jern-kulstofdiagrammet 4.2 . 3 

I det foregående er gennemgået de fasediagramtyper, so m 

det er nødvendigt at have kendskab til for at forstå jern-kulstofdiagrammet 

. 

Kulstof kan i legering med jern optræde i 3 former : 

1. Rent kulstof, der betegnes grafit . 

2. Jernkarbid (Fe3C) også betegnet cementit, som er en kemisk 

(intermediær) forbindelse mellem kulstof og jer n 

(kulstofindholdet er 6,67%) med kovalente bindinger . 

3. Fast opløsning i jernet . Opløseligheden er forskellig afhængig 

af jernets temperatur og fase . 

Jern-kulstofdiagrammet, der er vist på fig. 4.17 (med stipled e 

linier), betegnes som det stabile system, i modsætning til 

jern-cementitsystemet (også vist på fig . 4.17, men med fuld t 

optrukne linier), der kaldes det metastabile system, efterso m 

cementit ikke er en stabil kemisk forbindelse ved alle temperaturer. 

41 

Det stabile og det metastabil e 

syste m

Jern-cementitsystemet kan opfattes som et lille hjørne (de t 

venstre, nederste hjørne) af jern-kulstofdiagrammet, hvo r 

kulstofindholdet går fra 0-6,67%, svarende til 0-100% cementit 

. 

Temperaturområdet er normalt kun interessant op til ca . 

1600°C . 

Jern-cementitdiagrammet, som er afbildet på fig . 4.17, dækker 

alle teknisk interessante jern-kulstoflegeringer. Ofte vil 

man endog kun vise et mindre udsnit af dette diagram me d 

kulstofindhold op til ca. 2%, jf. fig. 4.18, idet jern-kulstoflegeringer 

med større kulstofindhold ikke er stål, men støbe - 

jern . 

Jern-cementitdiagrammet dækker alle typer stål samt hvidt 

støbejern . Gråt støbejern og SG-jern (kuglegrafit støbejern) 

følger det stabile jern-kulstofdiagram . 

Tilstandsdiagrammet på fig . 4.17 viser flere af de tidligere 

omtalte omdannelser fra flydende til fast fase eller fast fase - 

omdannelser. 

I diagrammet (fig . 4.17) ses tre vandrette linier, som indikerer 

temperaturerne for isoterm omdannelse . 

Ved 1495°C sker en peritektisk reaktion : 

smelte + S (ferrit) -y (austenit ) 

Ved 1148°C sker en eutektisk reaktion : 

smelte y (austenit) + Fe 3C (cementit) 

Ved 727°C sker den eutektoide reaktion : 

y Ti a (ferrit) + Fe3C (cementit ) 

hvorved austenit ved langsom afkøling omdannes til ferrit + 

cementit i eutektoid blanding = perlit . 

Da den eutektoide blanding har et kulstofindhold på 0,8% , 

kan stålene opdeles i : 

Hypoeutektoide stål Hypoeutektoide stål : legeringer indeholdende mindre 

(undereutektoide stål) end 0,8% kulstof 

og 

Hypereutektoide stål Hypereutektoide stål : legeringer indeholdende 0,8 - 2 % 

(overeutektoide stål) kulstof 

42

° C 

180 0 

1700 - 

1600 A 

Z 1538° 

700 

P 0,77% 727 ° 

600 _ a-ferri t 

500 

400 - 

300 _ 

20 0 

100 _ 

0 

2,08 % 

y E - - -1t~4° 

2 , 11% 1148° 4,30% 6,67 % 

Austenite rr ,11/° C 

0,0218 % 

738 ° 

Cementit 

(Fe 3 C) 

Curie temp Fe~C 230_ - 

---- - 

Fe 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6,0 6,5 6,67 % C 

i ( } I I % Fe 3 C 

0 10 20 30 10 0 

Jern-cementitsystemet 

Jern-grafitsystemet 

Mikrostrukturen af a-fasen, der betegnes ferrit, er vist p å 

fig . 4.19. 

Fra tilstandsdiagrammet ses det, at ferrit har max . opløselighed 

af kulstof ved 727°C svarende til 0,022% . Ved stuetemperatur 

er opløseligheden endnu mindre, svarende til ca . 

0,006-0,008% C (visse referencer angiver væsentligt mindre) , 

og ferrit er derfor næsten identisk med rent a-jern . 

Austenitten, som findes ved temperaturer over 727°C, og 

som kan opløse opm 2% kulstof ved 1148°C, er ikke stabi l 

ved stuetemperatur for ulegerede stål. Mikrostrukturen ha r 

det på fig . 4.20 viste udseende . 

43 

Fig . 4 .1 7 

Tilstandsdiagram for jern-kulstoflegeringer 

med op til 6,67 % 

C (Ref . 1 )

Ferrit = o c 

C 

1600 

153 9 

1500 

H 

1400 

1300 

1200 

1100 

100 0 

90 0 

80 0 

769 

72 3 

70 0 

600 

500 

400 - 

300 - 

300 - 

200 - 

100 - 

0 

nn ° + austen it A " fig , 

//// 

iiiiiiiiiiiiiiiiiiii 

i /.I%~'/,%% %~ %%% '/,~%%%'/.~ %'/.I'/,% %'/,6%%%'/. 6 

P Ai ~ I~II~~~■ II O K) 

IIIIIIIIIIIIIIIIIIIIIItIIIIIII111III11III s æroi . isering IIII I 

1 

Ferri t 

\\.■■ y. ..■■■..■ .■■ MM MM NO MM MM MMM O MM Z,IWNWO&ENL'ObIl e 

Rekr stallisations .lø.nin . 

~\\"\\\\\\\\\\\\\\\\ 

~.~.,.A.A.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~V,.i.A &.A.A.A.A.A.A.A.A. 

~•~~~~~~•e~•~~•~•~•~~r~~~ A spæn . In • s . ø . n i n . 

!.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.~.A. A A. A. A.A.A.A.A.A. A. A.~ 

~\\\\\"\\\\\\\~~\\\"\ Rekr stallisations .Iø .nin . 

0 

Ferrit + perli t 

Undereutektoid 

å 

>< 

Perlit + cementit 

Overeutektoi d 

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 1,1 1,2 1,3 1,4 1,5 1,6 1,7 1,8 1,9 2,0 2, 1 

% C 

Fig . 4 .1 8 

Tilstandsdiagram for jern-kulstoflegeringer med op til 2% C (stållege - 

ringer) (Ref . 5) 

44

Den eutektoide blanding af ferrit og cementit kaldes som 

nævnt perlit og dannes ved 727°C ved relativt langsom afkøling 

. 

Blandingen består af lameller af skiftevis ferrit og cementi t 

og kan have det på fig . 4.21 viste udseende . 

Fig . 4 .1 9 

Mikrostrukturen hos ferri t 

(a-fase) 

Fig . 4 .2 0 

Mikrostrukturen ho s 

austenit (y-fase) 

På fig . 4.22 er der vist et udsnit af jern-kulstofdiagrammet til 

illustration af afkølingsforløbene for 2 forskellige legeringer. 

°c 

E 

P 

x 

2 

x 

4 

Perlit 

Felri t 

I Ferrit Perlit + cementi t 

+ 

Perlit 

I 

Kulstof % 

0,2 0,8 1 2 (efter vægt) 

Hypoeutektoid Hypereutektoid 

stål stål 

45 

Fig . 4 .2 1 

Mikrostrukturen hos perlit 

Fig . 4 .2 2 

Udsnit af jern-kulstofdiagrammet 

til illustration af afkølings - 

forløbene for 2 forskellige lege - 

ringe r

I austenitområdet over GSE-linien består legeringen af e n 

ensartet opløsning, hvor alle korn indeholder 0,2% kulstof i 

fast opløsning i det kubiske fladecentrerede krystalgitter . 

Først når linien GS, også kaldet A 3-linien, nås, sker der noget . 

Afkøling af et hypoeutektoidt Ved temperaturen T l begynder dannelsen af ferrit (proeutek - 

stål med 0,2% kulstof toid ferrit), som har et rumcentreret kubisk gitter, og so m 

ikke kan indeholde 0,2% C . Derfor stiger kulstofindholdet i 

den resterende austenit, efterhånden som ferritmængden 

øges . 

Fig . 4 .23 

Mikrostruktur hos hypoeutektoidt 

stål med 0,2% C afkølet 

under ligevægtsforhold 

Ved 723°C nås P-S linien (A i -linien), som er den eutektoid e 

temperaturlinie og laveste temperatur for tilstedeværelse af 

austenit under ligevægtsbetingelser. 

Austenitten, som nu indeholder 0,8% C og udgør ca. 25% a f 

legeringen (vægtstangsreglen), omdannes nu efter den eutektoide 

reaktionsligning til perlit, og mikrostrukturen kom - 

mer til at bestå af ca. 75% ferrit og 25% perlit . Denne mikrostruktur 

er afbildet på fig . 4.23. Hvis den videre afkøling ti l 

stuetemperatur foregår langsomt, vil ferritten kunne udskil - 

le cementit. Denne betegnes tertiær cementit og udskilles 

som tynde film i ferrit-korngrænserne . 

46

Over temperaturen T2 på fig. 4.22 findes austenit med e t 

ensartet opløst kulstofindhold på 1% . Ved T2 nås Acm-linien , 

ved hvilken austenitten er mættet med kulstof, således a t 

der ved temperaturer under T 2 vil begynde en udskillelse a f 

cementit i austenit-korngrænserne, hvorved kulstofindholdet 

i austenitten falder (og følger Acm-linien ned til venstre) . 

Ved 723°C vil den resterende austenit indeholde 0,8% kulstof 

og udgøre ca. 96% af legeringen . Austenitten omdannes nu 

efter den eutektoide reaktion til perlit, og mikrostrukture n 

vil bestå af perlit (ca . 96%) og et netværk af cementit (proeutektoid 

cementit eller sekundær cementit) i de tidligere 

austenit-korngrænser. Denne struktur fremgår af fig. 4 .24 . 

Legeringselementernes indflydelse 4 .3 

I forrige afsnit blev der vist tilstandsdiagrammer for enkle bi - 

nære jern-kulstoflegeringer, men det blev samtidig omtalt, a t 

disse diagrammer ikke er helt præcise for kommercielle, teknisk 

anvendte legeringer . 

Hvis der er tale om mindre tillegeringer af f .eks. silicium (Si ) 

og mangan (Mn) op til ca. 1% og med et moderat indhold a f 

47 

Afkøling af et hypereutektoid t 

stål med 1% kulstof 

Fig . 4 .24 

Mikrostruktur hos hypereutektoidt 

stål med 1% kulstof afkølet 

under ligevægtsforhol d

4.3 .1 

urenheder, vil det kun medføre mindre ændringer af de tid - 

ligere viste diagrammer . 

De legerede stål, f .eks. rustfrie stål, har derimod helt anderledes 

tilstandsdiagrammer, og det er derfor nødvendigt at 

konstruere egne diagrammer for sådanne legeringstyper . 

Klassificering af jern-kulstoflegeringer efte r 

legeringsmængde 

Alle kommercielle jern-kulstoflegeringer indeholder som 

sagt både tilsatte legeringselementer og mere eller mindre 

uønskede urenheder. 

Jern-kulstoflegeringerne blev i forrige afsnit klassificeret i 

henhold til kulstofindholdet, som anført i tabel 4 .1 . 

Tabel 4 .1 Klassificering afjern-kulstoflegeringer i henhold til "/o kulstof 

Legeringstype % kulstof (% C) 

Hypoeutektoidt stål ca. 0,05-0, 8 

Eutektoidt stål 0,8 

Hypereutektoidt stål 0,8-ca. 1.5 (2 ) 

Støbejern 2-4 

Stålene er herudover traditionelt blevet klassificeret i forhol d 

til legeringsmængden, som beskrevet i tabel 4 .2 . 

Ændret klassificering af stål- En europæisk standard (CEN-standard), som i november 

legeringer 1989 blev gjort til dansk standard under betegnelsen DS/E N 

10020, har imidlertid ændret på denne traditionelle klassificering 

i forhold til legeringsmængden . 

Der er nu opstillet en grænseværdi for hvert af en lang række 

elementer jf. tabel 4 .3. Stålet betragtes som legeret stål , 

hvis blot en af disse værdier er overskredet og i modsat fald 

som ulegeret stål . 

Desuden foretager standarden en opdeling i forskellige kvalitetsklasser, 

der dog ikke skal beskrives nærmere her. 

48

Tabel 4 .2 Klassificering af jern-kulstoflegeringer i henhold til det totale 

indhold af legeringselemente r 

Betegnelse for legeringstype Sammensætnin g 

Ulegeret stål 0,05-1,3% C . 

(blødt stål eller kulstofstål) Totalt max. 1-2% legerings - 

elementer + urenhede r 

Mikrolegeret stål Som ovenstående, dog med 

forhøjet indhold af mangan 

(op til 1,5%) samt op til 0,1 % 

af specielle legeringselementer 

såsom aluminiumnitrid , 

niobium, titan eller vanadium 

Lavtlegeret stål Totalt legeringsindhol d 

ca . 2-5 % 

Højtlegeret stål Totalt legeringsindhold 

over 5% 

De fleste stålforbrugere kender sandsynligvis bedre den 3 . 

type klassificering, som er knyttet til anvendelsen eller til 

egenskaberne hos stålene . 

Nogle hovedgrupper herfra er : 

• Konstruktionsstå l 

• Maskinstål 

• Automatstå l 

• Fjederstål 

• Rustfrie stå l 

• Varmfaste stål 

• Værktøjsstå l 

m.fl . 

Flere af disse anvendelsesgrupper kan tilhøre forskellige 

grupper i henhold til de først omtalte klassificeringer . 

49 

Klassificering af stål efte r 

anvendels e

Tabel 4 .3 Grænseværdier hos en række legeringselementer for klassificering 

af stållegeringer som legerede eller ulegered e 

Legeringselement Grænseværdi (vægt % ) 

Al Aluminium 0,1 0 

B Bor 0,000 8 

Bi Bismut 0,10 

Co Kobolt 0,10 

Cr Krom (1) 0,30 

Cu Kobber (1) 0,40 

La Lantaniderne (hver) 0,05 

Mn Mangan 1,65 (3 ) 

Mo Molybdæn (1) 0,08 

Nb Niobium (2) 0,06 

Ni Nikkel (1) 0,3 0 

Pb Bly 0,4 0 

Se Selen 0,1 0 

Si Silicium 0,5 0 

Te Tellur 0,1 0 

Ti Titan (2) 0,05 

V Vanadium (2) 0,1 0 

W Wolfram 0,1 0 

Zr Zirkon (2 ) 

Andre (undtagen 

kulstof, fosfor, svovl, 

0,0 5 

kvælstof) (hver) 0,05 

(1 ) 

Hvis elementerne er specificeret samlet for 2, 3 eller 4 

stykker og har legeringsindhold mindre end de i tabel - 

len specificerede, da skal der til klassifikationen anven - 

des en grænseværdi for summen som svarer til 70% af 

summen af de enkelte grænseværdier. 

(2) Reglen anført under (1) finder anvendelse på denne 

gruppe elementer . 

(3) Hvis mangan kun er specificeret som en max . værdi, da 

er grænseværdien 1,80%, og 70% reglen gælder ikke . 

50

Legeringselementernes art og betydning 4.3 . 2 

Der tilsættes en række forskellige legeringselementer til jern - 

kulstoflegeringer for at opnå nogle ønskede egenskaber. 

I modsætning hertil står urenhederne, som hidrører fra rå - 

materialerne og fra stålfremstillingen . Undertiden kan d e 

samme elementer være både urenheder og legeringselementer. 

De væsentligste urenheder i stål er fosfor, svovl, kvælstof , 

brint og ilt . 

Fosfor (P) : Fosfor er oftest uønsket, da det kan medføre kold- Fosfor (P) 

skørhed, d .v.s . skørhed over for slagpåvirkninger ved lave 

temperaturer, som ligger inden for det almindelige anvendelsestemperaturinterval 

. Fosforindholdet hos konstruktionsstål 

skal derfor normalt holdes under 0,04% . 

Hos legerede sejhærdningsstål kan fosfor forårsage anløbningssprødhed 

ved et indhold over 0,015% . 

Fosfor øger tendensen til sejringer, hvad der udnyttes til a t 

lette den spåntagende bearbejdning hos automatstål. I diss e 

stål kan der således tilsættes af størrelsesordenen 0,1% fosfor. 

Fosfor tilsættes endvidere i højstyrkestål med op til 

0,1% . 

Svovl (S) : Svovl er ligeledes oftest et uønsket element . Svovl Svovl (5) 

kan frembringe rødskørhed, hvis der dannes jernsulfider i 

stålet og kan på denne måde give anledning til varmrevner i 

materialet. Svovl har også en negativ effekt på svejse- og 

korrosionsegenskaber . 

Svovlindholdet begrænses normalt til 0,04% eller for ædler e 

stålkvaliteter til 0,03% . 

Svovl har samme spånbrydende effekt som fosfor, hvad de r 

udnyttes hos automatstål, hvor der tilsættes op til 0,35% . 

Kvælstof (N) : Kvælstof er en urenhed, som fremmer ståls Kvælstof (N ) 

ældningstilbøjelighed, d .v.s. tilbøjeligheden til at blive skør t 

over for slagpåvirkninger. 

Almindeligvis sættes den maximale grænse for indholdet a f 

kvælstof til 0,009%, men hvis stålet er beroliget med aluminium 

(Al), tillades op til 0,015% kvælstof, idet kvælstoffet bliver 

bundet som aluminiumnitridpartikler. Herved forhindres 

kvælstoffets skadelige virkning, og de dannede nitridpartikler 

medfører en dispersionshærdning af materialet . 

51

Brint (H ) 

Ilt (0) 

Kulstof (C ) 

Silicium (Si) 

Mangan (Mn) 

Kvælstof er undertiden et tilsigtet legeringselement f.eks . 

ved den såkaldte nitrering, hvor der diffunderes kvælstof 

ind i overfladen for at skabe en glat og hård overflade . 

Brint (H) : Brint er normalt ikke en urenhed fra fremstillingen, 

men kan trænge ind i stålet i forbindelse med svejsning 

og visse korrosions- samt overfladebehandlingsprocesser. 

Herved kan der fremkomme en skadelig skørhed hos materialet, 

den såkaldte brintskørhed . 

Ilt (0): Der vil altid være ilt til stede i stålet under fremstil - 

lingen. Denne ilt søges bundet som metaloxider ved tilsætning 

af f .eks. silicium eller aluminium, hvorved stålet sige s 

at være beroliget . Hvis der er en stor mængde metaloxider i 

stålet, kan det medføre en forringelse af forskellige mekaniske 

egenskaber. 

Kulstof (C): Kulstoffet er som tidligere beskrevet det primære 

legeringselement i stållegeringer og støbejern . Kulstofindholdet 

har en afgørende betydning for en lang række meka - 

niske egenskaber, hvor der her blot skal peges på styrken . Jo 

større kulstofindhold des større styrke . 

En anden vigtig egenskab, svejsbarheden, er også afhængig 

af kulstofindholdet, og grænsen for ståls svejsbarhed sætte s 

normalt ved et kulstofindhold på ca . 0,22 % 

Silicium (Si): Silicium indgår i alt stål i større eller mindre 

koncentrationer, eftersom det både er en urenhed fra fremstillingen 

og et bevidst tilsat legeringselement . 

I beroliget (desoxideret) stål er der 0,1 - 0,5% Si, mens uberoliget 

stål indeholder mindre end 0,05% . 

Silicium kan også tilsættes i større mængder for at forøge 

styrken . Der vil dog samtidig ske et fald i materialets sejhed . 

I en række stål vil man således legere med 1-2% Si for at opnå 

forbedrede styrkeegenskaber, men svejsbarheden vil 

imidlertid herved kunne forringes . Fjederstål er eksempelvis 

legeret med op til 2% Si for at hæve flydegrænsen og for at 

modvirke tendensen til hærderevner. 

Silicium kan indgå i større koncentrationer (op til ca. 12%) i 

støbte emner, som skal være ild- og korrosionsbestandige. 

Mangan (Mn) : Mangan findes også som urenhed i alle stål , 

men er samtidig et vigtigt legeringselement . 

Mangan tilsættes i første omgang for at binde det svovl, som 

naturligt findes i stålet . Herved dannes mangansulfider, som 

52

er mindre skadelige end de jernsulfider, der ellers vil dannes . 

Mangan øger endvidere stålets styrke på tilsvarende vis so m 

kulstof, men uden at have negativ indflydelse på sejheden 

og svejsbarheden . 

Manganindholdet ligger typisk i intervallet 0,1-2%, men i 

nogle specialstål indgår der langt større andel mangan, 

f.eks . mangan-hårdstål med 12-15% mangan . 

Aluminium (Al): Aluminium anvendes som desoxidationsmiddel 

på linie med silicium og for at forhindre ældningstilbøjelighed 

på grund af kvælstof . Der tilsættes normalt kun 

en ringe mængde (0,01-0,05%) . 

Krom (Cr): Krom tilsættes i relativt små mængder (op til ca . 

2%) for at øge stålets styrke og hærdbarhed og i lidt størr e 

mængder (1-3%) for at forbedre ildbestandighed og krybe - 

styrke. I værktøjsstål tilsættes der betydeligt større mængde r 

(op til 12%) for at opnå bedre slidbestandighed og hærdbarhed. 

Men vigtigst er chroms egenskaber med henblik på forbedring 

af korrosionsbestandigheden. Ved indhold over 12 % 

fås de såkaldte rustfrie (eller rustfaste) stål, som kan indeholde 

op til 25% Cr. 

Nikkel (Ni) : Nikkel er ligeledes en vigtig bestanddel i rustfrie 

stål, hvor indholdet kan variere fra 0-25% . 

Nikkel indgår dog også som legeringselement hos mange 

andre stål . Nikkel kan forøge styrken og hærdbarhede n 

samt sænke omslagstemperaturen, hvorved risikoen for 

sprødt brud ved slagpåvirkning minimeres . 

Hos svejsbare konstruktionsstål kan der tillegeres me d 

3,5-9% Ni . 

Indsætnings- og sejhærdningsstål legeres med op til 5% Ni . 

Mar-aging stål kan have op til 25% nikkel-indhold . 

Molybdæn (Mo) : Molybdæn kan medføre en forøgelse a f 

styrken og anvendes i små mængder (op til ca . 1%) i sej - 

hærdnings-, indsætnings- og værktøjsstål . 

Molybdæn forøger endvidere korrosionsbestandighede n 

hos rustfrie stål i syreholdige miljøer (indhold ca . 2-5% Mo) . 

Kobber (Cu) : Kobber er en urenhed fra stålfremstillingen , 

men tilsættes også i små mængder, op til ca . 0,5% . Kobber 

forøger styrken og korrosionsbestandigheden . Tilsættes i lidt 

større mængder (2-3%) til specielle rustfrie stål til forbedrin g 

af korrosionsegenskaber . 

53 

Aluminium (Al) 

Krom (Cr) 

Nikkei (Ni ) 

Molybdæn (mo ) 

Kobber (Cu)

Kobolt (Co) 

Vanadium (V ) 

Bor (B ) 

Wolfram (W) 

Kobolt (Co) : Kobolt øger stålets styrke og hårdhed . Disse 

forbedrede egenskaber er også gældende ved forhøjet temperatur. 

Kobolt anvendes med varierende procentindhold i forskellige 

stål, såsom hurtigstål (op til ca . 10%) og mar-aging stål 

(8-12%) . 

Vanadium (V) : Vanadium forøger varmebestandigheden og 

styrken hos stål . Anvendes i konstruktionsstål, værktøjsstå l 

og hurtigstål i ganske ringe mængder (op til 0,3%) . 

Bor (B): Bor tilsættes i ganske ringe mængder (0,001-0,005% ) 

primært for at forbedre hærdbarheden . 

Wolfram (W): Wolfram indgår i flere typer værktøjsstål, primært 

på grund af den forøgelse af hårdheden og slidbestandigheden, 

som opstår ved fremkomsten af wolframkarbide r 

i strukturen. Hurtigstål kan indeholde op til 19% W, mens 

en eventuel wolfram-tilsætning til koldarbejds- og varmarbejdsstål 

oftest kun andrager 1-5 % 

Herudover findes der en række øvrige legeringselementer, 

der oftest kun indgår med et ringe procentindhold me d 

henblik på forbedring af en eller flere egenskaber . 

I tabel 4.4 ses en skematisk oversigt over forskellige legeringselementers 

indflydelse på en række forskellige egenskaber 

hos stållegeringer. 

54

Tabel 4 .4 Forskellige legeringselementers indvirkning på en række 

materialeegenskabe r 

Egenskab C S i Mn P S Cr N i Mo Cu Al 

Trækstyrke 

Hårdhed 

Flydespænding 

Forlængelse 

+ + 

Kærvslagstyrk e 

Kolddeformation 

Dybtræksevn e 

Smedelighe d 

Svejsbarhed 

Rod- og 

varmeskørhe d 

+ 

Hærdbarhed + + 

+ (+ ) 

Varme - 

+ (+) (+) (—) 

(+) + 

bestandighed 

Kritisk afkø- 

til 400° C indirekte 

lingshastighed 

(— ) 

Korrosions- 

(+) — ++ (+) (+ ) 

bestandighedGlødeskals- 

direkte 

bestandighed + ++ (+) 

+ 

Koldskørhe d + + + (+ ) 

Udmattelses - (+) (+ ) 

(+) (+) (+ ) 

styrke 

som fo r som for som for som for 

C 

C C C 

+ + betydelig egenskabsforstærkning Tomme felter : 

+ egenskabsforstærkning ingen indflydelse eller ikke entydig 

(+) ubetydelig egenskabsforstærkning 

(—) ubetydelig egenskabsforringelse Tabellen angiver kun en almindelig tenden s 

— egenskabsforringelse 

betydelig egenskabsforringels e 

55

4 .4 

Styrkeøgning er ikke altid ønsket 

4.4 . 1 

Alle former for begrænsninge r 

af dislokationernes bevægelig - 

hed vil have en styrkeøgende 

effekt 

Styrkeogningsmekanisme r 

I forbindelse med udnyttelsen af stålets egenskaber er ma n 

blandt andet interesseret i at opnå en høj styrke, uden do g 

derved at sætte andre egenskaber helt over styr . Jo højere 

styrke som indbygges i materialet, des mindre mængde materiale 

skal der anvendes i en given konstruktion, og de s 

større anvendelighed vil der være for materialet . 

Styrkeøgning kan imidlertid også fremkomme som en utilsigtet 

effekt under forskellige omstændigheder (f.eks. ældningsfænomener) 

. Hvis den herved fremkomne styrkeøgning 

medfører en forringelse af andre egenskaber såsom 

materialets sejhed, er der tale om en uønsket ændring, der i 

værste fald kan medføre skader og havarier . 

Mikroskopiske ændringer som baggrund for styrkeøgnin g 

Styrkeøgning er baseret på forskellige mikroskopiske ændringer 

i materialet . Det blev i afsnit 4.3.2 omtalt, at kulstof 

har en afgørende indflydelse på styrken hos forskellige stål - 

legeringer. Dette skyldes, at fremmedatomer i fast opløsning 

i et basismetal vil deformere krystalgitteret hos basismetallet . 

Når krystalgitteret er deformeret, vil de tidligere omtalte gitterfejl , 

dislokationerne (jf . afsnit 4 .1 .4), have vanskeligere ved at bevæg e 

sig igennem gitteret, og netop dislokationernes bevægelighed gen - 

nem gitteret har stor betydning for materialets deformationsevne o g 

dermed for styrken . 

Det er således generelt gældende, at alle former for begrænsninger 

af dislokationernes bevægelighed vil have en styrkeøgende effekt . 

Ud over fremmedatomer i fast opløsning vil dette også være gæl - 

dende for udskilte nye faser, for korngrænser og for punktfejl i gitte - 

ret, de såkaldte vakancer. 

Den konkrete styrkeøgende effekt afhænger af flere forhold ve d 

den pågældende mekanisme . Størrelsen, mængden, fordelingen o g 

formen af de omtalte fremmede faser i stålet vil f .eks. have en afgørende 

rolle for den faktisk opnåede styrkeøgning . 

I det følgende skal en række forskellige metoder til styrkeøgning 

beskrives i relation til de her omtalte mikroskopisk e 

ændringer. 

56

Styrkeøgning ved legering/opløsningshærdning 4.4 .2 

Styrkeøgning ved legering betegnes også opløsningshærdning, 

og denne mekanisme er en vigtig forudsætning for 

den tekniske interesse for legeringer frem for rene metaller. 

I afsnit 4 .1 .3 blev det beskrevet, hvorledes fast opløsning ka n 

foregå enten som erstatningsatomer eller som indskudsatomer 

i basismetallets krystalgitter . 

Indskudsatomer, som kendes fra kulstofatomer i jern, medfører 

normalt en større styrkeøgning hos basismetallet, en d 

det er tilfældet med erstatningsatomer . 

Men som tidligere omtalt er det kun små atomer, der kan 

optræde som indskudsatomer, og styrkeøgningen bliver nor - 

malt begrænset af en ringe opløselighed . Eksempelvis kan 

der kun opløses 0,006-0,008% kulstof i a-jern ved stuetempe - 

ratur, så den styrkeøgende effekt herfra må betragtes som 

uvæsentlig . 

Der findes dog en anden gitterstruktur, som kan indeholde 

mere kulstof i fast opløsning ved stuetemperatur, og so m 

derved kan opnå en større styrke . 

Denne struktur betegnes martensit og omtales nærmere i af - 

snit 4 .4.10 om faseomdannelser (hærdning) . 

Styrkeøgning ved legering kan som nævnt også fremkomm e 

ved fast opløsning i form af erstatningsatomer. Denne styrkeøgning 

er langt mere almindelig for metallerne, bortset fr a 

kulstof i jern, og den er gældende for legeringer såvel me d 

fuld opløselighed som med begrænset opløselighed i fast fase . 

Fuld opløselighed ses hos en række legeringssystemer, der Fuld opløselighed i fast fase e r 

ikke finder stor kommerciel anvendelse . Som eksempel kan ualmindeligt 

dog nævnes kobber-nikkellegeringer, hvor styrken øges so m 

funktion af nikkelindholdet indtil et maximum ved et indhold 

på ca. 60% nikkel. Ved større andel nikkel vil man betragte 

det som en nikkellegering med opløst kobber, og derfor 

vil styrken naturligvis falde med aftagende andel kobber . 

Disse forhold ses illustreret i fig . 4 .25. 

Begrænset opløselighed er væsentligt mere almindeligt og 

optræder hos en lang række forskellige metaller. Der er såle - 

des en del metaller såsom silicium (Si), mangan (Mn), molybdæn 

(Mo) og krom (Cr), der kan gå i fast opløsning i jern 

som erstatningsatomer. Men der er en begrænset opløselig- 

57 

Indskudsatomer medfører størr e 

styrkeøgning end erstatningsatome 

r 

Martensit er en gitterstruktur, 

som kan opløse en større ande l 

kulstof 

Begrænset opløselighed i fast fase 

er mere almindeligt for metal - 

lern e

4.4.3 

hed, som er betinget af forskellene på atomernes størrelse . 

Generelt er opløseligheden stor, hvis atomernes størrelse e r 

næsten ens. På den anden side bliver den styrkeøgende effekt 

større, hvis der er stor forskel på atomernes størrelse . E t 

eksempel på den styrkeøgende effekt af en række forskellig e 

elementer i jern som funktion af mængden af opløst materiale 

ses på fig . 4 .26 . 

N 

MPa 

% 

m m 

414 60 basismetal i jern (1,24 ) 

345 

50 

276 _ B~udforlæ~~ 40 

207 30 v 

v 

p1 

c ~ 100 _ 

20 E 

~ å 

10 -a 

0 2 0 

Nikke l 

40 60 8 0 

200 10,176,(1,12) 

Mo 

(1,36) 

C r 

(125) , 

0 

0 

100% 

ö LL 0 10 

Koncentration af 

opløste atome r 

12 atom % 

Fig . 4 .25 Fig . 4 .26 

Variation af trækstyrken og Den styrkeøgende effekt (målt 

brudforlængelsen som funktion som forøgelsen af flydespændin - 

af nikkelindholdet hos kobber- gen Re) af forskellige erstat - 

nikkellegeringer (ref. 4) ningsatomer i jern . 

Tallene i parentes angiver atomernes 

radius (målt i en enhed 

betegnet ångstrøm = 10 10 m ) 

(Ref . 1 ) 

Styrkeøgning ved legering/faseudskillels e 

Det er som omtalt kun et relativt begrænset antal legerings - 

systemer, som indeholder fuld opløselighed mellem de 2 

elementer. 

Når opløselighedsgrænsen overskrides, sker der en udskillelse 

af en ny fase eller af en intermediær forbindelse (so m 

f.eks . cementit) . 

En ny fase medfører ofte en rela- Fremkomsten af en ny fase medfører ofte en relativt stor 

tivt stor styrkeøgning styrkeøgning i forhold til den styrkeøgning, som var resultatet 

af opløsningshærdningen, jf . foregående afsnit . Men 

begge mekanismer bidrager til den totale styrke, som metal - 

lerne opnår ved legering . 

58

H B 

40 0 

w 

s 

a 

200 

~ 

2 + 

- grov-perlit 

0 - 

1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 

% C 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, 0 

% Fe 3 C 0 3 6 9 12 1 5 

Sammensætnin g 

Fig . 4 .3 0 

Indvirkningen af faseudskillelsernes 

størrelse (grov perlit kontr a 

fin perlit) på hårdheden (Ref . 7) 

Et eksempel på hvorledes udskillelsernes størrelse indvirker 

på styrken (eller rettere hårdheden, som er proportiona l 

med styrken) ses på fig. 4 .30 . 

Ferrit med udskillelser af grovlamellar perlit (d .v .s. relativ t 

store udskillelser) medfører ringere styrke end ferrit me d 

finlamellar perlit (relativt små udskillelser) . 

Indflydelsen fra faseudskillelsernes form er eksemplificeret i 

figurerne 4 .31 og 4 .32, hvor henholdsvis hårdheden og slagsejheden 

er afbildet for 2 udskillelsesformer, dels perlit , 

hvor cementitten har en lamelform og dels sfæroidit, hvo r 

cementitten har kugleform . 

H B 

40 0 

20 0 

Sfæroidi t 

0 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 

% C 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, 0 

% Fe 3 C 0 3 6 9 12 1 5 

Sammensætnin g 

Fig . 4 .3 1 


form (lamelform kontr a 

kugleform) på hårdheden (Ref . 7) 

1 

10 0 

50 

0 1 1 I 1 I 

%C 0 0,2 0,4 0, 6 0,8 1, 0 

% Fe 3C 0 3 6 9 12 1 5 

Sammensætning 

Fig . 4 .3 2 


form (lamelform kontra 

kugleform) på slagenergie n 

(slagsejheden) (Ref. 7) 

4 .4.4 Styrkeøgning ved kolddeformation (deformationshærdning ) 

Deformationshærdning er en velkendt styrkeøgningsmekanisme, 

der finder stor industriel anvendelse (f .eks. koldvalsning, 

trådtrækning, koldflydepresning) for metaller og legeringer, 

der ikke kan hærdes ved varmebehandling . 

Deformationshærdning fremkommer, fordi dislokationerne, som op - 

står i stort antal ved deformationen, vekselvirker under dannelse a f 

de såkaldte hak i gitterstrukturen . Disse hak modvirker dislokationernes 

bevægelse på lignende måde, som fremmedatomer og ny e 

udskilte faser gør det . 

60

Der er 2 hovedtyper af 2-fase mikrostrukturer. Disse kan betegne s 

som henholdsvis aggregat-typen og dispersions-typen . Aggregat be - 

tyder sammenhobning eller sammenklumpning og anvendes om faseudskillelser, 

der samler sig i klumper på størrelse med basismetal - 

lets kornstørrelse . 

Denne type faseudskillelse spiller en stor rolle for f .eks . stål (perlit i 

en ferrit-matrix) og for messing (ß-messing i en matrix af a-messing) 

. 

Den anden type 2-fase struktur bliver som nævnt betegnet dispersions-typen 

. 

Dispersion betyder spredning og anvendes om faseudskillelser, de r 

ligger tilfældigt fordelt i matrix-materialet, og hvis størrelse er væ - 

sentligt mindre end matrix-materialets kornstørrelse, undertiden helt 

ned til submikroskopiske størrelser (d .v.s . < 1 µm) . 

Faseudskillelser af dispersionstypen spiller en vigtig rolle i mang e 

legeringssystemer og behandles efterfølgende i afsnittene om mod - 

ningshærdning (afsnit 4 .4.7) og dispersionshærdning (afsnit 4 .4 .8) . 

Styrkeøgning ved faseudskillelser har, som det fremgår, e n 

meget væsentlig betydning for kommercielle legeringer . 

Faseudskillelsernes størrelse, form, antal og fordeling spille r 

en vigtig rolle for den aktuelle styrkeøgning og for en rækk e 

øvrige mekaniske egenskaber. Et eksempel herpå ses i figurerne 

4.27, 4.28 og 4.29, som viser, hvorledes mængden af faseudskillelserne 

cementit og perlit i stål indvirker på egen - 

skaber som styrke, duktilitet (brudforlængelse og indsnøring) 

og slagsejhed . 

MP a 

1380 

690 

Ferrit ementit 

+ + 

0 i 

perlit , perlit - 

1111111 

% C 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, 0 

% Fe3 C 0 3 6 9 12 1 5 

% PerlitO 25 50 75 100 97 


Fig . 4 .2 7 

Indvirkningen af faseudskillelserne 

cementit (Fe 3 C) og perli t 

på trækstyrken og flydespændingen 

(Ref . 7) 

Ü! 

= Ferrit ICementi t 

~--+ + 

perlit perlit 

Y 

o - 

0 

% C 0 0,2 0,4 0,6 0, 8 

% Fe3 C 0 3 6 9 1 2 

% Perlit 0 25 50 75 100 


1, 0 

1 5 

9 7 

Fig . 4 .2 8 


cementit (Fe 3 C) og perli t 

på brudforlængelsen og indsnøringen 

(Ref . 7) 

59 

Faseudskillelsernes størrelse, 

form, antal og fordeling spille r 

en vigtig rolle for den aktuell e 

styrkeøgnin g 

-0 

L~ 

~ 

N 

136 

68 

Ferrit Icementit 

perlit perlit 

0 i 

C 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, 0 

% Fe3 C 0 3 6 9 12 1 5 

%Perlit 0 25 50 75 100 9 7 


Fig . 4 .2 9 


cementit (Fe 3 C) og perlit 

på slagenergien (slagsejheden ) 

(Ref . 7)

Generelt er deformationshærdningen ringere for metalle r 

med hexagonalt krystalgitter (HCP) end for metaller me d 

kubiske krystalgitre (BCC og FCC) . Det gælder endvidere, a t 

deformationshærdningen formindskes med øget temperatur . 

Kolddeformation medfører også ændringer af andre mekaniske 

egenskaber, som det fremgår af fig . 4 .33 . 

Fig . 4 .3 3 

Variationen af forskellige meka - 

niske egenskaber som funktion a f 

kolddeformationsgraden (Ref . 8) 

0 10 20 30 40 50 60 70 % 

Kolddeformationsgrad 

Endvidere indvirker kolddeformationsgraden på nogle fysiske 

egenskaber såsom elektrisk ledningsevne (fald), termis k 

udvidelseskoefficient (lille stigning) og densitet (lille fald) , 

og der kan også fremkomme en reduktion af korrosionsbestandigheden 

hos det kolddeformerede materiale . 

Man skal være opmærksom på, at opnåede forbedrede styrkeegenskaber 

ved kolddeformation vil forsvinde ved glødning 

(rekrystallisation, jf . afsnit 4 .5 .4) . 

Styrkeøgning ved deformationsældning 4.4 . 5 

Deformationsældning er en styrkeøgningsmekanisme, so m 

normalt er utilsigtet, idet den kan opstå i kolddeformere t 

materiale efter nogle måneders lagring ved almindelige temperaturer 

. 

Hastigheden for styrkeøgningen er meget temperaturfølsom 

og kan ske på meget kort tid (sekunder) ved forhøjet temperatur 

(3-400°C) . 

Ældningen er som nævnt normalt utilsigtet og endvidere 

ofte uønsket, da der sammen med styrkeøgningen sker et 

fald i duktiliteten, d .v .s. materialet bliver skørt . 

61 

Kolddeformation medføre r 

ændringer af mekaniske o g 

fysiske egenskabe r

Kvælstof spiller en vigtig rolle 

for deformationsældnin g 

Tilsigtet styrkeøgning ved defor - 

mationsældning betegne s 

»bake-hardening « 

Fig . 4 .3 4 

Styrkeøgningens afhængighe d 

af graden af fordeformation i 

forbindelse med »bake-hardening« 

. Styrken er her målt som 

flydespænding (Ref . 9) 

4.4.6 

Styrkeøgningen hidrører fra tilstedeværelsen af kvælstof- og kulstof - 

atomer placeret som indskudsatomer i gitteret . Ved kolddeformatio - 

nen er der dannet et stort antal nye dislokationer, og det tager no - 

get tid, før kvælstof- og kulstofatomerne ved diffusion har bevæget 

sig hen for at fastlåse disse nye dislokationer. 

Kvælstof spiller en større rolle end kulstof for deformations - 

ældningen, og effekten kan derfor undgås enten ved at minimere 

kvælstof-indholdet i stålet (

Små kornstørrelser kan opnås ved størkneprocessen, men 

mere almindeligt opnår man kornforfining ved varmebehandling 

. Den mest anvendte varmebehandlingsmetode i 

den forbindelse er normalisering, der omtales i større detalj e 

i afsnit 4 .5 .3 . 

Kornstørrelserne kan også i nogen udstrækning styres ved 

procesparametrene (termomekaniske parametre) i forbindelse 

med varmvalsning af slutproduktet ved stålfremstillingen . 

En udbredt metode til styring af kornstørrelser er ved hjælp 

af mikrolegeringselementer, hvorved man opnår de såkaldte 

finkornsstål eller mikrolegerede stål . Oprindeligt anvendte 

man aluminiumnitrid og vanadium som finkorn-dannere, 

men senere udvidede man med elementer som niob og titan . 

Vanadium, niob og titan kan ud over finkornseffekten danne 

karbider og på denne måde også give en styrkeøgning ved 

modningshærdning (udskillelseshærdning) eller dispersionshærdning, 

der omtales i følgende afsnit . 

Den kombinerede styrkeøgende effekt af kornforfining o g 

modningshærdning er et væsentligt element for nogle af de 

nyere højstyrkestål som betegnes HSLA-stål (»High Strength 

Low Alloy« ) . 

Styrkeøgning ved modningshærdnin g 

(udskillelseshærdning ) 

Modningshærdning blev tidligere kort berørt i afsnit 4 .4 . 3 

om styrkeøgning ved legering/faseudskillelser . 

Det drejer sig som nævnt om faseudskillelser af dispersions - 

typen, d .v.s. små, tilfældigt fordelte udskillelser. 

Når disse udskillelser er opløselige i grundmaterialet ved forhøjet 

temperatur, betegnes effekten udskillelseshærdning eller modnings - 

hærdning . Når udskillelserne er uopløselige eller næsten uopløseli - 

ge ved alle temperaturer betegnes styrkeøgningen som en disper - 

sionshærdning, se afsnit 4 .4 .8 . 

En forudsætning for modningshærdning er, at udskillelserne har fal - 

dende opløselighed med faldende temperaturer. 

Modningshærdning er en af de vigtigste styrkeøgende mekanismer 

for en række aluminium-legeringer, men anvende s 

som før omtalt også i forbindelse med de mikrolegerede stål 

63 

Kornforfining ved varme - 

behandlin g 

Kornstørrelsen kan styres ve d 

legerin g 

4.4 . 7 

Modningshærdning har stor be - 

tydning for forskellige aluminium- 

legeringe r

4 .4 . 8 

Dispersionshærdning er næste n 

identisk med udskillelseshærdnin 

g 

4 .4. 9 

4 .4 .10 

og HSLA-stålene for såvidt udskillelserne er de opløselige 

vanadiumkarbider. 

En anden ståltype, hvor styrken er baseret på udskillelses - 

hærdning, er de såkaldte mar-aging stål, der har et stort ind - 

hold af nikkel, molybdæn og kobolt . 

Flere forskellige intermetalliske forbindelser medfører udskillelseshærdningen 

hos mar-aging stål . 

Endvidere findes der blandt de rustfrie stål en type legeringer, 

hvis styrke er baseret på udskillelseshærdning (de udskillelseshærdende 

rustfrie stål) . 

Styrkeogning ved dispersionshærdnin g 

Dispersionshærdning er identisk med udskillelseshærdning bortset 

fra, at udskillelserne har ingen eller ringe opløselighed ved alle temperaturer. 

Nogle mikrolegerede stål eller HSLA-stål har opnået en del af dere s 

styrke ved dispersionshærdning, eftersom en række af udskillelsern e 

såsom niobium- og titan-karbider og -nitrider har ringe opløselighe d 

ved alle temperaturer. 

Dispersionshærdning er i øvrigt ikke særlig relevant for stållegeringer. 

Styrkeogning ved fiberforstærknin g 

Styrkeøgning ved hjælp af indlejring af højstyrkefibre i en metal - 

grundmasse har været afprøvet i mange år, men inden for stålområdet 

har der ikke været så overbevisende resultater, at det har mulig - 

gjort en fremstilling af kommercielle legeringer . 

Derimod findes der fiberforstærkede aluminiumlegeringer på mar - 

kedet . 

Styrkeøgning ved faseomdannelse 

I afsnit 4 .4.2 blev det omtalt, at stål under visse omstændigheder 

kan overgå til en anden gitterstruktur, martensit, som 

kan indeholde en større mængde kulstof i fast opløsning, 

end det er muligt for den generelle rumcentrerede gitterstruktur 

hos a-jern . 

Resultatet af denne større opløselighed er en markant styrkeøgning. 

64

Martensit-dannelse er en generel betegnelse for en diffusionslø s 

omdannelse fra en højtemperaturfase (en -y-fase) til en martensitfase 

. Da omdannelsen er diffusionsløs foregår den øjeblikkeligt under 

en given temperatur (martensit-start temperaturen Ms), d .v.s . 

omdannelsen sker med lydens hastighed . Man kan populært si - 

ge, at krystalgitteret klapper om fra den ene til den anden type. 

Omdannelsen sker imidlertid ikke for hele -y-fasen ved den sam - 

me temperatur. Visse områder kræver en lavere temperatu r 

(

Hærdning af stål kan udføres på mange forskellige måder, 

og der findes flere forskellige hærdningsvarianter som f .eks . 

bainithærdning, der dog er en diffusionsafhængig proces i 

modsætning til martensit-hærdningen . Da hærdning er en 

varmebehandling, vil den blive nøjere beskrevet i kapitel 4 . 5 

om varmebehandling . 

Styrken hos DP-stål er baseret på Afslutningsvis skal det blot omtales, at styrkeøgning ved fa - 

faseomdannelse seomdannelse bliver anvendt ved fremstillingen af en ny 

type højstyrkestål, betegnet DP-stål (»Dual Phase steel« , 

d .v.s. 2-fase stål) . 

Disse stål fremstilles ved bratkøling fra et højtemperaturområde, 

hvor der både optræder ferrit og austenit i strukturen . 

Ved bratkølingen omdannes austenitten til martensit, og der 

fremkommer således en 2-fase struktur med martensit o g 

ferrit . Disse stål har god formbarhed ud over den store styrke . 

4. 5 

4.5 .1 

Varmebehandling 

En varmebehandling kan defineres som en proces, ved hvilken 

et metal eller en legering gennemløber en eller flere op - 

varmninger (temperatur under smeltepunktet) med efterfølgende 

afkølinger med henblik på at opnå en række ændringer 

af materialeegenskaberne . 

Udtrykket varmebehandling omfatter dog normalt ikke 

formgivningsprocesser eller bearbejdningsprocesser, som 

udføres i varm tilstand, med mindre der er tale om kombinerede 

processer. 

Formålet med varmebehandlin g 

Flere af de styrkeøgende mekanismer, som blev omtalt i afsnit 

4.4, fremkommer i praksis i forbindelse med en varme - 

Mange egenskaber ændres ved behandling . Det er imidlertid ikke blot styrken (d.v.s . trækvarmebehandling 

styrken), som man kan ændre ved en varmebehandling . Flere 

andre egenskaber kan påvirkes ved forskellige typer varmebehandling. 

Som eksempler kan nævnes duktiliteten , 

slagsejheden, udmattelsesstyrken, krybestyrken, slidbestandigheden 

og korrosionsbestandigheden . 

Disse egenskaber ændres, fordi varmebehandlinger indvir - 

ker på metallernes og metallegeringernes mikroskopiske o g 

submikroskopiske strukturer. 

66

Et andet vigtigt formål med varmebehandling er at fjerne 

uønskede restspændinger i materialet. Restspændinger kan 

opstå i forbindelse med plastisk bearbejdning, varmebehandling, 

svejsning, støbning m .m . og må derfor betegne s 

som et generelt fænomen . Restspændinger kan føre til en reduktion 

af udmattelsesstyrken samt en forringet dimensionsstabilitet, 

og det kan derfor være aktuelt at foretage e n 

afspændingsglødning af materialet . 

I den indledende definition af varmebehandling blev 

formgivnings- og bearbejdningsprocesser i varm tilstand 

undtaget, da formgivningen/bearbejdningen vurderes at 

være det primære formål . 

I visse situationer kombinerer man imidlertid formgivnin g 

og varmebehandling for at få bedre kontrol over slutproduktets 

mekaniske egenskaber og for at rationalisere processerne. 

Disse termo-mekaniske processer må betragtes som en 

variant af almindelige varmebehandlingsprocesser . 

Faseomdannelser og faseomdannelsesdiagrammer 4 .5 . 2 

En del varmebehandlinger af stål medfører faseomdannelser, 

eftersom der opvarmes til austenit-området, der fremgå r 

på tilstandsdiagrammet i fig. 4.18 i afsnit 4 .2 .3 som område t 

over linierne betegnes A3 og A c ,,, . 

Denne faseomdannelse betegnes austenitisering, og herfr a 

kan der opnås en ønsket struktur i materialet ved et styre t 

afkølingsforløb . 

Der findes 2 diagramtyper, som viser forløbet eller en del af 

forløbet ved disse omdannelser . 

Varmebehandling kan fjern e 

restspændinge r 

Termo-mekaniske processer 

kombinerer varmebehandlin g 

og formgivnin g 

Den ene diagramtype betegnes TTT-diagrammer, hvor TTT TTT- diagrammer viser isoter m 

er en forkortelse af de engelske ord : Time - Temperature - omdannels e 

Transformation (tid - temperatur - omdannelse) . Disse diagrammer 

viser den tid, det tager at omdanne underafkølet 

austenit ved en konstant temperatur (isoterm omdannelse), 

samt hvilken omdannelsesstruktur, man kan forvente . 

67

Fig . 4.36 TTT-diagram for et eu- Temperatur, ° C 

tektoidt stål med 0,76% Mn o g 

med en austenitiseringstempera - 

tur på 900°C (Ref . 4) 

800 _ 

Austenit (y) 

Et eksempel på et TTT-diagram for et ulegeret stål med eutektoid 

sammensætning (ca. 0,8% kulstof) ses i fig. 4 .36. 

100 _ 

(y) + Martensit 

723 ° 

1 2 4 8 15 30 1 2 4 8 15 30 1 2 4 8 1 5 

sekunder 

minutte r 

time r 

De to krumme kurver angiver start for omdannelse (=1 % a f 

strukturen omdannet) og slut for omdannelse (- 99% af struktu - 

ren omdannet) . 

De dannede strukturer ved de forskellige temperaturer fremgår 

til højre på diagrammet, hvor det også er anført, hvilken hård - 

hed det pågældende strukturelement typisk har. Det ses, at der 

er nævnt 5 strukturelementer : grovperlit, finperlit, øvre bainit , 

nedre bainit og martensit . 

68

Mikrostrukturen perlit blev nøjere beskrevet afsnit 4 .2 .3 . Betegnel - 

serne »grov« og »fin« refererer til afstanden mellem strukturens la - 

meller. Hos finperlit kan det være vanskeligt at skelne de enkelte la - 

meller ved lysoptisk mikroskopi . Dannelsen af finperlit sker ved e n 

temperatur meget tæt på »næsen« af kurven i fig . 4 .36 . 

Ligesom perlit er bainit dannet ved eutektoid omdannelse fra austenit 

. Bainitstrukturer dannes ved temperaturer under 450-500°C og 

består af faserne ferrit og cementit i bestemte mønstre, som ikke e r 

lameller. Øvre bainit dannes normalt i temperaturintervallet 

350-500°C som parallelle stavformede ferritudskillelser og mellem - 

liggende pladeformede cementitudskillelser. Strukturen betegne s 

som »fjer-lignende« . 

Nedre bainit, som har noget større styrke end øvre bainit, danne s 

ved temperaturer under ca . 350°C . Cementitudskillelserne har he r 

mere form som tynde nåle (eller snarere linseformede i 3-dimensional 

forstand) . 

Martensit har været omtalt i afsnit 4 .4.10. Denne struktur fremkom - 

mer som før nævnt ved diffusionsløs omdannelse i modsætning ti l 

perlit- og bainitomdannelserne, der sker ved kimdannelse og diffusion 

. Strukturens udseende minder på mange måder om nedre bainit 

og kan være vanskelig at skelne herfra . 

På TTT-diagrammet i fig. 4.36 er der kun indtegnet en linie 

(M s) for starten på martensit-omdannelse, mens der ikke er 

nogen tilsvarende linie (M f) for fuld (dvs. 99%) omdannelse . 

For hypereutektoide stål ligger M 1-linien under stuetempera - 

tur, dvs. at der vil være en mindre andel uomdannet austenit 

i strukturen. Denne austenit betegnes restaustenit, og volumenandelen 

af denne bestanddel er afhængig af legeringens 

kulstofindhold, som det fremgår af fig. 4.37. 

Selv hypoeutektoide stål med kulstofindhold ned til ca . 0,3 % 

kan have en mindre andel restaustenit, og endvidere vil austenitforekomst 

være stabiliseret af høje hærdetemperaturer 

(dvs. austenitiseringstemperaturer), langsom afkøling under 

M s-temperaturen samt eventuel afbrydelse af afkølingen før 

M s-temperaturen (trinhærdning) . 

69 

Perlit 

Øvre baini t 

Nedre bainit 

Martensit 

Uomdannet austenit betegne s 

restaustenit 

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 vægt % 

Kulstof-ind hol d 

Fig . 4 .3 7 

Andel restaustenit som funktio n 

af kulstofindholdet (Ref 10)

Restaustenit forringer stålets hårdhed (og hermed styrken) , 

men effekten er afhængig af den aktuelle volumenande l 

restaustenit . 

TTT-diagrammet i fig . 4.36 var for et eutektoidt stål . For 

hypo- og hypereutektoide stål har diagrammerne typisk et 

udseende som vist på figurerne 4.38 og 4 .39 . 

° C 

900 

800 

700 

600 

500 

40 0 

30 0 

20 0 

HRC 

20 

2 5 

28 

33 

3 7 

42 å 

47 ~ 

50 .43 

r 

100 

Y 

3 

58 ace' 

0,251 4 15 60se k 

1 4 1560mi n 

1 4 15 60time r 

Fig . 4 .3 8 

TTT-diagram for et hypoeutektoidt 

stål med 0,54% C (Ref. 1) 

° C 

900 

80 0 

70 0 

60 0 

50 0 

400 

300 

200 

HR C 

- 27 

- 4 3 

- 4 5 

- 4 6 

- 46 

- 4 7 

Bainit - 51 v 

5 5 

60 < ø 

62 t 

100 

3Y 

65 z ° 

0,251 4 15 60 se k 

1 4 15 60 mi n 

1 4 15 60 time r 

Fig . 4 .3 9 

TTT-diagram for et hypereutektoidt 

stål med 1,13% C (Ref. 1 ) 

Det ses, at der på begge disse diagrammer er en ekstra kurve 

over »næsen« . Disse kurver viser udskillelser af henholdsvis 

ferrit og cementit, som fremkommer før de eutektoide om - 

dannelser til perlit og bainit . Disse udskillelser betegne s 

henholdsvis proeutektoid ferrit og proeutektoid cementit 

(sekundær cementit) . 

For det hypoeutektoide stål (fig . 4.38) ses det, at der ved isoterm 

omdannelse ved 600°C fremkommer både proeutektoid 

ferrit og perlit . Ved lavere temperaturer kan der dannes udelukkende 

perlit eller bainit . Tilsvarende gælder for hypereutektoide 

stål med hensyn til proeutektoid cementit, dog vil 

det her være vanskeligt helt at undgå proeutektoid cementit 

selv ved meget hurtige afkølinger. 

Disse proeutektoide udskillelser finder sted i de oprindelig e 

austenitkorngrænser. 

70

TTT-diagrammerne forandrer udseende ved legering me d 

forskellige elementer. 

Alle legeringselementer undtagen kobolt forsinker austenitomdannelsen, 

både tiden før omdannelsen starter og tiden, 

som omdannelsen varer . Nogle legeringselementer, såsom 

krom, molybdæn og silicium vil give en differentieret forsin - 

kelse af omdannelsen til henholdsvis perlit og bainit, hvor - 

ved der fremkommer 2 adskilte »næser« på kurverne . 

Disse forhold er illustreret i figurerne 4.40 og 4.41, som del s 

viser den generelle, ensartede forsinkelse af austenit-omdannelsen 

ved tillegering med nikkel og dels viser de adskil - 

te perlit- og bainitnæser ved tillegering med krom . 

TTT-diagrammer er i princippet kun anvendelige, når der e r 

tale om isoterme omdannelser fra austenitfasen (i underafkølet 

tilstand), dvs . at tiden inden omdannelse skal være ti l 

strækkeligt lang til at sikre etableringen af en konstant o g 

ensartet temperatur i det emne, som skal varmebehandles . 

Dette kræver emner med små godstykkelser samt afkøling i 

et saltbad eller i et bad af smeltet metal . 

Langt de fleste varmebehandlinger foregår med kontinuer t 

afkøling i luft, olie eller vand, og man kan derfor kun me d 

forbehold anvende TTT-diagrammer til skematisk illustration 

af sådanne afkølingsforløb . 

Der er imidlertid konstrueret en diagramtype, som kan an - 

vendes til kontinuerte afkølingsforløb . Denne type betegnes 

CCT-diagram (Continous-Cooling - Transformation diagram) . 

Et eksempel på et CCT-diagram for et hypoeutektoidt stål e r 

vist i fig . 4 .42. Der ses at være en vis lighed med TTT-diagrammet, 

idet der stadig er veldefinerede linier, som angive r 

start og slut på omdannelse til forskellige strukturer, såso m 

ferrit (F), perlit (P), bainit (B) og martensit (M) . Da omdannelserne 

ikke foregår isotermt, følger man ikke vandrette li - 

nier for at finde frem til omdannelsesstrukturen . Derimod 

følger man de indtegnede krumme afkølingslinier . 

De forskellige linier markerer forskellige afkølingshastighe - 

der, og linien til venstre svarer til den største afkølings - 

hastighed . 

71 

TTT-diagrammerne forandre r 

udseende ved legering med forskellige 

elemente r 

Isoterm omdannelse kræver sm å 

godstykkelser og langsom 

afkølin g 

CCT-diagrammer anvendes ti l 

kontinuerte afkølingsforløb

ö. 

E 

a) 

800 a) ca . 0,6% C, 0,3% Mn og 2,0% N i 

A 

700 

600 

500 

400 

300 

800 _ 

700 

600 

500 

400 

300 

0 

0,5 1 2 5 1 0 

Tid i sekunder 

A3 

A , 

A 

A 3 ------------- - 

M 5 

M 5 0 

M 9 0 

A 

A+F+C 

0,5 1 2 5 1 0 


A : austenit 

F : ferrit 

C : cementit 

M : martensit 

1 min . 1 tim . 1 døgn 1 ug e 

1 min . 

i i i , 

10 2 1 0 3 10° 10 5 1 06 

b) ca . 0,6% C, 0,3% Mn og 3,9% N i 

A 

------------ - 

F+ C 

10 2 1 0 3 

1 tim . i døgn 1 ug e 

10° 10 5 1 06 

Fig . 4 .40 Typisk ændring (fra a til b) af TTT-diagram ved forøget indhold af nikkel (Ref. 11 ) 

72

P 

900 

800 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

80 0 

70 0 

60 0 

50 0 

40 0 

30 0 

20 0 

D 

2 100 

~a 

E 

°, 

~ 0 

~ 

~ 

~ , 

, ~ 

~ A+F+C 

. 

.` M 50% 

---- A 

s --- 

.f- 

- 

- M s o 

M 90 

a) ca 0,4% C, 0,4% Mn og 0,6% C r 

A 

, _ 

~ 

-, 

Perli t 

Bainit 

1 min . 

F+ C 

0,5 1 2 5 10 102 10 3 

10 ° 


0,5 1 2 5 10 1 02 

b) ca 0,5% C og 3,1% C r 

A: austeni t 

F : ferri t 

C : cementit 

M : martensi t 

1 tim . 1 døgn 1 ug e 

10 3 10° 10 5 


Fig . 4 .41 Typisk ændring (fra a til b) af TTT-diagram ved forøget indhold af krom (Ref. 11 ) 

73

Fig . 4 .42 

CCT-diagram for et hypoeutektoidt 

stål med indtegnede afkølingslinier 

(Ref. 1 ) 

Fig . 4 .43 (Modstående side ) 

Eksempel på CCT-diagramme r 

for samme legering, men med 

forskellige austenitiseringstemperaturer 

fra det tyske standard - 

værk : »Atlas zur Wärmebehandlung 

der Stähle« 

0.25 1 4 15 60 se k 

1 4 15 60 mi n 

1 4 15 60 timer 

Det ses, at linierne ofte fører igennem flere faser (F, P, B, M) , 

og dette indikerer, at slutstrukturen indeholder alle de faser, 

som linien går igennem. Procentfordelingen mellem de enkelte 

faser fremgår af tallene på linierne, og den resulterende 

hårdhed hos materialet ved stuetemperatur er angivet for - 

neden på diagrammet ved afslutningen af afkølingslinierne . 

Faseområdernes placering på CCT-diagrammet er selvfølgelig 

afhængig af stållegeringens sammensætning, men herudover 

vil der også være forskelle betinget af austenitiseringstemperaturen 

og holdetiden. Sidstnævnte parametre har 

indflydelse på austenitkornstørrelsen, forekomst af uopløste 

karbider samt omdannelsestiden fra austenit til ferrit og perlit 

ved givne temperaturer. 

74

1000 

90 0 

80 0 

70 0 

60 0 

50 0 

40 0 

30 0 

20 0 

100 

Chemisch e 

Zusammensetzung 

C Si Mn P 

S Cr Cu Mo N i 

0,22 0,25 0,64 0,01 0 0,011 0,97 0,1 6 0,2 3 0,3 3 

■■ 'qv- #P'w 

I‘R 0 

1 0 

Sekunden 

1 

Z 

Austenitisierungstemperatur 875 ° C 

(Haltedauer 10 min) aufgeheizt in 2 mi n 

A Bereich des Austenit s 

F Bereich der Ferritbildun g 

P Bereich der Perlitbildung 

Zw Bereich der Zwischenstufe n 

Gefügebildun g 

M Bereich der Martensitbildun 

g 

Austenitisierungstemperatur 1050 ° C 

(Haltedauer 10 min) aufgeheizt in 2 mi n 

Ac3 

Ad 

A Bereich des Austenit s 

F Bereich der Ferritbildun g 

00 P Bereich der Perlitbildun g 

Zw Bereich der Zwischenstufe n 

Gefügebildung 

M Bereich der Martensitbildun 

g 

Härtewerte in HRc bzw.HV 

~' r r ®9 00 1,-2 . . ..Gefügeanteile in % 

V 

< 0,0 1 

102 10 3 

10° 

10 5 

106 

1 0 

Minuten 

Zeit 

100 100 0 

10000 

1 1 0 

100 

Stunde n 

75

CCT-diagrammernes udseend e 

varierer 

Afkølingshastighed afhænger a f 

afkølingsmediet og emne - 

dimension 

Fig. 4 .44 Afkølingskurver for Ø 

95 mm rundstål på henholdsvi s 

overfladen og midten af stange n 

og med forskellige afkølingsmedier:_ 

vand, - - - - 

olie, -•-•-•-•- luft (Ref . 1) 

4 .5 .3 

Da disse forhold kan have en relativt stor indflydelse på diagrammernes 

udseende, skal man være forsigtig med anvendelsen 

af diagrammerne, hvis legeringssammensætningen 

og austenitiseringstemperaturen afviger fra de data, som 

diagrammet er bygget op over . 

I fig. 4.43 ses eksempler på 2 CCT-diagrammer med forskellige 

austenitiseringstemperaturer . 

De afkølingshastigheder, som kan opnås ved praktiske varmebehandlinger 

afhænger af afkølingsmediet og emnets dimension 

. I fig. 4.44 ses afkølingskurver af et rundstål med 

95 mm i forskellige medier. 

oC 

800 

70 0 

60 0 

50 0 

400 

30 0 

200 

10 0 

0 

Tid (sekunder) 

Ved kobling mellem relevante afkølingskurver og CCT-diagrammerne 

kan der opnås kendskab til, hvilke fareomdannelser 

som vil finde sted under en given afkøling . 

Varmebehandlinger ved temperaturer ove r 

austenitiseringstemperature n 

TTT- og CCT-diagrammer er af stor betydning til illustratio n 

af de metallurgiske forhold ved varmebehandlinger, der in - 

debærer opvarmning til og afkøling fra austenitområdet . 

Selv om TTT-diagrammer som anført forudsætter isoterm 

omdannelse, vil denne diagramtype i det følgerade blive an - 

vendt også i forbindelse med kontinuert afkøling for at illustrere 

principperne bag forskellige varmebehandlinger . 

76

De fælles elementer for disse varmebehandlinger er en opvarmning 

til austenitområdet, en vis holdetid i dette temperaturområde, 

afkøling i egnet afkølingsmedie i et trin ti l 

stuetemperatur eller i flere trin via en holdetid ved en mellemtemperatur 

(isoterm omdannelse) og evt . efterbehandling 

(anløbning) ti] modifikation af de opnåede egenskaber. 

Blødglødning (sfæroidisering ) 

Blødglødning er en varmebehandling, som fjerner alle indr e 

spændinger og overfører metallegeringen til den »blødest « 

mulige tilstand, dvs. en tilstand med ringe styrke og sto r 

duktilitet/sejhed . For stållegeringer foretages blødglødnin g 

normalt som en sfæroidisering, mens det for letmetaller nor - 

malt foretages som en rekrystallisationsglødning . Sfæroidisering 

kan fremstilles skematisk på et TTT-diagram som vist 

i fig . 4 .45 . 

For hypereutektoide stål udføres blødglødning/sfæroidisering 

for at muliggøre spåntagende bearbejdning . Disse stå l 

opvarmes til lige over A l-temperaturen (740-770°C), ved hvil - 

ken temperatur de holdes i 2-4 timer . Herved omdanne s 

perlitten til austenit, mens korngrænsecementitten ændre r 

form til kugler (sfæroidit) . Herefter foretages der en meget 

langsom afkøling (10-20°C pr . time) til en temperatur på 

600-650°C, hvorved austenitten også omdannes til sfæroidit . 

Sidstnævnte omdannelse svarer næsten til en isoterm om - 

dannelse . Processen afsluttes med en hurtigere afkøling ne d 

til stuetemperatur. 

Ti d 

77 

Blødglødning medfører ring e 

styrke og stor sejhe d 

Hypereutektoide stål blødgøre s 

ved temperaturer over A,-linie n 

Fig . 4 .4 5 

Skematisk fremstilling af temperatur-tid 

forløbet ved blødglødning 

(sfæroidisering) og trin - 

glødnin g

Blødglødningen kan også udføres som en tringlødning, hvo r 

holdetiden ved austenitiseringstemperaturen reduceres o g 

afløses af en hurtig afkøling til trintemperaturen, efterfulgt 

af en isoterm omdannelse ved denne temperatur . 

Eller der kan udføres en såkaldt pendulglødning, hvor materialet 

gennemfører et antal cykler med skiftevis opvarmnin g 

og afkøling hhv. lidt over og lidt under Al-temperaturen . 

Hypoeutektoide stål blødglødes normalt ved temperaturer 

under A l-temperaturen og omtales derfor i afsnit 4 .5 .4 . 

Normaliserin g 

Normalisering medfører gode Ved normalisering kan der etableres en finkornet struktu r 

mekaniske egenskaber med gode mekaniske egenskaber og god bearbejdelighed . 

Normalisering anvendes oftest til hypoeutektoide stål, hvorved 

der opnås en struktur bestående af ferrit og perlit, me n 

den kan også anvendes til hypereutektoide stål, hvorved der 

dannes ferrit og cementit (sfæroidit) . 

'y stabil 

%/`,Nor aliserin g 

~~/~•. . 

%%% /,/////////;:, 

1 sek. 1 min . 

1 tim e 

Fig . 4 .4 6 

Skematisk illustration af normalisering 

i et TTT-diagram for et 

hypereutektoidt stål med 0,9% C 

(Ref.) ) 

Normalisering foregår ved opvarmning til fuld austenitisering, 

d .v.s. over A 3-temperaturen, med en vis holdetid og efterfølgende 

kontinuert afkøling i fri luft. Hypereutektoide 

stål, der er opvarmet til fuld austenitisering, skal dog afkøle s 

relativt hurtigt for at undgå dannelse af korngrænsecementit, 

som kan forringe de mekaniske egenskaber . Disse stå l 

normaliseres derfor hyppigt fra en temperatur lige over 

A l-temperaturen ; dvs. fra en kun delvis austenitiseret til - 

stand . Normalisering er skematisk illustreret i et TTT-diagram 

i fig. 4 .46, selv om processen som omtalt ikke indeholder 

nogen isoterm omdannelse . 

Trinnormalisering og bainithærdnin g 

Trinnormalisering og bainithærdning er eksempler på pro - 

cesser, som foregår ved isoterm omdannelse . 

Den mest kendte form for trin- Den mest kendte form for trinnormalisering kaldes patentenormalisering 

kaldes patentering ring og anvendes i forbindelse med klavertråd, fjedertråd o g 

stålwire. Efter opvarmning til fuld austenitisering foretages 

der hurtig afkøling i metalbad til ca. 500°C, hvor isoterm om - 

dannelse finder sted til finperlit, som har en relativt høj 

styrke, efterfulgt af afkøling i fri luft. Bainithærdning udføres 

ved en proces, som er identisk med det ovenfor beskrev - 

78

ne bortset fra metalbadets temperatur, der befinder sig i intervallet 

200-400°C . Ved denne temperatur omdannes den 

underafkølede austenit isotermt til nedre bainit . Processe n 

er illustreret på TTT-diagrammet i fig . 4 .47. 

Som det ses af figuren, er holdetiden før omdannelse så 

lang, at der kan opnås en ensartet temperatur i materiale t 

inden omdannelsen til bainit, hvorved der kan opnås en 

spændingsfri struktur. Bainitstrukturen er hård og har so m 

regel større sejhed end et sejhærdet stål med samme hårdhed. 

Bainithærdning anvendes til lavtlegerede stål med små 

dimensioner, men kan anvendes i et større dimensionsområde 

for højere legerede stål . 

Martensithærdning og anløbning 

Martensithærdning eller hærdning, som den ofte blot be - 

nævnes, består af en opvarmning til hel eller delvis austeni - 

tisering efterfulgt af hurtig afkøling til stuetemperatur eller 

derunder. Processen er skematisk illustreret på TTT-diagrammet 

i fig . 4.48, men igen skal man være opmærkso m 

på, at der reelt er tale om et kontinuert afkølingsforløb . 

Ti d 

79 

Fig . 4 .4 7 


forløbet i henholdsvi s 

overfladen og kernen af e t 

emne ved bainithærdnin g 

Bainithærdning giver en spændingsfri 

struktu r

Fig . 4 .48 


forløbet i henholdsvis 

overfladen og kernen af et emne 

ved hærdning (martensithærdning) 

Bratkøling foregår hurtigere en d 

den kritiske afkølingshastighe d 

Hærdning kan medføre revner , 

kastninger og restspændinger 

a 

a 

A ~ 

------------------------------- - 

Kærn e 

overflad e 

For hypoeutektoide stål opvarmes der til en temperatur lig e 

over A3-temperaturen med en passende holdetid, hvorefter 

der foretages en meget hurtig afkøling (bratkøling) i vand eller 

olie for at sikre, at afkølingslinien ikke rører perlit- eller 

bainit-næsen (den kritiske afkølingshastighed) . 

For hypereutektoide stål opvarmes kun til temperaturer lige 

over A l-temperaturen for at modvirke en stor andel restaustenit 

ved martensit- omdannelsen . Sluttemperaturen for 

denne omdannelse (M f) ligger ved stuetemperatur eller lavere 

for hypereutektoide stål, og som tidligere anført vil en høj 

hærdetemperatur kunne sænke M f-temperaturen yderligere . 

Hos hypereutektoide stål accepterer man derfor et vist ind - 

hold af uomdannet cementit i strukturen frem for en større 

andel restaustenit . 

Som det fremgår af fig . 4.48, er der en tidsforskudt martensitomdannelse 

fra overfladen til kernen . Dette kan resultere 

i hærderevner, kastninger eller restspændinger i emnet . 

Martensit er en meget hård materialestruktur med mege t 

ringe sejhed . 

Som det ses på fig. 4.49, er hårdheden hos martensit væsentligt 

mere afhængig af kulstofindholdet, end det er tilfældet 

for andre materialestrukturer. Ved kulstofindhold mindre 

end ca. 0,2% er der ikke nogen markant større hårdhed 

hos martensit, set i forhold til andre materialestrukturer, og 

hærdning af stål med lavt kulstofindhold har derfor næppe 

80 

Ti d

nogen stor betydning . Disse stål kan dog godt betegnes som 

hærdbare, idet hærdbarheden definitionsmæssigt ikke knytter 

an til den opnåede hårdhed, men derimod til den opnåede 

dybde under overfladen, hvor der er sket hel eller delvi s 

omdannelse til martensit . 

Da martensitstrukturen er sprød, dvs. har ringe duktilitet og 

sejhed, er det til næsten alle formål nødvendigt at foretag e 

en efterbehandling. Denne efterbehandling kaldes anløbning 

og består i en opvarmning enten til en relativt lav temperatur 

i intervallet 180-375°C (hærdet stål) eller til en relativt 

høj temperatur i intervallet 500-700°C (sejhærdet stål) . 

Anløbningen medfører forskellige ændringer i martensitstrukturen 

som anført i tabel 4.5, idet man dog skal være opmærksom 

på, at legerede stål vil kræve højere temperaturer 

for at opnå de anførte ændringer . 

Tabel 4 . 5 

Mikrostrukturændringer ved forskellige anløbningstemperature r 

Temperatur Strukturændringe r 

Ca . 100°C For martensit med mindre end 0,2% kulstof vil 90% a f 

kulstofatomerne omlejres til spændingsfrie placeringe r 

i martensitgitteret, hvilket medfører en vis spændings - 

udligning i gitteret 

100-250°C Martensit med mere end 0,2% kulstof udskiller en kar - 

bidfase (E-karbid) . Matrixmaterialet forbliver martensitisk 

med 0,2% C 

250-700°C Martensitten nedbrydes til cementit . Denne fremstå r 

ved de lavere temperaturer som små plader, men ve d 

højere temperaturer dannes sfæroidiserede partikler . 

Hårdheden aftager, og sejheden vokse r 

200-300°C Evt . restaustenit omdannes til en bainitlignende struktu 

r 

>400°C Omlejring af kulstof fra martensitgitteret . Dannelse a f 

ferritkorn, som efterhånden får form som egentlige li - 

geaksede kor n 

I takt med de her omtalte mikrostrukturændringer sker de r 

en ændring af de mekaniske egenskaber som vist på fig . 

4.50. 

81 

Hærdbarhed kontra hårdhe d 

Anløbning forbedrer sejhede n 

efter martensithærdnin g 

HV 

800 . 

600_ D 

400_ 

x 

0,2 0,4 0,6 0, 8 

Kulstofindhold Vægt % 

Fig . 4 .49 

Hårdheden hos forskellige mikrostrukturelementer 

som funktion 

af kulstofindholdet . A : 

Grovperlit, B : Perlit, C : øvre bainit, 

D : Nedre bainit, E : Martensi t 

(Ref 1 ) 

7 

E 

C

Fig . 4 .5 0 

Ændringer af forskellige mekaniske 

egenskaber som funktion a f 

anløbningstemperaturen (Ref . 

11) 

kgm/ kg/ 

cm 2 mm2 

5 

4 

3 

a 2 

°, 

N 1 

cn 

~ 

vf 0 

20 0 

19 0 

18 0 

17 0 

16 0 

15 0 

14 0 

13 0 

11 0 

100 - nttaK"~ - 5 0 

90 - ^ 

80 _ -k- - 4 0 

b 

70- c - 

Y Y 60 ha _ 3 0 

Af 50 

rn40 

0 

530 - 

`ra~Q 

$' 

5 do~o Y. 

20 

1 0 _ 

Brudforlængelse 

do~° 

Brudforlæn9e~5e ~0 

1 0 

>, 

x 

LL 0 0 

100 200 300 400 500 600 700° C 

Anløbningstemperatu r 

Anløbning ved lav temperatur er Anløbning ved lav temperatur er almindeligt for værktøjs - 

almindeligt for værktøjsstål stål . Ved varmebestandige værktøjsstål kan man dog komm e 

op på 500-600°C . 

Martensithærdning efterfulgt af anløbning ved 500-700° C 

betegnes som nævnt sejhærdning . Ulegerede kulstofstål sej - 

hærdes kun, når der er tale om tynde emner, da indhærd - 

Legerede stål kan sejhærdes i ningsdybden er ringe . Legerede stål (sejhærdningsstål) ka n 

større godstykkelser opnå stor indhærdningsdybde og sejhærdes derfor i større 

godstykkelser. 

82 

120 

- 

9 0 

8 0 

7 0 

60 

2 0 

% H B 

- 100 _60 0 

50 0 

_400 

_300 

_20 0

Trinhærdnin g 

Martensithærdning kan som omtalt medføre hærderevner , 

kastninger eller indre spændinger i materialet, og undertiden 

vælger man derfor en mere skånsom hærdning . 

Et eksempel på en sådan proces er trinhærdning, der ogs å 

betegnes termalhærdning, etapehærdning og martempering 

. 

Processen er skematisk vist i et TTT-diagram i fig . 4 .51 . Som 

det ses, foretages der en hurtig afkøling i metal-eller saltbad 

til en temperatur lige over MStemperaturen, hvor tempera - 

turen holdes i passende tid, til der er opnået en ensartet 

temperatur på overfladen og i kernen, mens materialet sta - 

dig er austenitisk . Før den isoterme omdannelse foretage s 

der luftkøling, og der dannes martensit samtidigt igennem 

hele emnet, hvorved man undgår revner og kastninger . 

Processen anvendes til værktøjer og maskindele med stor e 

krav til målnøjagtighed . 

Varmebehandlinger ved temperaturer under 

austenitiseringstemperature n 

Ved varmebehandlinger under austenitiseringstemperature n 

sker der ingen egentlige faseomdannelser, men der ka n 

meget vel ske store ændringer af formen, størrelsen og fordelingen 

af eksisterende faser . 

Ti d 

83 

Trinhærdning reducerer risikoe n 

for revner og kastninge r 

Fig . 4.5 1 


forløbet i henholdsvi s 

overfladen og kernen af et 

emne ved trinhærdnin g 

4 .5 . 4

Hypoeutektoide stål sfæroidiseres 

ved en temperatur lige unde r 

A,-linien 

Sfæroidisering af hypoeutektoide stå l 

Sfæroidisering eller blødglødning blev omtalt i afsnit 4 .5 .3 . 

Det blev her nævnt, at hypoeutektoide stål sfæroidiseres ve d 

en temperatur lige under A l-linien (690-720°C) . Ved tilstræk - 

kelig lang holdetid i dette temperaturinterval (størrelsesorden 

20 timer eller mere) omdannes cementitten i perlitten til 

sfæroidit . 

Sfæroidisering af disse stål udføres for at lette formgivning i 

kold tilstand . 

Afspændingsglødnin g 

Dette er en varmebehandling, som har til formål at fjerne eller 

reducere uønskede spændinger, der eksempelvis ka n 

stamme fra kold bearbejdning, varmebehandling, støbning 

og svejsning . 

Processen betegnes også spændingsfriglødning og udføres typisk 

ved opvarmning til en temperatur i intervallet 550-650°C 

med en passende holdetid, efterfulgt af en relativt langsom 

afkøling (f.eks. ovnkøling til ca. 500°C efterfulgt af luftkøling) . 

Restitution og rekrystallisatio n 

Ved kolddeformation af metaller fremkommer der som tidligere 

omtalt en deformationshærdning, hvorved styrke n 

øges, og duktiliteten forringes . Andre fysiske og mekaniske 

egenskaber vil også kunne ændres herved . 

Ved opvarmning til en relativt lav temperatur (ca . 300-500° C 

afhængigt af legeringstype) fjerner man de indre spændinger, 

uden at forringe styrken, efter en passende holdetid . 

Denne proces er en afspændingsglødning, men fænomenet 

betegnes restitution, når det er en delproces på vej til rekrystallisation 

som f.eks . ved opvarmning af stål, der er kolddeformeret 

mere end en vis kritisk deformationsgrad . 

Restitution fjerner eller reduce- Restitution anvendes i praksis bl .a. til fjedre, membraner, 

rer indre spændinger ekspansionsbælge o .lign., hvor man ønsker at fjerne eller reducere 

de indre spændinger. Processen egner sig bedst ti l 

emner med små dimensioner. 

84

Ved yderligere opvarmning sker der rekrystallisation, dvs . 

dannelse af nye, udeformerede og spændingsfrie korn, hvis 

materialet er blevet deformeret mere end den kritiske deformationsgrad, 

som er af størrelsesordenen 5-10% afhængig t 

af legeringstypen . Kornstørrelsen hos de nye korn er afhængig 

af deformationsgraden, hvilket ses på fig . 4 .52 . Hvis 

der skal fremkomme en relativt finkornet struktur, må deformationsgraden 

være noget større end den kritiske værdi . 

Den temperatur, ved hvilken processen sker, kaldes rekrystallisationstemperaturen 

. De fleste ulegerede og lavtlegerede 

stål har en rekrystallisationstemperatur i intervallet 

550-650°C, mens denne temperatur er af størrelsesordenen 

200°C større for legerede stål . 

Ved rekrystallisationsglødning skal der anvendes den lavest 

mulige temperatur for at undgå en grovkornet struktur . For 

ulegerede, lavkulstofholdige stål er kornstørrelserne dog de 

samme op til en temperatur på 800-850°C . Glødningen gennemføres 

imidlertid normalt ved temperaturer ca . 50°C ove r 

rekrystallisationstemperaturen . 

Rekrystallisationsglødning anvendes som mellemglødning i 

forbindelse med på hinanden følgende deformationsprocesser; 

f.eks. koldvalsning efterfulgt af dybtrækning. 

Denne varmebehandling anvendes også i nogen udstrækning 

hos ikke-jernmetaller . 

Hærdning af overflade r 

Til visse formål som f .eks. slidbestandighed ønsker man ku n 

at hærde et overfladelag i stedet for en gennemhærdning a f 

emnet . 

Dette blev allerede omtalt ved martensithærdningen, ide t 

man kun opnår en overfladehærdning ved martensithærdning 

af ulegeret stål . Overfladebehandling af stål behandle s 

i et selvstændigt undervisningsmodul, men de allermes t 

kendte processer skal ganske kort nævnes her : 

Flamme- og induktionshærdnin g 

Dette er overfladehærdninger frembragt ved en hurtig opvarmning 

til austenitområdet efterfulgt af en hurtig afkølin g 

med vand (små emner) eller luft (større emner) . Der foretages 

normalt anløbning ved 150-200°C . 

85 

Ved rekrystallisation dannes de r 

nye spændingsfrie kor n 

ti g. Oprindeli g 

kornstørrels e 

(ikke rekrystalliseret ) 

Deformationsgrad i % 

Fig . 4 .5 2 

Kornstørrelsen hos rekrystalliserede 

korn som funktion af deformationsgraden 

(Ref . 1 ) 

4 .5 . 5

Processen kaldes flammehærdning, når opvarmningen er 

sket med gasbrænder og induktionshærdning, når opvarmningen 

er sket ved induktionsspoler. 

Mest velegnet til kulstofstål med Flamme- og induktionshærdning kan udføres på såvel stå l 

0,3-0,8% C som støbejern, men mest velegnet er kulstofstål me d 

0,3-0,8%C og ca. 0,7%Mn . Større kulstofindhold kan medføre 

revnedannelse ved hærdningen . 

Indsætningshærdnin g 

Indsætningshærdning er en hærdning af et indsat, d .v.s. opkullet, 

overfladelag på et emne . 

Indsætningshærdning bruges dog ofte som en fællesbetegnelse, 

der både dækker indsætningen og den efterfølgend e 

hærdning . 

De potentielt egnede stållegeringer har kulstofindhold i intervallet 

0,1-0,25% . 

Indsætningen (opkulningen) kan ske som en gasindsætnin g 

ved hjælp af kulilte (carbonmonoxid, CO), som en saltbads - 

indsætning i cyanid-bade eller som en indsætning med fast 

indsætningsmiddel (granulat). Alle processer udføres ved 

en temperatur op til ca. 920°C . 

Indsætningsdybder normalt un- For de 3 omtalte metoder kan der opnås indsætningsdybder 

der 2 mm op til ca. 5 mm afhængigt af bl .a. temperatur, tid, indsætningsmiljø 

og legeringstype . Normalt foretages der dog kun 

indsætning til dybder af max. ca. 2 mm . 

Efter indsætningen kan der udføres forskellige hærdeforløb, 

incl. anløbning, som ikke skal beskrives nærmere her . De re - 

sulterende overfladehårdheder er 700-800 HV. 

Nitrerin g 

Dette er også en overfladehærdning efter indsætning, me n 

her foretages indsætningen med kvælstof (nitrogen) i stede t 

for med kulstof . 

De herved dannede metalnitrider skaber en glat, ikke-metallisk 

hård overflade . 

Typiske indsætningsdybder er Der kan opnås overfladehårdheder fra 600 HV (ulegered e 

0,1-0,7 mm stål) til 1200 HV (legerede stål) og typiske indsætningsdybder 

i intervallet 0,1-0,7 mm . 

86

Processen udføres normalt som en gasnitrering med ammoniak 

(NH 3) som donor for kvælstof . 

Der findes forskellige varianter af gasnitrering, bl .a. karbonitrering, 

der er en gasindsætningsproces med samtidig ind - 

sætning af kulstof og kvælstof, udført ved ca . 900°C . Andre 

typer gasnitreringer udført ved ca. 570°C benævne s 

Nitemper- og Nitroc-processerne . 

Der findes imidlertid en lang række øvrige nitreringsprocesser, 

som er udviklet til forskellige formål og materialer . Disse 

skal ikke omtales nærmere her . 

Referencer 

1. K. Offer Andersen : »Metallurgi for ingeniører«, Akademisk 

Forlag, Danmark 1984, 5 . udgave . 

2. A . Almar-Næss : »Metalliske materialer«, Tapir, Trondheim, 

Norge 1969, 2 . udgave . 

3. John Wulff m .fl . : »The Structure and Properties of Mate - 

rials« vol . 1-3, John Wiley & Sons Inc ., New York, USA , 

1964-65 . 

4. Brick, Gordon and Phillips : »Structure and properties of 

alloys«, McGraw-Hill Book Company, USA, 1965, 3 .ed . 

5. Borris Pedersen og Mogens Rasmussen : »Materialelære 

for Metalindustrien«, Erhvervsskolernes Forlag, Odense , 

Danmark, 1990. 

6. R .A. Higgins : »Materials for the Engineering Technician«, 

Hodder and Stoughton, UK, 1987, 2 . ed . 

7. Lawrence van Vlack: »Elements of Materials Science« , 

Addison-Wesley Publ . Company Inc ., USA 1967, 2 . ed . 

8. George E . Dieter: »Mechanical Metallurgy«, McGraw- 

Hill Book Company, USA 1976, 2 . ed . 

9. Marianne Schmidt : »Højstyrkestål«, Teknologisk Insti - 

tut, Taastrup, Danmark 1987 . 

10. L .E . Samuels : »Optical Microscopy of Carbon Steels« , 

American Society for Metals, USA, 1980 . 

11. Erik Nygren m .fl . : »Järnets och Stålets Metallografi« 1-2 , 

Sandviken Jernverks Aktiebolag, Sandviken, Sverige , 

1970, 3 . og 2 . oplag . 

87

5 

Definition 

Fysiske og mekaniske egenskaber 

Materialernes såkaldte egenskaber er de kvalitative mål e n 

konstruktør anvender, når han/hun skal foretage en analyse 

af, hvilket materiale der skal anvendes i en given konstruktion, 

hvor man i forvejen har undersøgt, hvilke påvirkninge r 

de(t) indgående materiale(r) udsættes for under brug . 

Disse påvirkninger har forskellig karakter : 

• Mekaniske (statiske og/eller dynamiske) 

• Termiske (varme/kulde) 

• Korrosive 

• Slidend e 

5.1 Mekaniske egenskabe r 

I første omgang vil vi koncentrere os om de mekaniske på - 

virkninger. Generelt vil man henvise til et materiales styrke , 

når det drejer sig om at modstå (eller optage) ydre kræfter, 

men det er nødvendigt at udvide begreberne . 

Alle materialer og konstruktioner kan gå i stykker. Dette 

hænger sammen med, at materialer er opbygget af atomer, 

som er bundet sammen af bindinger med en endelig styrke . 

Er det muligt at fastholde et materiale og trækkeltrykke me d 

tilstrækkelig kraft, vil det gå itu . Spørgsmålet er blot, hvornår? 

Nu er der forskel på konstruktioner og størrelsen af påvirkninger, 

og da det ofte er de samme materialer, som finder 

anvendelse i flere slags emner, er det nødvendigt at gøre de 

sammenlignelige størrelser for materialerne uafhængige af 

komponenternes endelige størrelse. Derfor taler man om, at 

Spændinger og tøjninger ydre påvirkninger resulterer i spændinger i materialet, og a t 

materialet af denne grund påføres en tøjning . Her er spæn - 

ding et udtryk for kraft pr. arealenhed, og tøjningen er den 

relative dimensionsændring af emnet . I en kompliceret konstruktion 

vil der optræde spændinger af forkellig størrelse ligesom 

de geometriske variationer som følge af ydre belastninger 

vil være af forskellig størrelse afhængig af hvilken de l 

af konstruktionen man betragter. 

88

Det er klart, at det for en konstruktør er interessant at vide , 

hvordan det færdige emne opfører sig under de forventede 

belastninger. Derfor må der ikke optræde spændinger so m 

får emnet til at gå itu ved første anvendelse ej heller må de r 

optræde tøjninger af en størrelsesorden, der gør anvendels e 

umulig . 

Hertil anvender man sammenligning med kendte materiale - 

data . Disse vil nemlig give oplysninger om, på hvilken måd e 

et emne reagerer på de ydre belastninger i form af tøjninger . 

Stål deformeres enten elastisk eller plastisk . I det første til - 

fælde genvinder materialet sin oprindelige form, når belastningerne 

fjernes, idet andet tilfælde vil belastningen bliv e 

fulgt af en blivende deformation . 

Den første vigtige mekaniske egenskab er således elasticiteten 

. Denne afhænger af styrken af de indbyrdes bindinge r 

mellem atomerne i materialet . Bindingerne kan sammenlignes 

med fjedre, hvor det således er fjerderkonstanten, de r 

.afgør elasticiteten, dvs . hvor langt atomerne kan fjernes fra 

hinanden ved en given kraft . Stål indeholder som bekendt 

væsentligst jern, hvorfor det er bindingerne mellem jernatomerne, 

som bestemmer stålets elasticitet . Tillegering af andre 

elementer ændrer ikke nævneværdigt herpå . 

Elasticiteten kvantificeres ved elasticitetsmodulet E . Nærme - 

re beskriver denne talstørrelse sammenhængen mellem på 

lagt kraft og resulterende deformation i det elastiske område 

. Relationen er kendt som Hooke's Lo v 

a=E e 

hvor a er spændingen og e tøjningen i det betragtede tvær - 

snit . 

Når belastningen af materialet bliver så stor, at enkelte a f 

atomplanerne i krystalgitteret begynder at kunne forskydes i 

forhold til hinanden, vil materialet deformeres plastisk . Den 

spænding, hvorved dette sker, kaldes flydespændingen . 

Denne varierer fra ståltype til ståltype, idet mikrostrukture n 

har stor indflydelse på atomplanernes evne eller rettere mu - 

ligheder for at flytte sig relativt til hinanden . 

Hvis materialet var såkaldt idealt plastisk ville belastning ti l 

flydegrænsen betyde, at man ved denne belastning vill e 

kunne påføre emnet nærmest uendelige deformationer . 

Imidlertid er dette ikke tilfældet, og det såkaldte slip mellem 

89 

Elasticitetsmodulet

atomplanerne, som udgør deformationsmekanismen, hindres 

efterhånden som flere og flere slipplaner mødes. Dett e 

er en forenklet beskrivelse af begrebet deformationshærdning, 

nærmere omtalt i kapitel 4, men effekten heraf er, at 

det bliver nødvendigt med øget belastning for yderligere deformation 

. I nogle ståltyper (f. eks. kulstofstål) vil man opleve, 

at det slip, som indtræffer ved den første begyndende 

flydning, forplanter sig ved en lavere spænding mens mateøvre 

og nedre flydegrænse rialet deformeres . Herved defineres den øvre og nedre fly - 

degrænse R eH og ReL . 

0 .2-spændingen 

Trækstyrke 

Brudforlængelse 

Flydegrænsen er ikke lige veldefineret for alle ståltyper . Ofte 

ses en gradvis overgang fra elastisk til plastisk deformation . 

Teknologisk er flydespændingen derfor også defineret so m 

den spænding, ved hvilken stålet kan påføres en 0.2% bliv - 

ende forlængelse. Denne kaldes derfor 0.2-spændingen R0 2 . 

Den maksimale kraft, der skal pålægges, før atombindingerne 

begynder at brydes, og der indtræffer plastisk instabilitet , 

svarer til materialets trækstyrke R mt . 

Deformationshærdningen betyder også sammenlignet me d 

det ideale tilfælde, at materialet får en maximumværdi fo r 

forlængelsen, den såkaldte brudforlængelse . Denne størrelse 

er altså et mål for materialets strækkeevne, også kaldet 

duktilitet. Er en høj duktilitet forbundet med høj trækstyrke , 

kaldes stålet sejt . 

De ovennævnte egenskaber fastlægges for de enkelte ståltyper 

ved en såkaldt trækprøvning . Her udsættes et stangformet 

emne for et træk i længderetningen, og ved hjælp af 

kraftmåleudstyr og forlængelsesmåler kan materialets så - 

Arbejdslinie kaldte arbejdslinie optegnes . På figur 5.1 ses en typisk arbejdslinie 

eller trækkurve for et stål med de enkelte kende - 

tegnende værdier markeret . 

Ud fra trækprøvningsresultatet kan man definere nogle be - 

greber, som ofte anvendes om stål : 

• et duktilt materiale udviser stor forlængelse før bru d 

• et sprødt materiale har derimod lille brudforlængels e 

• et sejt materiale er både duktilt og har høj trækstyrke 

De værdier, man møder i opslagsværker for ståls mekaniske 

egenskaber, er typisk gældende ved 20° C . Ved forhøjet temperatur 

vil man opleve et fald i stålenes styrke, både flyde - 

90

Rmt 

R0 , 2 

—jl I~ 0,2% tøjning [Vol flydeområdet e 

A 

Rmt 

Re H 

Re L 

Fig . 5 . 1 

Arbejdslinie for (A) stål uden flydeområde og (B) stål med flydeområde, 

f. eks . kulstofstål (Ref . 4 ) 

spænding og trækstyrke. Duktiliteten vil derimod i de flest e 

tilfælde øges . Visse tabelværker beskæftiger sig også med 

materialernes styrke ved forhøjede temperaturer . Dette gælder 

dog specielt for de legerede ståltyper, som f.eks. anven - 

des i dampledninger, turbiner etc . 

En ofte omtalt egenskab hos stål er materialets hårdhed . Hårdhe d 

Specielt når et emne udsættes for slidende påvirkninger, e r 

en stor hårdhed, i alt fald i emnets overflade, ønskelig . 

Egentlig er hårdheden ikke nogen entydig egenskab hos e t 

materiale, den er snarere et produkt af flere egenskaber - d e 

ovenfor omtalte. Hårdheden måles ligeledes på flere forskellige 

måder, som hver især måler forskellige kombinationer a f 

egenskaber, hvorfor sammenligning af hårdhedsværdier op - 

nået med forskellige metoder er noget, man skal være varsom 

med . 

Hårdhed måles ve d 

• ridsetest 

• reboundtes t 

• indtrængningstest 

Den første anvendes udelukkende til mineraler og skal ikk e 

beskrives nærmere her . Den anden metode bygger på princippet 

om at måle en kugles tilbagespring fra emneoverfla - 

B 

91

den, når dens slagenergi er kendt . Jo hårdere materialet er, 

jo højere er tilbagespringet . Den målte hårdhed er sålede s 

afhængig af materialets elasticitet og plasticitet . 

De samme egenskaber har indflydelse på resultatet af indtrængningstestene, 

hvor Brinell-, Vickers- og Rockwell-meto - 

derne er de mest kendte . Alle har de deres særpræg, o g 

sammenligning mellem resultater opnået ved de enkelte 

prøvninger skal man være varsom med. Der er dog lavet 

omsætningstabeller fra en skala til en anden, men disse er 

meget afhængige af materialet og må derfor ikke betragte s 

som generelle . 

For kulstofstål, som jo er overordentligt gennemarbejded e 

prøvningsmæssigt, er der efterhånden belæg for at bruge 

hårdhedsværdierne, som jo opnås ved en ganske let tilgængelig 

metode, som indikation for materialets trækstyrke . 

Tommelfingerregelen er at Brinell-hårdhedstallet (angivet i 

kplmm2) er 1/3 af trækstyrken (målt i Nlmm2). Hårdhedsmå - 

ling bruges således ofte i kvalitetskontrol i stedet for mer e 

ressourcekrævende trækprøvninger. Endvidere kan målingerne 

udføres »ikke-destruktivt« ved hjælp af transportabel t 

udstyr. Omsætning fra målt overfladehårdhed til trækstyrk e 

er dog kun relevant, når overfladens hårdhed er repræsentativ 

for hele materialet . 

De ovennævnte mekaniske egenskaber er udtryk for et materiales 

styrke ved kortvarig, statisk belastning. Trækprøvningsforsøget 

er dog af natur ikke statisk, men den hastighed, 

hvormed materialet strækkes, er dog så lav, at egenskaberne 

som måles regnes for stålets statiske egenskaber . Faktisk 

har den såkaldte tøjningshastighed nogen betydning for 

trækprøvningsresultatet, idet den ovennævnte deformationshærdning 

vil blive mere udtalt ved højere træk-hastighed 

. Man vil typisk måle større trækstyrke og mindre brudforlængelse 

. I det elastiske område er der ingen forskel . 

Ved andre belastningstyper end statiske er det nødvendigt at 

tage hensyn til andre mekaniske egenskaber. De deformations- 

og brudformer, som der her tænkes på er : 

• Slagpåvirkninger (kortvarigt, dynamisk) 

• Udmattelsespåvirkning (langvarig, skiftende belastning) 

• Krybning (langvarig, statisk belastning ) 

92

Slagpåvirkninger 5 .1 . 1 

Ståls evne til at modstå slagpåvirkninger er en vigtig egen - 

skab. Imidlertid er det en kvalitativ egenskab, dvs . der kan 

ikke umiddelbart sættes tal på . Dette hænger sammen med , 

at mange faktorer har indflydelse på, hvorvidt et stål ha r 

tendens til sprødbrud eller ej . 

Det sprøde brud er karakteristisk ved forholdsvis lavt energiforbrug 

som følge af udeblivelsen af plastisk deformatio n 

samt meget hurtig revnedannelse . Derfor er det den brudtype, 

en konstruktør bør frygte mest, idet konsekvenserne kan 

være katastrofale . 

Alle stål kan optræde sejt og sprødt - det afhænger blot af 

omstændighederne . Brudmekanismen, som blev beskreve t 

tidligere, det såkaldte slip, er karakteristisk for det seje brud . 

Forhindres slip, vil et brud foregå sprødt uden nævneværdig 

deformation . Faktorer med indflydelse herpå er : 

• lav temperatu r 

• spændingstilstande n 

• deformationshastighede n 

• materialets krystalstruktur 

Ulegerede og lavtlegerede ståls krystalstruktur er som omtal t 

tidligere normalt en bcc struktur. Ved denne krystalform er 

brudtypen stærkt afhængig af temperaturen . Materialern e 

har en såkaldt omslagstemperatur, ved hvilken brudtypen Omslagstemperatu r 

skifter fra sprødt til sejt . For konstruktøren er kendskab ti l 

denne temperatur af afgørende betydning for valgt af de t 

rette materiale til et givet formål . Omslagstemperaturen e r 

afhængig af en række metallurgiske forhold, her skal kort 

nævnes kornstørrelse, indhold af legeringselementer, strukturelementer 

og renhed af stålet . 

Temp . 

93 

Fig . 5 . 2 

Kærvslagstyrkens afhængighe d 

af temperaturen for nogle stå l 

samt nikkel (FCC-struktur ) 

(Ref . 3 )

Slagsejhed Ståls slagstyrke eller slagsejhed afprøves normalt ved kærv - 

slagprøver, hvor den nødvendige energi til at knække e t 

kendt prøveemne registreres. Omslagstemperaturen finde s 

ved at foretage prøvninger af samme materialer ved en række 

temperaturer over og under. frysepunktet. I tabelværke r 

er ofte angivet det nødvendige energiforbrug ved stuetemperatur. 

5 .1 .2 Udmattelsespåvirkninge r 

Udmattelse eller metaltræthed er årsag til en meget stor de l 

- 80-90% - af samtlige havarier i maskinkonstruktioner . Ofte 

er spændingsniveauet i en sådan konstruktion under flyde - 

grænsen, men sker belastningen pulserende, enten som 

træk-tryk, rotation eller vridning, kan der efter en vis tid 

dannes revner, som efterhånden vil vokse hurtigere og hurtigere 

for endelig at resultere i et brud . 

Den mekanisme, som er årsag til revnestarten og som alts å 

finder sted i det elastiske område, skal ikke beskrives nær - 

mere her, men den bygger på at ingen materialer er idealelastiske 

som følge af uundgåelig tilstedeværelse af mikro - 

skopiske uregelmæssigheder. Dermed fås små lokale defor - 

mationer, som med tiden kan vokse til revner . 

Udmattelsesbruddet er meget karakteristisk . Som regel 

indeholder brudfladen nogle årringe-lignende linier (hvilelinier), 

som angiver udmattelsesrevnens vækst . Ofte kan 

vækstretningen bestemmes, og udfra restbruddets placering 

kan brudstarten lokaliseres . Som regel er brudstarten deformationsfri, 

i hvert fald set med det blotte øje . Som ovenfor 

nævnt har der været deformationer på mikroniveau . Restbruddet 

kan være enten sejt eller sprødt . 

Udmattelsesgrænsen Udmattelsesegenskaberne for stål er beskrevet ved udmattelsesgrænsen. 

Denne bestemmes ud fra prøvninger, hvo r 

sammenhørende værdier af spænding i prøveemnet og be - 

lastninger til brud registreres. Derved fremkommer et såkaldt 

Wöhler-diagram . Over kurven (forøget spænding) vi l 

materialet havarere ved udmattelse ved et givet antal belast - 

ninger, under kurven vil der ikke ske brud . For lavtlegered e 

stål er Wöhler-kurverne forsynet med et karakteristisk knæ k 

mellem 10' og 10 9 belastninger . Kurven bliver herefter vand - 

ret, og dette niveau markerer udmattelsesgrænsen . Nogle 

materialer, bl . a. aluminium, har ingen udmattelsesgrænse, 

94

R 

N/mm z 

500 

400 

300 

20 0 

100 

10° 10 5 

Antal belastninger 

10 6 10' 1 0 8 

her angives udmattelsesstyrken som den spænding som vi l 

føre til brud efter 10' belastninger. 

En anden afbildningsform, som tjener til at få overblik ove r 

et materiales udmattelsesstyrke ved forkellige spændings - 

kombinationer er Smith-diagrammet . Heri kan aflæses, hvilken 

maksimal spænding et svingningsbelastet materiale ka n 

tåle ved forskellige middelspændinger. I et koordinatsyste m 

afsættes maksimum- og minimuspændingen som funktio n 

af middelspændingen, og gennem disse punkter trækkes t o 

kurver som vist . Ved at trække en linie under 45° genne m 

nulpunktet fremgår det, at denne for alle spændingskombinationer 

repræsenterer middelspændingen, hvorfra spændingsudslaget 

afsættes lodret op og ned . De kombinationer, 

som ligger inden for grænselinierne vil således ikke føre ti l 

udmattelsesbrud . 

Ydre påvirkninger har indflydelse på et materiales udmattelsesstyrke 

. For stål gælder bl.a ., at korrosion i forbindelse 

med dynamiske udmattelsespåvirkninger eliminerer udmattelsesgrænsen, 

og den tilladelige belastning dermed vedbliver 

at falde, efterhånden som antallet af belastninger 

øges, som tilfældet er for aluminium ved den generelle udmattelse, 

se figur 5 .5 . 

Som ovenfor nævnt kan udmattelsesrevner starte ved belastninger 

under flydegrænsen . Det skal dog fremhæves, at der 

her i mange tilfælde kun tages hensyn til nominelle spændinger, 

dvs. kraft pr. arealenhed, i konstruktioner, hvorve d 

overvejelser vedrørende spændingskoncentrationer udela - 

des . Da udmattelsesrevner i langt de fleste tilfælde starter i 

95 

Fig . 5 . 3 

Wöhler-diagram . Pilene angiver, 

at prøveemnet ikke var brudt, s å 

prøvningen kunne have fortsa t 

(Ref . 3)

R 

Fig . 5 . 4 

Konstruktion af et Smith-diagram . De viste belastningsbilleder A, B, C 

og D er grænseværdier, hvor materialet kan tåle et ubegrænset anta l 

belastninger (Ref. 3) 

A B C D E 

Fig . 5 . 5 

Overfladebeskaffenhedens indflydelse 

på udmattelsesstyrke n 

for konstruktionsstål . Styrkereduktionen 

er angivet i procent i 

forhold til den polerede prøve - 

stangs styrke (Ref . 3) 

96 

polere t 

slebet 

30 40 50 60 70 80 90 100 110 12 0 

Trækstyrke, R mt 

Rmdl . 

130 140 15 0 

kp/mm2

overfladen, er overfladekvaliten både hvad angår geometri , 

forarbejdning og mikrostruktur afgørende . Der optræder 

spændingskoncentrationer ved alle størrelser diskontinuiteter 

i overfladen, hvorfor en konstruktør må være opmærksom 

på denne risiko . 

Krybning 5 .1 . 3 

Den sidste belastningsform, som her skal omtales for at beskrive 

ståls egenskaber, er den langvarige, statiske belastning. 

Den nominelle spænding i en krybebelastet komponent 

er under flydegrænsen, dvs. i det elastiske område , 

men under indvirken af temperaturen er det muligt med ti - 

den at opnå plastisk deformation . Det skal fastslås, at der e r 

tale om høje temperaturer, typisk over 450° C . 

Mekanismen bag begrebet krybning er en kombination af 

diffusion, slip og korngrænseglidning . Den forhøjede temperatur 

og den meget lave tøjningshastighed betyder, at effekten 

af deformationshærdning udlignes. Strækningen af 

materialet betyder i de sidste stadier af krybning dannelse af 

mikroporer i materialets korngrænser. Disse vil med tiden 

Tabel 5 . 1 

Krybestyrke for 13 CrMo 44 (DIN 17175) (Ref . 3) 

Materiale 

Temperatur 

1% krybeforlængelse 

N/mm 

Krybebrudstyrke 

z på N/mm2 for 

° C 10.000 h 100.000 h 10.000 h 100.000 h 200.000 h 

450 250 195 370 290 265 

460 232 175 344 256 230 

470 214 155 317 224 200 

480 196 136 290 194 170 

13 CrMo 4 4 490 177 118 262 166 142 

0,1-0,18% C 500 160 100 235 140 117 

0,15-0,35% Si 510 142 85 205 118 98 

0,4-0,7% Mn 520 124 71 176 96 7 8 

0,7-1,0% Cr 530 108 58 150 79 6 3 

0,4-0,5% Mo 540 92 47 127 62 48 

550 78 37 105 50 39 

560 65 31 88 41 32 

(570) (54) (25) (74) (34) (26) 

97

Krybestyrke 

5 . 2 

5 .2 . 1 

Specifikke varme 

vokse sammen til mikrorevner, hvorefter brud forholdsvis 

hurtigt vil indtræffe . 

Materialernes krybestyrke bestemmes ved langtidsforsøg o g 

er som det fremgår temperaturafhængig. Typisk angive s 

styrken som funktion af temperaturen og tid til brud, f.eks . 

10.000 eller 100.000 timer, se tabel 5 .1 . 

Fysiske egenskabe r 

Udover de mekaniske påvirkninger som et materiale ska l 

kunne modstå i en given konstruktion uden at havarere indenfor 

en acceptabel tidsramme, er det også nødvendigt a t 

tage hensyn til andre fysiske påvirkninger, som kan influer e 

på materialets formåen . 

Her tænkes på følgende : 

• Varmeegenskaberne (specifik varme, varmeledningsevn e 

og termisk udvidelse) 

• Elektrisk ledningsevne 

• Magnetiske egenskabe r 

Varmeegenskaber 

Den specifikke varme eller varmefylden angiver den varmemængde 

som er nødvendig for at opvarme materialet 1° C . 

Som de to andre varmeegenskaber er den specifikke varme 

relateret til de enkelte atomers svingninger omkring lige - 

vægtstilstanden i krystalgitteret . Den specifikke varme er tilnærmelsesvis 

ens for de fleste stål, ca . 0.5 Jig • K . 

varmeledningsevnen Varmeledningsevnen hænger ligeledes sammen med atomernes 

svingninger omkring ligevægtspositionen. Dette kan 

forklares ved at betragte en stålstang, som opvarmes i de n 

ene ende. Her vil atomernes udsving blive større, og diss e 

vil forplantes til naboatomerne og så fremdeles . Frie elektroner 

vil også transportere varme ligesom elektrisk ladning . 

Varmeledningsevnen er følsom overfor tilstedeværelsen af 

urenheder i materialet, hvorfor der er en vis sammenhæng 

med materialekvaliteten og legeringssammensætningen . 

Dette gælder dog ikke for bidraget fra de fri elektroner, såle - 

des er der ikke stor variation fra materiale til materiale . For 

stål er typiske værdier mellem 30 og 50 W/m • K . 

98

Den termiske udvidelse hænger sammen med, at samtidig 

med at de enkelte atomer svinger med større amplitude ve d 

forøget temperatur, ændres deres ligevægtsposition . Det enkelte 

krystal vokser altså ved forøget temperatur . Den termiske 

udvidelse er proportional med temperaturen, hvilket de - 

finerer Længdeudvidelseskoefficienten . 

Elektriske egenskaber 5.2 .2 

Elektrisk ledningsevne er ligesom varmeledningsevnen afhængig 

af de frie elektroner i materialet . Derudover er hø j 

renhed af metallet afgørende . Jern er elektrisk ledende, men 

den specifikke modstand, som bruges som mål for lednings - 

evnen er ca . 10 gange så stor som for rent kobber . Den specifikke 

modstand er det reciprokke af ledningsevnen . For d e 

fleste stål er den specifikke modstand i størrelsesordenen 

0.2-0 .3 S1 • mm2lm . 

Magnetiserbarhed er en egenskab, som alle metaller besid - 

der, men udover nikkel og kobolt er det kun jern, som råder 

over en såkaldt spontan magnetisering, dvs . materialet op - 

træder magnetisk uden at være udsat for et magnetisk felt . 

Materialerne siges at være ferromagnetiske . Imidlertid op - 

træder magnetiseringen i f. eks. en jernstang forskelligt i for - 

skellige områder af stangen, hvorfor det samlede magnetiske 

felt er ganske svagt. Pålægges stangen et magnetisk felt , 

vil magnetiseringen i de enkelte områder ensrettes og hel e 

stangen magnetiseres . 

Magnetiseringen falder med stigende temperatur og når den 

såkaldte Curie-temperatur nås, forsvinder den spontan e 

magnetisering. For rent jern sker dette ved 769°C . 

99 

Termiske udvidels e 

længdeudvidelseskoefficiente n 

Ledningsevn e 

Specifik modstand 

Magnetiserbarhe d

Reference r 

1. J. E. Gordon: The New Science of Strong Materials, Peguin 

Books (1976) . 

2. Brick, Pense, Gordon: Structure and Properties of Engineering 

Materials, McGraw-Hill (1977) . 

3. K . Offer Andersen : Metallurgi for Ingeniører, Akademisk 

Forlag (1984) . 

4. Rostfria Stål, MNC handbok nr 4, SIS (1988) . 

5. Moffat et al . : The Structure and Properties of Metals, vol . 

1, John Wiley & Sons (1964) . 

6. G. Dieter: Mechanical Metallurgy, McGraw-Hill (1981) . 

100

6 Legeringstyper 


kompendium S1-B og for værktøjsstål i kompendium Sl-C . 

101

7 Prøvning 

I et eller andet omfang udføres der i de fleste virksomheder 

prøvning af : 

• Indkøbte materiale r 

• Halvfabrikata (f.eks. overfladebehandlede emner) 

• Færdige produkter (f .eks. underleverancer ) 

• Egne produkte r 

Prevning og kvalitetskontrol Der kan ikke siges noget generelt om behovet for kvalitets - 

kontrol og omfanget heraf . For den enkelte virksomhed vil 

det nemlig være bestemt af, hvordan man praktisk og rentabelt 

sikrer produkternes ensartethed og standard . 

Mange ord for prøvning Prøvning, som i daglig tale også benævnes kontrol, verifikation, 

dokumentation eller test, er relevant på flere niveauer i 

virksomheden . F.eks. i konstruktion og udvikling når et ny t 

produkts egenskaber eller ydeevne ønskes dokumenteret . 

Prøvning er dog mest kendt i tilknytning til produktionen . 

F.eks. ved kontrol af underleverancer, hvor prøvning f .eks . 

udføres : 

• som rutinekontrol, 

• når underleverandøren er ny, 

• når underleverandøren ikke har et certificeret kvalitets - 

styringssystem . 

Prøvning kendes også i produktionen som kontrol af egne 

produkter for at sikre at produktspecifikationerne er overholdt 

. 

I dette kapitel findes en kort beskrivelse af de almindeligst e 

prøvningsmetoder. For de fleste prøvningers vedkommende 

er der tale om standardiserede metoder med udbredt anvendelse 

til kontrol af metalliske materialer og overfladebehandlinger. 

Der er tale om elementære prøvningsmetoder som enkeltvist, 

i kombination eller lettere modificeret indgår i produkt - 

standardernes beskrivelse af, hvordan produkters ydeevn e 

kan bestemmes . 

102

I kompendierne »Materialekendskab - stål, højstyrkestål o g 

støbejern« og »Materialekendskab - værktøjsstål« indeholder 

kapitlet om prøvning nogle praktiske eksempler på udvalgt e 

prøvningsmetoders anvendelse . 

Faktorer der påvirker et provningsresultat 7 . 1 

Det er vigtigt, at alle, der har brug for at dokumentere egen - 

skaber, kvalitet, sikkerhed og anvendelighed af et produk t 

eller et materiale, benytter kvalificerede prøvningsfaciliteter . 

Kravet til prøvningsresultaternes nøjagtighed er f .eks . afhængig 

af det valgte kvalitetsniveau og i et vist omfang a f 

konkurrencepolitikken . 

Hertil kommer en række andre faktorer, som påvirker prøvningsresultatet 

nøjagtighed, som illustreret i fig 7.1 . Det e r 

måleudstyr, måleobjekt, personen, målemiljøet og målemetoden 

. 

103 

Fig . 7 . 1 

Mange faktorer påvirker prøvningsresultatet

Troværdighed 

Autoriseret prøvning 

Det er vigtigt at være opmærksom på alle disse forhold, nå r 

der ønskes troværdighed til prøvningsresultaterne, hvilket 

f.eks. kan være af afgørende betydning overfor myndighederne, 

i kontraktforhold, ved eksport, i tilfælde af tvistighe - 

der etc . 

Dette betyder ikke, at nøjagtigheden altid skal være stor, 

men at nøjagtigheden skal kendes, uanset om prøvninge n 

udføres i virksomheden eller hos et prøvningslaboratorium . 

Når prøvning udføres på et eksternt prøvningslaboratorium , 

er det væsentlig at være opmærksom på at STP (Statens Tekniske 

Prøvenævn) har opbygget og administrerer en autorisationsordning 

for prøvningslaboratorier i Danmark . Heri 

indgår laboratorier, hvis kvalifikationer, uvildighed og ressourcer 

er godkendt inden for de områder, som autorisationen 

omfatter. 

For prøvningslaboratorier er der i 1989 udgivet en variant af 

EN 29000 (ISO 9000), som specifikt beskriver krav til prøvningslaboratoriers 

kvalitetsstyringssystem . 

Kvalitetsstyringsstandard for Det er standarden EN 45001:1989 »Generelle kriterier fo r 

prøvning prøvningslaboratoriers arbejde« . Certificering efter denne 

standard vil i fremtiden være forudsætningen for, at resulta - 

ter fra et prøvningslaboratorium vil blive alment og interna - 

tionalt anerkendt . 

Ovennævnte autorisationsordning vil således blive afløst af 

Akkrediteret prøvning EN 45001 certificering. Foreløbig har Industriministeriet ve d 

lov bemyndiget Industri og Handelsstyrelsens organ, DAO 

(Dansk Akkrediterings Ordning) til at akkreditere efter den - 

ne standard, - som afløsning for de tidligere autorisatione r 

under STP. Akkrediteringen administreres i praksis af DFM 

(Dansk Institut for Fundamental Metrologi) . 

I fremtiden vil en virsomheds vurdering af et prøvningslaboratorium 

derfor ske på samme måde som vurdering af en 

hvilken som helst anden underleverandør nemlig ved vurdering 

af kvalitetsstyringssystemet . 

104

Prøvningsforskrifter 7 . 2 

Nationale - og internationale normer, standarder og tekniske 

regler er dokumenter, som ofte anvendes som grundlag 

for planlægning og gennemførelse af prøvning . 

For det første fordi dokumenterne er alment anerkendte . For Normer, standarder og teknisk e 

det andet fordi prøvningen er entydigt beskrevet . For det regle r 

tredje er normer, standarder og tekniske regler velegned e 

som udgangspunkt for arbejdsbeskrivelser d .v.s en beskrivelse 

af, hvordan man praktisk gennemfører en prøvning , 

således at forløbet senere kan gentages . 

Alternativet til normer, standarder og tekniske regler er, at 

virksomheden selv udformer prøvningsforskrifter. Det e r 

f.eks. nødvendigt, når der ikke er udarbejdet egnede elle r 

tilfredsstillende dokumenter. Dette forekommer f .eks. i forbindelse 

med forskning og udvikling, hvor standardiserings - 

arbejdet endnu ikke er indledt f .eks. på området prøvning af 

nye typer samlinger . 

I disse tilfælde må virksomheden sikre, at prøvningen er be- Prøvningsresultater skal kunn e 

skrevet og dokumenteret på en sådan måde, at den kan re- reproducere s 

produceres. I modsat fald er resultaternes værdi yderst be - 

grænset . 

Ved planlægning af kvalitetskontrol rejser der sig følgend e 

spørgsmål: Hvilke prøvningsforskrifter findes der? 

Spørgsmålet kan være helt åbent, hvis virksomheden ønsker e t 

overblik over eksisterende prøvningsforskrifter. Spørgsmålet 

kan også være specifikt, hvis virksomheden f .eks. p .g .a . eksport 

foretrækker dokumenter fra et bestemt land f .eks Canada 

eller en bestemt standardiseringsorganisation f .eks. CEN . 

I forlængelse heraf er det væsentligt at vide, hvilken udgav e 

der er den nyeste (gyldige) udgave, og om dokumentet e r 

under revision, eller om der arbejdes på nye dokumenter. 

Udover planlægningsfasen er nævnte spørgsmål også mege t 

aktuelle ved ajourføring af anvendte metoder . 

Det er alment kendt at søge ovennævnte spørgsmål besvare t 

ved hjælp af kataloger udgivet af standardiseringsorganisationerne 

. 

105 

Information om normer, standarder 

og tekniske regle r

7 .3 

Destruktiv prøvning og ikke-destruktiv 

prøvning 

Som en anden og nyere mulighed kan nævnes søgning af 

information i online-databaser eller på CD-ROM . 

Fordelen ved disse medier er, at de indeholder opdateret in - 

formation, er hurtige at arbejde med, og at det er muligt a t 

overvåge eventuelle ændringer . 

I kompendiet »Materialevalg - metalliske materialer« er søg - 

ning af normer og standarder med elektroniske medier beskrevet 

nærmere . 

Mekaniske provningsmetoder – en oversigt 

Prøvningsmetoder opdeles i destruktive og ikke-destruktiv e 

prøvningsmetoder. Betegnelsen er selvforklarende og refererer 

til det materiale eller det produkt, som testes . Nogle 

prøvningsmetoder er dog vanskelige at placere i denne op - 

deling . F.eks. hårdhedsprøvning som både kan være destruktiv 

og ikke-destruktiv. 

Ved mekanisk prøvning tilvejebringes der resultater, der be - 

Definition, mekanisk prøvning skriver materialets egenskaber (reaktion) ved statisk, dynamisk 

eller slagagtig belastning . 

De mekaniske prøvningsmetoder er for de fleste metoder s 

vedkommende destruktive prøvningsmetoder, hvor man udtager 

en materialeprøve og tildanner et prøveemne i overensstemmelse 

med en prøvningsforskrift . 

I de følgende afsnit gennemgås en række gængse mekanisk e 

prøvningsmetoder. Det er : 

• Trækprøvning 

• Slagsejhedsprøvning 

• Udmattelsesprøvning (dynamisk prøvning ) 

• Hårdhedsmåling 

• Brudmekanisk prøvning 

Mange standardiserede prøv- Der findes mange flere standardiserede metoder end d e 

ningsmetoder 

ovenfor nævnte, og det kan tilrådes, at man i hvert enkelt til - 

fælde orienterer sig herom. Flere af disse metoder er nemlig 

knyttet til materialets form . 

106

Som eksempler herpå kan nævnes : 

• Dornudvidelsesprøvning og trykprøvning af rør, hvor for - 

målet bl .a. er at teste rørets sammenføjning . 

• Torsionsprøvning og nedbøjningsprøvning af profiler, hvor 

formålet er at bestemme stivheden . 

• Bøjeprøvning og forskydningsprøvning som udføres p å 

samlinger for bestemmelse af samlingens styrke/kvalitet . 

Hertil kommer en række prøvningsmetoder for pladematerialer, 

hvis formål er at beskrive materialets formgivningsegenskaber 

. 

I et plademateriale er krystalkornenes orientering bestemmende 

for, hvordan formbarheden varierer i pladens for - 

skellige retninger . 

Denne variation kaldes materialets anisotropi og værdisæt - 

tes ved hjælp af r-værdien . Værdien bestemmes ved trækprøvning 

og defineres som forholdet mellem trækprøvestangens 

deformationsændring i bredde- og tykkelsesretningen . 

r-værdiens størrelse er afhængig af den retning, trækprøve - 

emnet er udtaget af pladen i forhold til pladens valseretning. 

I praksis bestemmer man r-værdien i tre retninger : valseretningen, 

under 45 grd. i forhold til valseretningen og 

vinkelret på valseretningen . Disse tre værdier samles i de t o 

størrelser : den normale anisotropi og den plane anisotropi . 

107 

Figur 7 . 2 

Bøjeprøvning er en obligatoris k 

del af de fleste svejseprocedure - 

prøvninger. Prøven bukkes ove r 

en dorn og overfladen undersøges 

for revner. 

Prøvningsmetoder for plademateriale 

r 

Anisotropien beskrives ve d 

hjælp af r-værdie n 

Den normale anisotropi og den 

plane anisotrop i

Den normale anisotropi er f.eks . et udtryk for det opnåelig e 

trækforhold i en dybtrækningsproces og den plane anisotro - 

pi et udtryk for materialets tendens til øredannelse . 

Strækformgivningsegenskaber Et plademateriales evne til strækformgivning kan under - 

undersøges ved Erichsen-test søges ved den såkaldte Erichsen-test, som er beskrevet i DIN 

50101 (09 .79) og DIN 50102 (09 .79). I korthed går prøvninge n 

ud på at trykke en kugle ned i pladematerialet indtil brud 

opstår, og at måle dybden af den bule der herved er frem - 

bragt . 

7 .4 

Figur 7 . 3 

Trækprøvestang med cirkulært 

og rektangulært tværsnit . 

Lo = målelængden , 

Lk = kroglængden . 

Trækprøvning 

Ved trækprøvning fås resultater, der beskriver et metals mekaniske 

egenskaber ved enakset, statisk belastning. D.v.s . 

sammenhænge mellem metallets forlængelse og kraften de r 

skal til at opnå denne forlængelse (= modstanden i træk - 

prøveemnet) . Hermed giver trækprøvningen vigtige materialedata 

som : 

• Flydegrænse/Flydespænding/0,2-spænding (ReIR0,2 ) , 

• Trækstyrke (Rmt) , 

• Brudforlængelse (A) , 

• Arealreduktionikontraktionlindsnøring (Z) . 

Prøveemne r 

Trækprøvning udføres på trækprøvestænger, hvis tværsni t 

er cylindrisk eller rektangulært i det område, hvor forlængelsen 

ønskes . Fig . 7.3. 

L. 

Lk 

L. 

Lk 

For at sikre sammenlignelighed af brudforlængelsen benyttes 

bestemte forhold mellem målelængden (L o) og trækprøvestangens 

tværsnitsareal (So) . For cylindriske trækprøve - 

108

stænger vælges oftest en målelængde, som er 5 eller 10 gan - 

ge diameteren . Brudforlængelsen benævnes da A5 eller A ))) , 

hvor A io < A 5 . 

For trækprøvestænger med tværsnit, som ikke er cylindriske 

beregnes målelængden som : 

Lo = 5,65 \So (A S) eller Lo = 11,3 JSo (A 11) ) 

Fremgangsmåd e 

Stangens endestykker kaldes indspændingshoveder. Trækprøvestangen 

spændes op i trækprøvemaskinen og blive r 

belastet til brud . Kraft-forlængelses-diagrammet (arbejdskurven) 

optegnes automatisk på trækprøvemaskinen unde r 

prøvningen . 

For metaller med flydespænding (Rehi/R, L ) kan denne værd i 

aflæses på arbejdskurven efter anvisninger i prøvningsstandarden 

. 

For metaller uden udtalt flydespænding kan 

0,2-spændingen bestemmes ved at montere et forlængelses - 

måleapparat på trækprøvestangen og gennemføre et anta l 

be- og aflastninger indtil en blivende deformation på 0,2% er 

opnået . Alternativt kan trækprøvemaskinen styres på et 

elektrisk signal fra et extensometer (elektrisk forlængelsesmåleapparat), 

som er monteret på trækprøvestangen (se forklaring 

ved foto 7.8) . 

109 

Figur 7 . 4 

Standardiserede trækprøvestænger 

i støbejern (øverst), stålplad e 

med svejsning (midten), konstruktionsstål 

(nederst) . 

Kraft- forlængelses- diagrammet 

Flydespændin g 

0,2-spændinge n

Trækstyrken Trækstyrken bestemmes som den maksimale kraft (F mt), der 

skal til at bryde materialet i forhold til udgangsarealet (S 0) . 

Fm~ 

Rmt = So [Nlmmz l 

Brudforlængelse og kontraktion På den brudte prøve bestemmes brudforlængelsen i % i for - 

hold til den oprindelige målelængde og kontraktionen af 

tværsnitsarealet i % af udgangsarealet . 

L - Lo 

A= % 

L o 

S - S o 

Z = S o 

Prøvningsparametre 

Resultatet af trækprøvningen er bestemt af følgende faktorer 

: 

• Omgivelsernes temperatu r 

• Deformationshastigheden 

• Trækprøveemnets overfladekvalitet og udformnin g 

(kærve) . 

I standarderne er disse værdier specificeret, hvorfor ma n 

som hovedregel kan sammenligne data for forskellige metaller, 

som er fremkommet ved standardiseret prøvning . 

Ovennævnte beskrivelse af trækprøvning er alment gælden - 

de for metalliske råmaterialer som plader, profiler, rør m .v. 

Trækprøvning også beskrevet i For kæder, kroge, ringe, skruer/bolte, wire, svejste/nittede/li - 

produktstandarder mede samlinger m .v. findes der specielle beskrivelser. Hvis 

man derfor ønsker at bestemme mekaniske egenskaber eller 

brudlaster for komponenter, bør man altid orientere sig o m 

eventuelle produktstandarder . 

Anvendelseseksemple r 

1 . Bestemmelse af stålkvalitet 

Standardiserede metalliske materialer defineres typis k 

ved krav til materialets kemiske sammensætning og til de 

mekaniske egenskaber : flydespænding, trækstyrke, forlængelse 

og kontraktion og i nogle tilfælde til hårdhed, 

slagsejhed m .v. Trækprøvning er derfor en obligatoris k 

prøvning i forbindelse med klassificering af et stål . 

110

2. Pladematerialers egenthed til formgivnin g 

Trækprøvning benyttes f .eks . til bestemmelse af et plademateriales 

evne til plastisk deformation . F.eks. bestemmelse 

af et plademateriales retningsbestemte egenskaber (anisotropibestemmelse) 

. 

Som et andet eksempel kan nævnes, at pladematerialer , 

som har et udpræget flydeområde, ikke kan anvendes ti l 

mange pladeformgivningsprocesser. Ved trækprøvning er 

det muligt at konstatere om materialet har et sådant flyde - 

område . 

3. Bestemmelse af materialedat a 

Trækprøvning anvendes til fremskaffelse af materialedat a 

og til bestemmelse af brudlaster på komplicerede emner 

(produktprøvning) . 

4. Dokumentation af metallurgiske ændringe r 

Trækprøvning kan benyttes til dokumentation af ældning . 

111 

Figur 7 . 5 

Den viste trækprøvestang e r 

udtaget af et plademateriale . 

Forholdet mellem pladetykkelsen 

og prøveemnets bred - 

de er foreskrevet i prøvnings - 

standarden . Overfladen e r 

malet med blæk, hvori de r 

ridses et antal streger med 1 

cm . mellemrum (anvendes ti l 

bestemmelse af A)

Figur 7 . 6 

Prøveemnet er omhyggeligt 

mærket i begge ender. Trækprøvemaskinen, 

der skal anven - 

des til trækprøvning af ovenfo r 

viste trækprøvestang, er en lill e 

maskine indtil 10 ton . Valg af 

trækprøvemaskine foretages i 

hvert enkelt tilfælde på bag - 

grund af en overslagsberegnin g 

af den kraft, der skal til at trække 

emnet over. 

Figur 7 . 7 

Forud for trækprøvningen kontrolleres 

prøvemaskinens kalibreringstal, 

og prøven spænde s 

o p 'i trækprøvemaskinens kæber. 

Figur 7 . 8 

Billedet viser trækprøvestange n 

set fra siden . På trækprøvestangens 

målelængde er der monteret 

et extensometer, der er et 

fintfølende instrument, som måler 

forlængelsen . Extensometeret 

anvendes til at styre maskinens 

tøjningshastighed således , 

at det foreskrevne krav i prøvningsstandarden 

er overholdt , 

og således at 0,2-spændinge n 

kan bestemmes ved aflæsning 

på arbejdskurven . 

112

Slagsejhedsprøvnin g 

Slagsejhedsprøvning udføres på stål, stålstøbegods og svejs - 

ninger for kontrol af materialets sejhed ved slagpåvirkning . 

Slagsejhedsprøvning er en meget anvendt kontrolmetode , 

fordi metoden er simpel . 

Der findes flere forskellige slagsejhedsprøvninger. Den primære 

forskel på disse metoder er udformningen af prøve - 

emnets kærv. Den mest udbredte metode er Charpy slagsejhedsprøvning 

(ISO V-kærv), som vi her skal begrænse os til . 

Man skal være opmærksom på, at prøvningsresultatet ku n 

har værdi i forhold til produktstandardernes minimumkra v 

for slagsejheden og til sammenligning af forskellige materia - 

lers sprødbrudrisiko . 

Fremgangsmåd e 

Ved slagsejhedsprøvning efter Charpy bliver kærvede prøver 

anbragt i en slagprøvemaskine (fig . 7.9) og bragt til brud 

ved et slag (tøjningshastighed ca . 10' s ') og den energi de r 

medgår til at bryde prøven måles. Fremgangsmåden, udstyret 

og forløbet er beskrevet i fig. 7.11 - 7.1 3 

Spredningen på måleresultaterne er stor, og derfor fore - 

skriver produktstandarderne som minimum 3 prøvninger 

ved hver temperatur . 

113 

7 .5 

Flere forskellige slagsejhedsprøvninge 

r 

Slagsejhed er ikke en design - 

værd i 

Stor spredning på brudenergie n 

Figur 7 . 9 

Prøveemnet er en firkante t 

stang med standardmålen e 

10x10x55 mm der midt på de n 

ene side er forsynet med en 2 

mm . dyb kærv . Hvis det af praktiske 

grunde ikke er muligt at 

fremstille prøvemener me d 

bredden 10 mm vælges 7,5 m m 

eller 5 mm .

Definition, omslagstemperatu r 

Undersøgelse af brudfladen 

Figur 7 .1 0 

Eksempel på to prøveemner me d 

forskellige bredde . Materialet 

har været meget sejt ved prøvningstemperaturen 

på 20° C o g 

er derfor ikke slået over. 

Efter prøvningsstandarden for ISO V-kærv defineres omslagstemperaturen, 

som den temperatur, hvor brudenergien 

er 27 J . 

I forbindelse med prøvningen undersøges brudfladen oft e 

for bestemmelse af om bruddet er fibrøst (sejt), krystallins k 

(sprødt) eller en blanding heraf . 

De forskellige typer brud er lette at genkende, og den procentvise 

fordeling af brudfladetypen kan estimeres . På den 

måde kan man vurdere, hvor tæt man er på omslagstemperaturen 

. 

Kontraktion Det er også muligt at måle den procentvise kontraktion af 

prøven ved kærven (analogt med kontraktionen på en træk - 

prøvestang). Værdien udtrykker materialets deformationsegenskaber 

ved store deformationshastigheder, og er lig e 

som kontraktionen for trækprøvestænger et middel til vurdering 

af materialets formbarhed (duktilitet) . Denne måling 

er ikke standardiseret og kun meget sjældent benyttet . 


Voksende slaghastighed, prøvestørrelse, prøvebredde, kærv - 

skarphed og kærvdybde forskyder omslagstemperaturen 

mod højere temperaturer . 

114


1 . Bestemmelse af materialekvalite t 

Slagsejhedsprøvning anvendes til klassifikation af stål, 

idet de mange stålkvaliteter er kendetegnet ved minimumkrav 

til slagsejheden ved en given temperatur . F.eks. 

er forskellen på Fe 430 C og Fe 430 D1 kravet til slagsejheden 

(DIN/EN 10025 01 .91). For Fe 430 C forskrives minimumkravet 

på 27 J ved 0° C, og for Fe 430 Dl foreskrive s 

det tilsvarende krav ved -20° C . 

2. Kontrol af svejsninge r 

Slagsejhedsprøvning anvendes f .eks. til kontrol af svejsningers 

kvalitet . Udtagning af prøveemner og prøvnings - 

temperatur foreskrives f .eks. i klassifikationsselskaberne s 

bestemmelser . 

3. Slagsejhedsprøvning som kvalitetskontro l 

Slagsejhedsprøvning anvendes f .eks. til sammenlignin g 

af forskellige materialers sprødbrudrisiko f .eks. efter over - 

fladebehandling, varmebehandling og lign . 

115 

Figur 7 .1 1 

Prøvemaskine til slagsejhedsprøvning 

af pendultypen . På bil - 

ledet ses faldhammeren og de n 

skala hvor brudenergien aflæses. 

Faldhammerens slagenerg i 

bestemmes ved hjælp af lodder. 

Standardenergierne er 150 J o g 

300 J .

Figur 7 .1 2 

Før prøvningen udløses faldhammeren, 

og det kontrolleres at 

der ikke er friktion eller anden 

fejl ved apparatet . Ved afprøvningen 

lægges prøveemnet løst i 

afprøvningsapparaturet .Prøveemnet 

placeres omhyggeligt, og 

ved hjælp af et stop sikres det , 

at faldhammeren præcist rammer 

emnet modsat kærven . 

Figur 7 .1 3 

Faldhammeren udløses, og efter 

at have slået prøven over aflæses 

den forbrugte energi direkte 

på maskinen . 

7 . 6 

Udmattelsesbelastningen 

Udmattelsesprøvning (dynamisk prøvning ) 

Standardiseret udmattelsesprøvning for bestemmelse af e t 

materiales udmattelsesstyrke eller udmattelsesgrænse anvendes 

primært i konstruktion og udvikling til sammenlig - 

ning af forskellige metallegeringers egenskaber . 

Udmattelsesbelastningen kan være træk (tryk), torsion o g 

bøjning. Til undersøgelse af materialernes udmattelsesstyrk e 

er der bygget en lang række forskellige prøvemaskiner . 

En ofte anvendt type er en maskine, som ved roterende bøjning 

belaster polerede prøveemner med ren svingningsbe - 

116

lastning . Denne prøvning er f .eks. beskrevet i DIN 50113 

(03 .82) . Forsøget udføres med et passende antal stænger o g 

resultaterne benyttes til konstruktion af Wöhler-diagramme t 

(kapitel 5) . 

Ikke standardiserede udmattelsesprøvninge r 

Udmattelsesprøvning (= dynamisk belastningsprøvning ) 

udføres også som produktprøvning . 

Det kan f.eks. være som led i materiale- og procesvalg eller 

som eftervisning af et produkts levetid/sikkerhed mod udmattelsesbrud 

. 

Som eksempel på anvendelse af udmattelseprøvning i 

materiale- og procesvalg kan nævnes valg af materiale til e n 

tryklufthammers mejsel . Valget af materiale inbefatter her 

materialetype, hærdning og fastlæggelse af overfladekvalite - 

ten . 

Fremgangsmåden var som følger. Med straingauge måling 

blev praktisk forekommende driftsbelastninger på skaftet a f 

en prototype bestemt . Forskellige kombinationer af materialer, 

hærdninger og overflader blev herefter testet i en prøve - 

maskine, som simulerede belastningerne under drift . Ved 

prøvningen bestemtes antallet af belastninger til brud, o g 

datamaterialet indgik herefter i det endelige materialevalg . 

Udviklingen går i retning af lettere (materialebesparende) 

konstruktioner. En af følgerne kan være, at man må betragte 

konstruktionen som udmattelsesbelastet, i stedet for statis k 

belastet . 

Styrkeberegninger, som tager hensyn til dynamiske belastninger, 

er omfattende og resultatet er ofte behæftet med e n 

stor usikkerhed, fordi det kun er muligt at regne på simplifi - 

cerede modeller . 

Derfor kan dokumentation af konstruktioners sikkerhe d 

mod udmattelsesbrud med fordel udføres som produktprøvning, 

der f.eks . simulerer en »worst case» eller en typisk 

driftsbelastning . 

Afhængig af opgavens type kan prøvningen f .eks udføres p å 

enkelte dele eller på hele produktet . 

117 

Eksempel, materiale- og proces - 

val g

7.7 Hårdhedsmåling 

Definition, hårdhed Et metals tekniske hårdhed defineres som dets modstand 

mod indtryk af et andet hårdere legeme . 

Denne definition er entydig ved angivelse af indtryklegemets 

form og dimension, prøvekraftens størrelse og varig - 

hed og retningslinier for den geometriske opmåling af ind - 

trykket . 

Standardiserede metoder For metalliske materialer er de mest anvendte hårdhedsmå - 

lemetoder : 

Figur 7 .1 4 

Sammenlignende oversigt ove r 

måleområderne for Brinell (HB), 

Vickers (HV) og Rockwell (HR) . 

VDINDE 2616, Entwurf. 

• Brinel l 

• Vickers 

• Rockwell 

Disse tre metoder er alle standardiseret . En sammenligning 

af deres indbyrdes hårdhedsområder fremgår af fig 7.14 . 

100 0 

90 0 

80 0 

700 

60 0 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

118 

I I 

I I 

I 

_ 

i 

- 

I I 

II 

~~ I 

• 

I 

III 

I II 

~ 

+ 

ill + 

I I I 

. 

i 

' 

, 

I III 

I 

HV HR HR . .N HR . .T H B 

Belastningsgra d 

C A B F 45 30 15 45 30 15 30 10 5 2,5 1,2 5

I standarderne er prøvningernes princip, prøvningsapparaturet 

og prøvningens udførelse beskrevet . Herunder er der 

bl .a. fastlagt krav til følgende faktorer, som alle er af betyd - 

ning for prøvningens udfald : 

• Omgivelsernes temperatu r 

• Overfladens kvalitet (planhed og ruhed ) 

• Prøvens tykkelse 

• Afstanden mellem to indtryk 

• Afstanden mellem et indtryk og prøvens kan t 

Hårdhedsmåling er en hyppigt anvendt metode ved kvalitetskontrol, 

fordi prøvningen er hurtig og enkel at udføre . 

Måling af hårdheder efter de forskellige metoder kan ikke 

umiddelbart sammenlignes, og ved angivelse af et hårdhedsmåleresultat 

er det væsentlig at anføre metode og prøvningsparametrene, 

som beskrevet i de følgende afsnit . For 

konstruktionsstål og aluminium er der dog udarbejdet nogl e 

lister, der sammenholder hårdheden målt ved forskellig e 

metoder, og som kan anvendes til overslagsmæssige vurderinger. 

Spredningen på måleresultaterne er så stor, at det som mini - 

mum anbefales at udføre 3 målinger dog helst 5 for bestemmelse 

af et materiales hårdhed . 


Kontrol af varmebehandlede emners hærdedybde og over - 

fladehårdhed . 

Kontrol af hårdheder i henhold til leveringsbetingelser. 

Kontrol af svejsningers kvalitet (specielt hårdheden i svejs - 

ningens varmepåvirkede zone) . 

Kontrol af et metals trækstyrke, hvis det er umuligt at udfør e 

trækprøvning (indirekte metode med stor unøjagtighed) . 

Kontrol af støbejerns kvaliteter (støbejern kan både specificeres 

med udgangspunkt i styrkekrav og hårdhedskrav) . 

Kontrol af overfladebelægningers hårdhed . 

Hårdhedsprøvning efter Vickers 7 .7 . 1 

Ved Vickers hårdhedsmåling anvendes en diamantpyramide 

som med en kraft F (kp) trykkes ind i prøvemnet . Efter af- 

119 


Hårdheder målt ved forskellig e 

metoder kan ikke umiddelbart 

sammenligne s

Figur 7 .1 5 

Indtrykslegemet er en pyramideformet 

diamant . Kravet til diamantens 

dimensioner er beskrevet 

i prøvningsstandarderne . De t 

kontrolleres regelmæssigt at diamanten 

er fri for revner og overfladefejl 

. 

Figur 7 .1 6 

Eksempel på hårdhedsindtry k 

HV1 i tværsnit på stålhagl . Be - 

lastningen 1 kg blev valgt for a t 

give mulighed for flere indtryk i 

samme stålhagl . 

lastning måles indtrykkets diagonaler (d) . Den aritmetiske 

middelværdi udregnes og hårdheden bestemmes som forholdet 

mellem kraften og indtrykkets overfladeareal (0) : 

HV = ~= 1,8544 d2 [kp/mmz] 

Hårdheden rapporteres herefter som : 

Hårdhedsværd i 

Forkortelse 

for metoden 

F.eks . 800 HV 30130 

Kraften i kp 

Holdetid, hvis 

t # 10-15 s 

Vickers hårdhedsmåling er den mest alsidige hårdhedsmålemetode 

. 

Det er muligt selv på de mindste overflader og de tyndeste 

overfladelag (s = lagtykkelse i mm) at bestemme hårdheden, 

idet kraften da udregnes som : 

s 2 xHV 

F= 

C2 

(1`= C2 ) 

Afhængig af belastningen taler man om : 

Makro(Vickers)hårdhed, når F > 0,2 kp og mikro(Vickers)hårdhed, 

når F < 0,2 kp 

120

Denne definition er ikke alment anerkendt, og i de forskelli - 

ge landes prøvningsstandarder opereres med forskellige op - 

delinger. 

Den danske standard DS 10411 (11 .66) for hårdhedsprøvning 

efter Vickers (makro) gælder for F > 1 kp . 

For stål kan kun hårdheder i belastningsområdet F > 5 kp 

regnes for uafhængige af belastningen og derfor sammenlignes 

. 

For stål er Vickers hårdheder indtil 300 HV praktisk tage t 

overensstemmende med Brinell værdien og trækstyrke n 

(Nlmm 2) er ca . 3,3 x HV. 

121 

Figur 7 .1 7 

Eksempel på hårdhedsindtryk i 

et enkelt jernkorn . 

Figur 7 .1 8 

Apparat til måling af Vicker s 

hårdhed med belastninger stør - 

re end 1 kg . Standardbelastningen 

for Vickers hårdhedsmåling i 

makroområdet er 30 kg, alternativt 

benyttes belastningerne 20 , 

50 eller 100 kg .

Figur 7 .1 9 

Indtrykkets diagonaler måles på 

en matskærm . 

7 .7 . 2 

Figur 7 .2 0 

Indtrykslegemet er en stålkugle . 

De standardiserede diametre af 

kuglerne er 10 - 5 - 2,5 mm . 

Førhårdhedsprøvningen kontrolleres 

det, at kuglen er poleret, 

fri for overfladefejl og de - 

formationer. 

Hårdhedsprovning efter Brinel l 

Indtrykslegemet er en kugle af stål eller hårdmetal med en 

diameter D på 2,5, 5 eller 10 mm . Kuglen bliver med en kraft 

F = C x D2 trykket ind i overfladen og indtrykkets diamete r 

d måles i to på hinanden vinkelrette retninger. Konstanten C 

er afpasset metallet og vælges med udgangspunkt i prøvningsstandarden 

anvisninger. 

122

Hårdhedsværdien fremkommer som forholdet mellem kraften 

F og arealet af indtrykket og udregnes efter følgende for - 

mel : 

HB = 

F 2F 

_ 

(N/mm2 ) 

0 7r x D(D-V-D z -d 2 ) 

I praksis udnyttes tabellen ISO/R 410 til bestemmelse af 

hårdheden for kendt prøvningsbelastning, kuglediameter og 

indtrykdiameter . Enheden for Brinell-hårdheden er d a 

kp/mm2. 

Hårdhedsværdien rapporteres herefter som : 

Hårdhedsværd i 

Forkortelse 

for metode n 

F.eks . 185 HB 5/750/30 

Kuglediameter i m m 

Prøvekraft i kp 

Holdetid i s, hvi s 

t * 10-15 s 

Ved almindelige kulstofstål og lavt legerede stål, kan ma n 

regne med, at trækstyrken (N/mm2) på det nærmeste er li g 

3,6 x HB, hvor enheden for HB er kp/mm2. 

Anvendelse 

Alle metallegeringer undtagen hårde legeringer som f .eks . 

hærdet stål . I praksis måles støbejerns hårdhed altid efte r 

Brinell . 

123 

Figur 7 .2 1 

Før hver prøvningsserie kontrol - 

leres (verificeres) apparatets 

stand ved måling af hårdhede n 

på en standardblok med kend t 

hårdhed . 

Figur 7 .2 2 

Indtrykkets diameter måles i to 

retninger, der står vinkelret p å 

hinanden, og middeltallet af d e 

to målte diametre bruges til bestemmelse 

af Brinellhårdheden . 

Billedet viser matskærmen, hvo r 

det cirkulære indtryk ses .

7 .7 .3 Rockwell hårdhedsmaling 

Figur 7 .2 3 

Indtrykslegemet til Rockwell C 

måling er en diamantkegle . 

Figur 7 .2 5 

Diamanten placeres over det 

sted, hvor hårdheden ønskes 

målt . Kraften påføres og hård - 

heden aflæses direkte på den viste 

skala (her HRC=49) . 

Ved Rockwell hårdhedsmåling anvendes en kegleformet diamant 

eller en stålkugle . Indtrykslegemet bliver forbelastet 

med en kraft F0 og herefter med en tillægskraft F l til total - 

kraften F. Den blivende forøgelse af indtryksdybden ved for - 

belastningen efter at tillægsbelastningen er fjernet måles (e) , 

hvorefter Rockwell hårdheden fremkommer som : 

HR = C - e, hvor C er en konstant 

Hårdheden aflæses direkte på apparaturet . Afhængig af 

indtrykslegemet og prøvningskræfterne skelnes der melle m 

en række forskellige Rockwell-skalaer, som vist i tabel 7.1 . I 

europa anvendes skalaerne B og C og i sjældnere tilfælde A , 

HRN og HRT. 

Anvendelse 

Rockwell C er især kendt og anvendt til måling af hærded e 

ståls hårdhed . 

Figur 7 .2 4 

Prøvningens princip (HRC) på skitseform, DS 10412, nov. 1966 . 

v 

0 L ~ + 

T LL 

LL 

C 

m 

C 

c c 

a 

Emnets overflad e 

Måleurets udqanqsstillin q 

124

Tabel 7 .1 Rockwell-skalaer (ASTM E 18) 

Betegnelse Indtrykslegeme Forbelastning Belastning Anvendelse 

kg kg 

HRA Kegle 10 60 Hårdmetal, overfladehærded e 

dele, tyndplade (> 0,4 mm ) 

HRB 1/16" kugle 10 100 Ikke jernmetaller og konstruk - 

tionsstå l 

HRC Kegle 10 150 Hærdede stål 

HRD Kegle 10 100 Overfladehærdede dele 

HRE 118" kugle 10 100 Støbejern, aluminium og mag - 

nesiumlegeringer, lejemeta l 

HRF 1116" kugle 10 60 Kobber, tyndplade (> 0,6 mm ) 

HRG 1116" kugle 10 150 Fosforbronze, berylliumkobber, 

tempergods med moderat hård - 

hed 

HRH 1/8" kugle 10 60 Aluminium, zink, bl y 

HRK 1/8" kugle 10 150 Letmetal og andre metaller me d 

lille hårdhe d 

HRL 1/4" kugle 10 60 Som HRK samt gummi (hårdt ) 

HRM 1/4" kugle 10 100 Som HRK og HRL 

HRN Kegle 3 15 (N15) Som HRA, HRC og HRD me n 

30 (N 30) for særligt tynde hærdedybder 

45 (N 45) (indtil 0,25 mm ) 

HRP 1/4" kugle 10 15 0 

HRR 112" kugle 10 60 Som HRK, HRL og HRM 

HRS 112" kugle 10 10 0 

HRT 1/16" kugle 3 15 (T 15) ' Som for skala B, F og G, men fo r 

30 (T 30) tynde plader (indtil 0,25 mm ) 

45 (T 45 ) 

HRV 1/2" kugle 10 150 Som skala K, L, M, P, R og S 

HRW 1/8" kugle 3 15 (W 15 ) 

30 (W 30 ) 

45 (W 45) For metaller med meget lille 

HRX 1/4" kugle 3 15 (X 15) hårdhed f.eks . tynde lejemetal - 

30 (X 30) belægninger . Skala X og Y for 

45 (X 45) sintrede metaller isæ r 

HRY 112" kugle 3 15 (Y 15 ) 

30 (Y 30 ) 

30 (Y 45) 

125

7 . 8 

Formål 

Figur 7 .2 6 

COD-prøvning udføres f.eks . p å 

såkaldte compact-tension emne r 

(CT-emner) . 

Figur 7 .2 7 

Eksempler på brudflader på CTemner. 

Brudmekanisk prøvnin g 

Der findes forskellige varianter af de såkaldte brudmekaniske prøv- 

ningsmetoder. Metoderne er kendetegnet ved, at et prøveemn e 

med en skarp revne eller kærv belastes til brud, og at kraften herti l 

måles . Formålet med prøvningerne er at bestemme et materiale s 

modstand mod sprødbrud ved revnelignende defekter . 

COD-prøvning er den hyppigst anvendte prøvning blandt de brud - 

mekaniske prøvningsmetoder . 

COD-prøvning er en nyere prøvningsmetode og udføres kun på et 

begrænset antal laboratorier . 

126

COD-prøvning er en forkortelse af »crack opening displacement« . 

COD-prøvning anvendes f .eks . ved prøvning af svejsninger i plade - 

materiale over 55 mm . jvf . britisk standard . Prøvningen finder endvi- 

dere anvendelse ved karakterisering af materialers brudmekanisk e 

egenskaber (sikkerhed mod sprødbrud) . 

Den hyppigste anvendelse af prøvningen er dog : 

• Vurdering af om kendte eller formodede revner er kritiske . 

• Bestemmelse af kritiske revnestørrelser. 

Vurdering af kendte eller formodede revner er f .eks . aktuelt hvor det 

er svært eller kostbart at udskifte komponenten (f . eks . nedgraved e 

trykbelastede rør) . 

Kendskab til den kritiske revnestørrelse anvendes f .eks . som kassati- 

onskriterium ved NDT- kontrol (kraftværkskomponenter, udmattelses - 

belastede konstruktioner m .v.) . 

Prøvningens fremgangsmåde er vist i fig . 7.28 – 7 .31 . 

127 

Anvendelse r 

Figur 7 .2 8 

COD-prøvning kan udføres p å 

forskelligt udformede prøveem - 

ner, hvori der anbringes en skarp 

revne . Fotoet viser et bøjeprøve - 

emne med kvadratisk tværsni t 

og med sidekærve . I midten af 

emnet er der bearbejdet en dy b 

kærv, og inden den egentlig e 

COD-prøvning er der fremstillet 

en udmattelsesrevne på fler e 

mm længde fra denne krærv . 

Under bøjningsbelastningen måles 

kraften og udvidelsen a f 

kræven med en nøjagtighed , 

som er bedre end 0,001 mm . 

Emnet på fotoet er monteret 

med ledninger til måling af revnevæksten 

.

Figur 7 .2 9 

I prøvemaskinen lægges prøveemnet 

ovenpå to ruller således , 

at kærven er midt mellem ruller - 

ne . På emnets underside sidde r 

COD-transduceren tværs ove r 

kærvåbningen . På siden af em - 

net sidder en temperaturføle r 

fastholdt med en magnet . 

Figur 7 .3 0 

Emnets overside belastets via e n 

enkelt rulle modsat kærven . Belastningen 

udføres først, når 

prøveemnet har opnået den ønskede 

temperatur. Dette kan tage 

flere timer afhængig af 

prøveemnets dimensioner. 

Figur 7 .3 1 

På brudfladen erkendes tydelig t 

de to sidekærve, COD-kærven , 

udmattelsesrevnen og restbrud - 

det . Fotoet viser et skørt rest - 

brud . Ved højere temperatu r 

kan det samme materiale få et 

restbrud med store deformationer. 

På brudfladerne opmåle s 

dybden af kærven og af udmattelsesrevnen 

i flere positione r 

over bredden af prøveemnet . 

128 

'4!

Ikke destruktive provningsmetoder 7 .9 

Tabel 7.2 giver en oversigt over de almindeligste ikke-destruktive 

prøvningsmetoder til identifikation af revner o g 

fremstillings- eller driftsbetingede fejl . 

I litteraturen og i daglig tale kaldes prøvningsmetodern e 

NDT-prøvning eller NDE-prøvning for henholdsvis »Non 

Destructive Testing« og »Non Destructive Evaluation . « 

Sammenlignet med destruktive prøvningsmetoder er fordelene 

ved NDT-metoder umiddelbare, og der gøres derfor e n 

stor indsats for at udvikle nye og forbedrede metoder. Ud- Nye og forbedrede metode r 

viklingen sigter dels på forbedring af eksisterende udsty r 

f.eks. sænkning af detektionsgrænsen på materialefejl dels 

på udvikling af nye metoder til kontrol af materialerne ve d 

selve fremstillingen . 

Lagtykkelsesmåling af overfladebelægninger er en mege t 

anvendt kvalitetskontrol, og udføres hvor det er muligt so m 

ikke-destruktiv prøvning . 

Måleprincippet afhænger af belægningens og grundmateria - 

lets type . 

Standarden DS/ISO 3882 (09.86) »Metalliske og andre ikke - 

organiske belægninger, oversigt over metoder til måling a f 

tykkelse« anbefaler forskellige instrumentelle metoder ti l 

måling af lagtykkelsen på stål, aluminium, kobber, nikkel , 

titan, zink m .v. 

129 

Identifikation af revner o g 

fremstillings- eller driftsbetingede 

fej l

Tabel 7 . 2 

Metode Princip Anvendelse Fordele Begrænsninger 

Kapillarvæske 

Kapillarvæske trække s 

ind i overfladedefekter 

ved hårrørsvirkningen . 

Synlig eller flourescent 

farve fremkalder fejlene . 

Magnetpulver- Diskontinuieter forvrænprøvning 

ger det pålagte magnetiske 

felt . 

Ultralyd Fejl reflekterer lydbølger, 

som sendes ind i materialet 

. Den medgåede tid 

før ekkoet registreres udnyttes 

til at lokalisere fej - 

len . 

Overfladerevner, po- Billig, transportabel . Meget 

røsositeter, laminering følsom. Uafhængig af mate - 

etc . som ligger i over- rialets magnetiske og elektfladen 

riske egenskaber . 

Revner, inklusioner og Billig . Velegnet til store im - 

andre diskontinuiteter mobile genstande . 

på eller nær overfladen, 

idet disse områder 

tiltrækker jernpulver 

på overfladen . 

Revner, laminering, 

bindefejl og lign . med 

det primære plan vin - 

kelret på lydkilden . 

Viser fejlens dybde i materialet 

. Inspektion fra en side . 

Ingen stråling . Øjeblikkelige 

resultater. Udstyr hvortil der 

er knyttet en computer ka n 

producere billeder af fejlen 

(C-skan) . 

Radiografi Metallet absorberer rønt- Støbte materialer, Permanente optagelser som 

genstråling og gammastråling 

. Fejl og tynd e 

tværsnit absorbere r 

mindre, hvorfor mere 

stråling optages på filmen. 

Fejl ses som mørk e 

skygger. 

komponenter o g 

svejsninger med store 

fejl og revner med det 

primære plan parallelt 

med strålingen . 

dokumenterer korrekt fremgangsmåde. 

Påviser fejl i al - 

le dybder. 

Defekterne skal ligge i overfladen . 

Ikke velegnet til porøse og ru overflader. 

Væsken skal væde overfladen 

Følsomheden er stærkt afhængig af 

fejlenes dybde og eventuel coatning. 

Det er ofte nødvendigt at udføre 

prøvningen i flere retninger . 

Tolkning af resultater kræver erfaring/træning 

Kan kun udføres af uddannet personale 

. Fejl som ligger parallelt me d 

lydkilden kan ikke detekteres. Det 

er nødvendigt med referencestandarter. 

Forudsætter uddannede teknikere i 

prøvningsmetoden og i radioaktiv 

stråling. De tilstødende områder skal 

afskærmes mod stråling . Tykkelsen 

er bestemt af den radioaktive kildes 

styrke. Kostbart udstyr og gennemførelse. 

Revner vinkelret på strålin - 

gen kan være umulige at påvise .

Metode Princi p 

Hvirvelstrøm En spole introducerer 

strøm i metallet. Samm e 

spole detekterer strømme 

som er bestemt af materialets/konstruktionen 

s 

elektriske egenskaber. 

Akustisk Materialer udsender aku - 

emission stisk energi ved revnevækst 

og plastisk deformation 

. Sensorer registrerer 

lydene under belastning 

. 

Replica Metallografisk metode . 

Der tages et aftryk af materialetsoverfladestruktur. 

Endoskopi Visuel inspektion af indre 

flader ved hjælp af optisk 

instrument som kan 

være stift eller fleksibelt . 

Anvendelse Fordele Begrænsninge r 

Ledende materialer Meget følsom . Ingen kon- Giver respons på alle ændringer i 

med konstant tvær- takt med den undersøgte relation til elektrisk og magnetiske 

snitsareal . F.eks . ved del . Hurtig nok til kontinu- egenskaber. Fejlindikation kan 

rørinspektion . Kan på- ert on-line inspektion. Me- drukne i disse . 

vise variationer i metallet behøver ikke nødven - 

taltype, mikrostruktur digvis at være ferromagne - 

samt andre typer fejl tisk . 

Trykbeholdere . Fly- Prøvningen udføres under Plastisk deformation opstået ved 

konstruktioner. Svejs- drift . Fejl opdages før hava- prøvning er ireversibel, prøven kan 

vinger. ri . Alle belastede arealer te- derfor ikke gentages . Lydkilden kan 

stes uafhængigt af sensorer- ikke lokaliseres præcist . 

nes placering . 

Materialemikrostruktur Undersøgelser muliggøres Kan kun anvendes på ydre overfla - 

i overflade, revnetype- på vanskelig tilgængelige der. Fortolkning af replica kræve r 

bestemmelse. Doku- steder. Mikrostrukturen do- erfaring . 

mentation af slidspor, kumenteres . 

topografi, overvalsning, 

bindingsfejl m .v . 

Bestemmelse af revne- Inspektionen foretages uden Følsomt udstyr . Tåler ikke høje tem - 

dannelse, korrosion- ressourcekrævende adskil- peraturer og kraftige mekaniske på - 

sangreb, forureninger, lelse. Kan foretages under virkninger. 

mekaniske beskadigel- vand . Enkel at anvende . 

ser, læsegenstande etc . 

i afstande op til 30 m . 

fra inspektionshullet . 

Tabel 7 .2 fortsættes

Metode Princip Anvendelse Fordele Begrænsninger 

Spektralanalyse! Ved hjælp af en spæn- Kvalitativ og semikva- Med transportabelt udstyr Bestemmelse af stålets kemisk e 

emission- dingsforsyning trækkes litativ metode til be- som f .eks. Metascopet kan sammensætning sker med større 

spektroskopi en gnist mellem en wolf- stemmelse af ståls bestemmelsen udføres mo- usikkerhed end de stationære udramelektrode 

og emnets kemiske sammensæt- bilt uden udtagning af styr. Kulstofbestemmelsen er re t 

overflade. Udstyret ind- ning . prøver. usikker. 

stilles på et bølgelængde 

område, hvor sammenligning 

med spektrallinier 

for en kendt referenc e 

foretages .

Metallografiske provningsmetoder 7 .1 0 

Ved metallografiske prøvningsmetoder forstås prøvninger, 

der giver informationer om metallets metallurgiske tilstand . 

F.eks. om metallets : 

• Kornstruktur (kornstørrelse, krystalorientering ) 

• Mikrostrukturer (art, størrelse, form, fordeling ) 

• Slaggeindeslutninger (art, størrelse, form, fordeling ) 

• Overfladebelægning (lagtykkelse, karakterisering ) 

Metallografiske prøvninger baserer sig enten på undersøgel - 

se af et metallografisk prøveemne eller på ioniserende strå - 

ling (primært røntgen-stråling) . 

De hyppigst anvendte metallografiske prøvningsmetoder e r 

undersøgelse af et metallografisk prøvernne i mikroskop . 

Et metallografisk prøveemne (slib) fremstilles ved slibning Fremstilling af sli b 

og polering af det materiale som ønskes undersøgt . Efter 

den sidste polering, f .eks. med 1 my diamantpasta, ætse s 

prøven for at fremkalde metallets mikrostruktur . 

Til de metallografiske prøvningsmetoder hører f.eks. neden - 

stående metoder, som alle er standardiseret efter ISO, DIN 

eller ASTM . 

Kornstørrelsesmålin g 

Kornstørrelsesmåling udføres hyppigst efter ASTM E112-88, 

hvor kornstørrelsen angives som et tal mellem 0 og 14, hvo r 

0 svarer til en gennemsnitlig kornstørrelse på 0,51 mm og 1 4 

til 2,8 µm . 

Mikrostrukturbeskrivelse af støbejer n 

Klassifikation af den udskilte grafits form, størrelse og fordeling. 

F.eks . efter DS 10602 (01 .70) . 

Slaggeindeslutninge r 

Beskrivelse af art, fordeling og mængde . F.eks. DS/ISO 376 3 

(02.77) . 

Bestemmelse af hærdedybd e 

Bestemmelse af hærdedybden ved flammehærdning og indsatshærdning 

samt bestemmelse af nitreringsdybden . Metoden 

baserer sig på hårdhedsmåling HV1 i et tværsnit vinkel - 

ret på overfladen. Anvendes f .eks . til bestemmelse af opkul - 

133 

Informationer om metallets metallurgiske 

tilstan d

7.11 

ningsdybden på tandhjul. Fremgangsmåderne er f.eks be - 

skrevet i DIN 50190 Teil 1-3 (11.78)/(03.79)1(03.79) . 

Bestemmelse af afkulningsdybd e 

Bestemmelse af afkulningsdybden på stål kan enten bestem - 

mes ved hårdhedsmåling eller ved visuel vurdering . En metode 

er f.eks . beskrevet i DS/ISO 3887 (12 .77) . 

Lagtykkelsesmålin g 

Bestemmelse af belægningers lagtykkelse ved måling på et 

tværsnit i mikroskop . Nøjagtighed +10,8 µm . Metoden an - 

vendes især på små eller geometrisk komplicerede emner o g 

er f.eks. beskrevet i DS/ISO 1463 (11 .83) . 

Kemiske analysemetoder 

Kendskab til et metals kemiske sammensætning er af fundamental 

betydning, og metoder til bestemmelse af metallers 

kemiske sammensætning er derfor industrielt vigtige . 

Nedenfor findes de tre hyppigst anvendte metoder til bestemmelse 

af et metals kemiske sammensætning beskrevet . 

Det er : 

• Spektralanalys e 

• EDXRF 

• EDX 

7.11 .1 Spektralanalyse (optisk emissionsspektral analyse) OES 

Måling af spektrallinier Denne analyseform omhandler normalt måling af de spektrallinier, 

som et stof vil udsende efter at være anslået p å 

passende måde, idet vi her kun betragter gnistudladning . 

I praksis sker der følgende : 

Mellem en wolframelektrode og prøven, som ønskes analyseret, 

etableres en gnist, der får en lille del af prøven til a t 

smelte og fordampe . 

Lyset fra gnisten spredes i spektrallinier og lysintensitete n 

opsummeres for hver af de valgte spektrallinier og via computer 

foretages en omsætning til procentvis koncentratio n 

for de programmerede elementer . 

Analysen udføres altid efter en forudgående planslibning af 

134

prøveoverfladen . Da det er en »lille del« af prøven der analyseres 

kræves det, at denne er homogen . Hvis dette ikke er 

tilfældet foretages en omsmeltning før analyse . 

Prøvens sammensætning ska l 

være homoge n 

Spektralanalyse er en relativ analysemetode, der kræver Relativ analysemetode 

kendte prøver til opstilling af analysekurver. 

Prøvestørrrelse ca. 20 mm . 

Spektralanalyser kan udføres på jern, stål og alle arter af Jern, stål og alle arter af metal - 

metaller og deres legeringer. 

ler og deres legeringe r 

Koncentrationsområde : ca. 0,001% - 30% . 

EDXRF (Energy Dispersive X-Ray Flourescens) 

7 .11 . 2 

EDXRF er en overfladeanalyse teknik, hvor det analyserede Overfladeanalys e 

overfladelag har en tykkelse af størrelsesordenen nogle få µm . 

Til analyse af metallers sammensætning kan man med forde l 

anvende kalibrering på kendte standardblandinger. Der haves 

standardlegeringer på alm. stål, rustfrit stål, inconel , 

messing, aluminium og silumin, bronze m .m . 

Resultaterne opgives normalt i vægtprocent med angivelse Resultat i vægtprocent 

af en vurderet, konservativt bedømt analyseusikkerhed . 

EDXRF kan ikke give oplysning om kulstofindhold og sm å 

mængder af svovl og fosfor vil ligeledes være uden for rækkevidde 

. 

Alle grundstoffer med atomnummer større end 10 kan detekteres 

med detektionsgrænse på 0,05% til 0,5% for de vanskeligst 

detekterbare . 

Kun grundstoffer med atom - 

nummer større end 1 0 

De bedste analyser opnåes på plane, slebne metaloverflader Krav, prøveemne r 

med diameter d > 30 mm . Mindre emner kan også analyse - 

res, men med stigende usikkerhed . En enkelt spån kan bestemmes 

med ret godt resultat . 

Beregninger af legeringers kemiske sammensætning udføres Analyser uden standard - 

også uden standarder (mindre nøjagtighed) fortrinsvis på 

legeringer, hvor standardblandingerne ikke dækker . 

blandinger 

135

Anvendelser til stål og støbejern 

I sammenligning med spektralanalyse anvendes metoden 

Begrænset anvendelse til stål kun sjældent til stål og støbejern, da et analyseresultat uden 

oplysning om kulstofindholdet kun har begrænset interesse . 

Når metoden udnyttes til stålanalyse er det f.eks . for at 

sandsynliggøre om to eller flere stål kan være fra samm e 

charge, idet en sådan vurdering baseres på sammenligning 

af materialernes indhold af sporstoffer og legeringselementer. 

EDXRF udnyttes også til stålanalyser, når det ikke er muligt 

Analyse af slibestøv at udtage et prøveemne til spektralanalyse . I sådanne tilfælde 

kan man vælge at overføre lidt materiale på diamantpræpareret 

papir ved slibning og analysere slibestøvet . 

7.11 .3 

EDX (EDX = Energy Dispersive X-ray) 

Overfladeanalyse Ved EDX-analyse bestråles prøvens overflade med elektrone r 

i et scanning-elektronmikroskop (SEM) . 

EDX er en overfladeanalyse teknik, hvor det analysered e 

overfladelag har en tykkelse af størrelsesordenen nogle f å 

og som giver mulighed for at måle grundstoffer me d 

Kun grundstoffer med atom- atomnumre større end 10, i specialopstillinger dog ned til 

nummer større end 10 bor (atomnummer 5) . 

Følsomheden varierer for de forskellige grundstoffer med ty - 

Lille analyseareal piske værdier omkring 0.1 - 0.3%. Analysearealet variere r 

typisk fra nogle få mm til nogle få my. 

Anvendelser til stål og støbejer n 

Begrænset anvendelse til stål Ligesom EDXRF anvendes EDX kun sjældent til stål og støbejern, 

da analysen ikke omfatter kulstof. I praksis anvende s 

metoden defor kun i forbindelse med skades- og havariundersøgelser 

f.eks til bestemmelse af slaggers kemiske sammensætning 

og lign . 

Referencer 

Jørgen G. Blom, »Sporbare kalibreringer«, Metallurgisk Procesteknologi, 

Miljøaspekter - Kvalitetsaspekter Fremtidsaspekter, 

Dansk Metallurgisk Selskab Vintermødet 1991 , 

Helsinge . 

136

Dokumentation (certifikater) 8 


kompendium Sl-B og for værktøjsstål i kompendium Sl-C . 

137

9 Fordele/ulemper 

Figur 9 . 1 

Systematisk materialevalg 

Når der skal vælges materialer til en konstruktion, gøres det - 

te naturligvis ud fra nogle overvejelser af, hvilke påvirkninger, 

emnet vil blive udsat for i sin forventede levetid . 

I dette afsnit behandles nogle grundelementer i materialevalgsprocessen, 

men emnet behandles grundlæggende i 

kursusmodul S6. 

Det bedste valg fås, hvis der anvendes en vis systematik, 

f.eks . bestående af de på figur 9.1 viste delprocesser . 

Justering af 

egenskabsprofi I 

Funktionsanalyse 

Kravprofi l 

Egenskabsprofil 

Er alle 

rav og rele - 

vante egenskaber 

ed i informaionerne, 

Materialevalg 

t 

Prøvning af detaljer 

Test af prototyp e 

Produktio n 

Anvendels e 

Skade r 

Kravprofil . For alle komponenter startes med en funktionsanalyse 

med en nøje gennemgang af den samlede konstruktion 

og de enkeltdele, som indgår deri . 

Analysen skal føre til opstilling af en række krav - en kravprofil 

-, som kan karakteriseres som summen af ønskerne til 

det færdige produkt . 

138

Kravene kan stamme fra funktionsmiljøet, såvel mekanisk , 

kemisk, biologisk, bestrålingsmæssigt som elektrisk/magnetisk, 

og der kan indgå ønsker vedrørende design, produktionsteknikker, 

levetid og pris. Endelig må konsekvenserne a f 

et eventuelt havari overvejes . 

Egenskabsprofil . De egenskaber, som er nødvendige for a t 

opfylde kravene, (f.eks. styrke, hårdhed og bearbejdelighe d 

i relation til det mekaniske miljø), må herefter udregnes/fremskaffes 

og listes . Når baggrundsoplysningerne e r 

tilstrækkelige, kan materialerne til konstruktionen vælges , 

og detaljer og/eller prototyper testes med eventuel efterfølgende 

revision af krav- eller egenskabsprofil . 

Nu kan delene produceres, og konstruktionen tages i anvendelse 

. 

En vigtig opfølgning er, at de skader, som måtte opstå, ana - 

lyseres, og at resultaterne af havariundersøgelsen bruges ti l 

ændring af konstruktion, materialevalg, fremstillingsteknik 

eller anvendelsesmåde afhængigt af den fundne årsag . 

Ud over de elementer, som direkte indgår i diagrammet (fig . 

9.1), må der også fokuseres på følgende punkter : 

Virksomhedens teknik . Er der vilje til at indføre nye teknikker 

eller gå til underleverandører, hvis materialevalget inde - 

bærer dette? 

Produktionsmiljø . Bestræbelser i retning af at bedre produktionsmiljøet 

kan f .eks. påvirke beslutninger angående 

overfladebehandling, lodning/svejsning . 

Genanvendelighed . Pris alene bør ikke styre et materialevalg. 

Energiforbrug ved produktion og ved genanvendelse a f 

et metal er faktorer, som af mere overordnede globale årsager 

også må tages i betragtning . 

Ressourcer og strategiske forhold er begge forhold, som p å 

kort tid kan medføre drastiske prisændringer. 

Når konstruktioner trods grundige overvejelser alligevel havarerer, 

kan årsagerne være mange forskellige . 

139 

Krav fra mekanisk, kemisk og bi - 

ologisk milj ø

9 .1 Overbelastningsbru d 

9 .1 .1 Sejt overbelastningsbrud 

En skarp opdeling med udgangspunkt i brudtyper, mekanismer 

eller årsager er vanskelig, men för oversigtens skyld 

omtales først overbelastningsbrud (seje, kløvning og inter - 

krystallinske) som en gruppe . 

Hvis et metal deformeres (strækkes ud over flydespændingen), 

før brud indtræffer, opstår sejt overbelastningsbrud , 

som på grund af den plastiske deformation kræver betydelig 

energi for at dannes og forplante sig . 

De fleste ståltyper har et sejt og et sprødt brudområde, primært 

bestemt af temperaturen, men med indflydelse fra en 

række andre faktorer (se pkt . 9 .1 .2) . Hvis temperaturen er 

over omslagstemperaturen, og deformationshastigheden er 

relativt lav, vil der være mulighed for sejt brud, særligt hvis 

spændingstilstanden er forholdsvis ukompliceret . 

For at sejt overbelastningsbrud kan fremkomme, skal konstruktionens 

kritiske tværsnitsareal belastes ud over materia - 

lets flydespænding og trækstyrke . Derfor vil havariårsagern e 

typisk være en af følgende : 

• uventede driftsbetingelser, som f .eks. pludseligt start/stop, 

frost, overtryk eller temperaturgradienter. 

• materialeforveksling 

• underdimensionering 

• uheldig orientering af valseretning i emnet 

• restspændinger fra fremstillingsprocesser . 

• reparationsfej l 

• monteringsfej l 

Sejt overbelastningsbrud sker ef- Da stålet deformeres før brud, vil denne skadetype ofte ken - 

ter deformation des på, at der er deformation i skadezonen . Her skal man 

dog være opmærksom på muligheden for fejlkonkludering i 

tilfælde, hvor det seje brud er restbrud for havarier startet 

med f.eks. udmattelses- eller spændingskorrosionsrevner. Et ' 

Mat, mørk brudflade andet kendetegn er brudfladens mørkegrå udseende med 

en mat, fløjlsagtig karakter. 

140

Ved undersøgelse i scanning elektronmikroskop kan iagttage s 

»dimples«, skålformede fordybninger, som er dele af de mikrohul - 

rum, som opstår under den plastiske deformation, se fig . 9 .2 . Ori- 

enteringen af disse dimples på de sammenhørende brudflader kan i 

havariudredningen benyttes til fastlæggelse af belastningssituatio- 

nen før brud, se fig . 9 .3 (Ref . 1) . 

a. Ligeaksiede dimples (træk) 5300 x 

b. Aflange dimples (forskydning) 

c . Aflange dimples (tensile tearing ) 

timax ti max 

Detail B øvre brudflade 

ova l 

dimple 

Figur 9 . 2 

Skematisk fremstilling af dimp - 

les-dannels e 

5400 x 

6500 x 

Fotos optaget i transmissionselektronmikrosko 

p 

Figur 9 . 3 

Orientering af dimples ved sejt overbelastningsbrud ved forskellig e 

spændingstilstande. 

141

9 .1 .2 Kløvningsbrud 

Figur 9 .4 

Slagsejhed som funktion af 

prøvningstemperatur 

Endnu mere uforudseeligt end det seje brud er det sprød e 

kløvningsbrud, som kan opstå i de fleste ståltyper . Tendensen 

til kløvningsbrud påvirkes af : 

• temperatur 

• deformationshastighed 

• spændingskoncentration (kærv) 

• kemisk sammensætning 

• forbehandling (deformation, bearbejdning o g 

varmebehandling ) 

• mikrostruktur 

De fleste stål har en omslagstemperatur (fig . 9.4), over hvilken 

slagsejheden ligger på eet niveau . Omkring omslagstemperaturen 

falder slagsejheden brat (ved afkøling) til e t 

meget lavere niveau . 

a 

L Nrn~ 

~ 

16 0 

140 

12 0 

100 

80 

60 

4 0 

2 0 

Omslagskurve for I Omslags- I Sejt bru d 

varmvalset uberoliget områd e 

kulstofstål . I 

I 

Sprødt bru d 

-20 -10 0 +10 °C 

Temperatu r 

Ved sprøde brud (altså også kløvningsbrud) er der ingen ad- 

Kløvningsbrud sker uden defor- varsel før brud i form af deformation eller Begyndende rev - 

mation nedannelse. Revnevæksthastigheden er ekstremt høj, og 

energiforbruget meget lavt, dvs relativt små mekaniske påvirkninger 

kan udløse store brud . 

Ved konstruktioner, der skal fungere i frysehuse eller unde r 

arktiske forhold, er det nærliggende at vælge et materiale 

med garanteret slagsejhedsværdi ved eller under anvendelsestemperaturen, 

men mange andre dele kan få sprødbrud 

142

med alvorlige konsekvenser, eksempelvis anhængertræk , 

krandele og beholdere . 

Styrkeforøgelse vil ofte være knyttet til stigning i omslagstemperatur. 

Dette gælder ved forøgelse af kulstofindhol d 

(både opløst og i form af perlit), deformationshærdning o g 

udskillelseshærdning . Forbedrede slagsejhedsegenskaber 

(lavere omslagstemperatur) fås ved kornforfining og tillege - 

ring af mangan og nikkel . 

Brududseendet ved rene (eller overvejende) kløvningsbru d 

er ofte glinsende . Det glinsende skyldes lysreflektion fra d e 

plane kløvningsflader, som dannes, når revnen løber gen - 

nem de enkelte korn (transkrystallinsk) . 

Makroskopisk ses ofte et pilmønster, såkaldt »chevron«-mønster, o g 

i scanning elektronmikroskop ses de enkelte krystalplaner med så - 

kaldt flodliniemønster (fig . 9.5), som fremkommer, fordi kløvninge n 

sker i flere parallelle planer. Sammenløbet af de forskellige fronte r 

danner steps af varierende højde . 

Både flodlinie- og chevronmønster kan benyttes til fastlæggelse a f 

revnevækstretning . 

143 

Glinsende brud ved kløvnin g 

Figur 9 . 5 

Kløvningsbrud fotograferet i 

scanning elektronmikroskop , 

1000 x

9 .1 . 3 

Kornet bru d 

9.2 

Meget ofte ses flere brudtyper repræsenteret på samm e 

brudflade, og sejt/kløvning ses hyppigt i kombination . 

Interkrystallinsk brud 

Både kløvningsbrud og sejt overbelastningsbrud er transkrystallinsk, 

dvs revnerne forløber gennem det enkelte korn i 

krystalstrukturen. 

I modsætning hertil følger interkrystallinske revner korn - 

grænserne i metallets mikrostruktur, og årsagen hertil ka n 

enten være knyttet til strukturen (f .eks. sprøde udskillelser i 

korngrænser) eller en følge af udefra kommende påvirkninger 

som korrosion, brint eller flydende-metal-indtrængning . 

Efter overbelastning ses denne brudtype ofte i hærdede stål 

enten på grund af karbidudskillelser eller generelt svager e 

korngrænser. Hærderevner opstår på grund af for høje lokale 

spændinger under eller efter bratkøling, hvor austeni t 

martensit-omdannelsen sker under volumenforøgelse, og d e 

er ofte interkrystallinske . Forebyggelse kan være designændring, 

så spændingskoncentration undgås eller begrænses . 

Andre eksempler på korngrænseudskillelser, som kan medføre ned - 

sat styrke/duktilitet og interkrystallinsk revneforløb, er : 

• tertiær cementit i kulstoffattige stå l 

• sekundær (proeutektoid) cementit i overeutektoide stå l 

• oxyde r 

• sigma-fase i rust- og varmfaste stål 

Fremkomsten af tertiær og proeutektoid cementit er forklaret i af - 

snit 4 .2 .3. Sigma-fase er en hård, sprød jern-krom-forbindelse, so m 

kan opstå i visse rustfaste stål i forbindelse med varmebehandling , 

svejsning eller høj drifttemperatur. 

Udmattelsesbru d 

Erfaringerne viser, at over 80% af de brud, som konstateres i. 

maskinkomponenter, skyldes udmattelse, dvs revnedannel - 

Udmattelsesbrud er knyttet til sen er forårsaget af pulserende belastninger. Af disse er det 

pulserende belastning kun omkring 5%, der kan tilskrives materialefejl som pri- 

mær årsag . 

144

Konstatering af, at et brud skyldes udmattelse, er ikke en 

forklaring af årsagen til bruddet, men blot en fastlæggelse a f 

brudtypen . Dette faktum alene kan ikke bruges til forebyggelse 

af lignende skader, men ved en undersøgelse af brud - 

dets forskellige karakteristika kan indhentes oplysninger o m 

revnestartsted, graden af kærvvirkning i startområdet, be - 

lastningens art og relative størrelse . 

Udmattelsesstyrken hænger mere eller mindre direkte sammen 

med trækstyrken, men påvirkes i høj grad af overflade - 

tilstanden . 

For varmvalset stål i maskinbearbejdet tilstand er udmattelsesgrænsen 

ca. 40% af trækstyrken, mens rå valsede eller 

smedede prøver vil have lavere styrker på grund af afkulning, 

stor ruhed eller andre overfladedefekter, som giver lokal 

spændingskoncentration . 

Derfor er det ved konstruktion af emner, der udsættes fo r 

pulserende belastninger, vigtigt at fastlægge, i hvilket områ - 

de af delen de største spændinger findes, så de ved bearbejdning, 

design med videre kan bringes ned på et passen - 

de niveau . For hærdede stål er der kun en sammenhæng , 

som den ovenfor nævnte op til en vis styrke, hvorefte r 

spredningen i udmattelsesgrænse bliver meget stor, se fig . 

9 .6 . 

N/mm 2 

1000 

800 

AISI betegnelse 

• 4140 J 4053 0406 3 

20 30 40 50 60 7 0 

Rockwell C hårdhed 

c 

145 

Figur 9 . 6 

Udmattelsesgrænse som funktion 

af hårdhed og kulstofindhol d 

i sejhærdningsstål . Ref . 2

Figur 9 . 7 

S-N-kurver for sejhærdet bolt 

uden og med ruining af gevindet 

Hensigtsmæssigt design ka n 

hindre initiering af udmattelsesrevner 

Ri 

a 

N/mm 2 

50 B 40 bolte, ø 16m m 

Gevind rullet efte r 

varmebehandling 

0.01 0.1 10 0.01 0.1 1 1 0 

Antal svingninger før brud i millioner . 

Udmattelsesstyrken afhænger også af mikrostrukturen . Styrken fal - 

der med faldende martensitandel (for samme hårdhed), og en sfæroidiseret 

struktur giver bedre udmattelsesegenskaber end en perlitisk 

(ved samme trækstyrkeniveau) . 

Udmattelsesrevner vokser kun, hvis den pulserende spæn - 

ding ligger i trækområdet i en del af eller hele sin spændings - 

cyklus. Derfor kan udmattelsesstyrken øges, hvis der kan introduceres 

trykspændinger i overfladen, hvor revnen jo of - 

test initieres. Hvis der indbygges en »forspænding« i trykområdet, 

nedsættes størrelsen af den pulserende trækspænding 

og dermed risikoen for initiering af udmattelsesrevner . 

Metoder til dette er f .eks. indsatshærdning, nitrering, shot - 

peening, rulning og deformation, og fig . 9.7 viser et eksempel 

i form af sejhærdede bolte med og uden rulning . 

Hyppigste årsag til udmattelsesrevners initiering er no k 

uhensigtsmæssig kontruktiv udformning med deraf følgen - 

de spændingskoncentration, som der ikke er taget højde for 

i beregningerne . 

Typiske eksempler er dimensionsovergange, skarpe hjørner, 

huller, noter, overgang mellem hoved og skaft på bolte sam t 

gevind . 

146

Forste gevindbund i en udformning som vist på fig . 9 .8, b 

giver lige så stor spændingskoncentration som enkeltkærve n 

a, hvor en udformning som c er langt bedre . 

Endnu bedre er det at udforme bolten med et glat skaft me d 

mindre diameter end gevindets, men effekten er betinget a f 

glat og stor rundingsradius . 

Brududseendet på et udmattelsesbrud kan, som nævnt, give 

en række informationer . 

Fig . 9.9 viser, hvorledes spændingskoncentration, spændings - 

niveau og belastningsart giver varierende brududseende . 

Høj nominel spændin g 

Ingen spændings- Svag spændings- Stor spændings - 

koncentration koncentration koncentration 

Momentant opstået restbru d 

erende bøjning 

Figur 9 . 9 

Skematisk præsentation af brududseende for udmattelsesbrud . Ref . 1 

Figur 9 . 8 

Spændingskoncentration ve d 

gevind . Ref . 3 

Lav nominel spændin g 

Ingen spændings- Svag spændingskoncentration 

koncentration 

147 

Stor spændings - 

koncentratio n 

(C) 

G~ Kærv med spændingskoncentratio n

Glat brudflade ofte med linie- Udmattelsesdelen af brudfladen er ofte glattere end restmønster 

bruddet, og der ses hvilelinier, hvis spændingsniveauet ha r 

varieret. Hvilelinierne svarer til brudfronter på forskellige 

tidspunkter, se fig. 9.10 . 

Figur 9 .1 0 

Udmattelsesbrud 

Figur 9 .1 1 

Udmattelsesbrud fotograferet i 

scanning elektronmikroskop , 

3000 x 

I scanning elektronmikroskop ses parallelle linier, såkaldte striations - 

linier, hvis indbyrdes afstand svarer til revnevæksten under een pul- 

sationscyklus, se fig . 9 .11 . 

1.48

Sprødhedsformer 9 . 3 

En af de mest kendte sprødhedstyper er brintskørhed . Skør - 

heden resulterer i nedsat duktilitet (brudforlængelse) og forsinket 

brud ved statisk belastning . 

Forekomsten er knyttet til diffunderende brint stammend e 

fra f .eks. overfladebehandling eller korrosionsprocesser, o g 

skaderne opstår under spænding, som kan være restspændinger 

eller pålagt belastning . Revnerne starter ofte fra 

punkter under overfladen . 

Følsomhed har stål med styrker over et vist niveau . Ved 

trækstyrke under 700 N/mme optræder fænomenet yderst 

sjældent, ved styrker over 1 .000 N/mme praktisk taget altid . 

Hvor brintkilden er kendt, kan sprødheden undgås ved e n 

varmebehandling umiddelbart efter den behandling, so m 

giver mulighed for brintoptagelse . 

Blandt de rustfrie stål er kun de austenitiske kvaliteter uføl - 

somme . 

Bruddet er ofte interkrystallinsk, men kan også være transkrystallinsk 

kløvning eller blandet . 

Andre sprødhedsformer, der er knyttet til diffusion i stålet , 

er : 

• anløbningssprødhed, som fremkommer ved varmebehandling 

ved 200-600°C i Mn-, Cr-, 

Cr-Mn- og Cr-Ni- legerede stål . 

• blåskørhed, som opstår, når stål deformeres i 

temperaturområdet 200-300°C . 

• deformationsældning, som forekommer i uberoliget stål efter 

deformation og opvarmning til 

200-300°C . 

Et sprødhedsfænomen i en gruppe for sig selv er LME (liquid-me - 

tal-embrittlement), flydende-metal-indtrængning, som forårsage r 

nedsat styrke og sejhed. Mekanismen er knyttet til kontakt melle m 

specifikke metaller og metalsmelter . 

Stål er følsomt overfor messing, aluminiumbronze, kobber, zink, bly - 

149

9 .4 

Krybning kan forventes ved temperaturer 

lidt over legeringen s 

rekrystall isationstemperatur 

tinlod og cadmium, mens andre metalliske konstruktionsmateriale r 

er følsomme over for andre specifikke flydende metaller. 

Voldsomme konsekvenser ses f.eks . ved afbrændte lejer på krumtapaksler, 

hvor det varme lejemetal kan trænge flere mm ind i stålet . E n 

renovering fjerner måske kun et par tiendedele, og det svækked e 

område danner hurtigt udgangspunkt for udmattelsesrevner . En så - 

dan skade kunne forebygges ved revneundersøgelse med magneto- 

flux efter renoveringsslibningen . 

Krybning 

Ved forhøjet drifttemperatur kan levetiden af et metal, so m 

belastes pulserende eller statisk, være begrænset, selv om 

spændingen er under flydespændingen for metallet . 

Spænding sammen med forhøjet temperatur kan resultere i 

en kontinuert deformation i materialet, dvs krybning . Efter 

en tidsperiode kan krybningen resultere i brud (krybebrud) . 

De kombinationer af betingelser, der er nødvendige for at 

krybning sker, afhænger af legeringstypen, men generelt 

kan man forvente krybning ved temperaturer lidt over legeringens 

rekrystallisationstemperatur . 

Forhøjet temperatur kan for aluminium begynde ved 200°C, 

for lavt legeret stål ved 370°C og for nikkel- eller kobolt-baserede 

højtemperaturlegeringer ved 650°C . 

Det er altså nødvendigt før materialevalget at have nøj e 

kendskab til de betingelser, der vil herske i drift med forhøj - 

et temperatur, også selv om belastningerne umiddelbart ser 

ud til at være meget små . 

Et brud opstået ved krybning kan være sejt med dimples , 

men der er også mulighed for interkrystallinsk eller kløvningsbrud, 

så ved brudanalyse vil det være nødvendigt at s e 

på andre forhold end de rent mikrofraktografiske . I øvrigt 

kan der være andre medvirkende faktorer ved krybebrud , 

nemlig pulserende belastning, oxydation, korrosion og erosion 

. 

150

Slid 9 . 5 

En måde at opdele slid efter er gruppering efter slidbetingelser, 

dvs. efter arten af det medium, metallet er i kontakt 

med, se fig. 9.12 . 

Figur 9 .1 2 

Metal i Bevægelse Omgivelser Eksempel Slidbetingelser og eksemple r 

kontakt med 

Glidende 

Våd t 

Vådsands - 

transportø r 

Ikke-meta l 

eller 

Tørt Plovskær 

slidmateriale 

Rullende 

Vådt Kuglemøll e 

Tørt Knusevalse r 

Metal 

Væske eller 

damp 

Slagagtig 

Glidende 

Rullende 

Vådt Graveudsty r 

Tørt Sandblæsning 

Smurt Aksel i lej e 

Ikke smurt Bremse 

Smurt Rullelej e 

Ikke smurt 

Hjul p å 

jernbanespor 

Våddamp Turbine 

Forbrændings- Gasturbin e 

gas ventil 

En anden måde er at opdele efter slidtype, hvor følgende e r 

de almindeligste : 

• abrasivt slid 

• adhæsivt slid 

• pittin g 

• fretting 

Abrasivt slid forekommer oftest ved betingelser, hvor meta l 

er i kontakt med ikke-metal . 

Ved abrasivt slid ridses metallet eller mikrospåntages, og stå - 

lets hårdhed er derfor afgørende for slidhastigheden . Ogs å 

151 

Abrasivt slid er mikrospåntagning

Figur 9 .13 

Slidbestandighed af forskellig e 

materialer sammenlignet ved 

»rubber-wheel-abrasion test« 

mikrostrukturen spiller en rolle; således er perlit mere slid - 

bestandigt end bainit og anløbet martensit, når der sam- 

menlignes prøver med samme hårdhed og kulstofindhold . 

Imidlertid er martensit anløbet ved lave temperaturer (med 

deraf følgende stor hårdhed) de øvrige strukturer overlegen. 

Hårde indeslutninger i stålet f.eks . karbider øger slidstyr - 

ken, men virkningen er afhængig af form, størrelse og for - 

deling af karbiderne, ligesom matrixens hårdhed er vigtig . 

Abrasivt slid kan også forekomme ved metal-metal-kontakt unde r 

smurte betingelser og er så oftest forårsaget af urenheder, slidmate- 

riale eller f .eks . kernesand . Sliddet fører til matte eller ridsede over - 

flader. Hvis den ene metalflade kan optage slidpartiklerne (f .eks. lej- 

emetal), kan dette begrænse sliddet . Figur 9 .13 viser relativ slidbe- 

standighed af en række stål og støbejern testet ved rubber-wheel- 

abrasion-test . 

— 

- 

0. 1 

- 

— 

- 

-o 

ö 

L 

~ 

ö 

tn 

Y 

- 

— 

- 

- 

— 

— 

~ 

Ø — 

0.0 1 - 

_ 

- 

L 

U 

- ~ - 

o 

- 

c 

c 

L c 

-o 

N — N 

E 'w 

E 

— 

- 

- 

- 

~ 0.00 1 

_ 

Y a, 

cwE 

_ å 

— m 

l7 

> 0.0001 

Ta 

~ 

m 

~ 

La 

W 

E 

.m 

rn 

J 

=7a 

to 

~ 

Y 

~ 

rn 

-E 

lö 

L 

c 

V 

c 

.n 

Q 

v 

e 

N 

v 

-ö 

L 

°' 

N~ 

V 

2 

- m - _ v 

Ü 'Ö 

L L 

O Ö 

~ 

V V 

N ~ 

-2 r 

° 

~ 

V 

~ 

-2 

0 

d 

c 

V 

m 

— 

- 

8 

V _ 

w 

U — 

= 

Stigende slidbestandighed 

Adhæsivt slid skyldes lokal kontakt mellem de to metalfla - 

Adhæsivt slid skyldes sammen- der, som i mikrozoner trykker sig ind i hinanden, så de nær- 

svejsning af mikrozoner 

cm 3 

mest svejser sammen . Når de rives fra hinanden igen, flyt- 

tes materiale, og denne slidtype kan føre til meget hurtig 

nedslidning . Hvis materialerne er meget forskellige og uop- 

løselige i hinanden, mindskes tendensen til sammensvejs- 

ning . 

152 

1 . 0

Pitting er overfladeudmattelse, hvor forskydnings- eller 

trækspændinger initierer revner ved overfladen eller unde r 

denne, som kan medføre udfald af metalstykker. Skadetypen 

ses ofte i tandhjul og kan skyldes fejl i tandudformning, 

finish eller opretning, som giver for højt lokalt tandtryk og 

mulighed for gennembrydning af den oliefilm, som skal holde 

fladerne adskilte . 

Fretting opstår, når to sammenpressede overflader udsætte s 

for vibrationer og en deraf følgende lille relativ bevægelse . 

Slidmaterialet oxyderer, og fænomenet kaldes derfor også 

pasningsrust. Det ses i boltesamlinger, ved påkrymped e 

kuglelejer og kraftoverføring generelt, og en konsekvens a f 

fretting kan være udmattelsesrevner. Forebyggelse er fjernelse 

af relativ bevægelse (ved fjernelse af vibrationerne elle r 

ændring af overfladekvalitet ved overfladebehandling) elle r 

smøring . 

Ved slid under smurte betingelser (metal mod metal) er det 

faktorer som hårdhed, mikrostruktur, styrke, sejhed og overfladens 

ruhed, der er afgørende for levetiden . Overfladekvaliteten 

er vigtig, fordi den afgør, hvor tykt et olielag, der ska l 

til for at holde fladerne adskilte uden lokal kontakt . 

Korrosionsformer 9 . 6 

Et korrosionsangreb kan ske ved meget forskelligartede mekanismer, 

og korrosionsbilledet kan være så karakteristisk , 

at det afslører årsagen til angrebet . 

Fladetærin g 

Et ensartet angreb viser, at de korrosive delprocesse r 

(katode- og anodeprocesserne) foregår på alle dele af over - 

fladen, og denne korrosionsform ses på metaller, som ikk e 

let passiveres (danner beskyttende oxydoverfladelag) . 

Grubetæring (pitting ) 

Gruber opstår, når en beskyttelse (f .eks. fornikling eller passivering) 

er utilstrækkelig, eller omkring ædlere urenheder i 

mindre ædle metaller. Ses ofte på rustfrit stål i kloridholdigt 

miljø . 

153 

Pitting er lokal overfladeudmattels 

e 

Fretting skyldes vibrationer o g 

lille relativ bevægelse

Interkrystallinsk korrosio n 

Angreb i metallets korngrænser kan skyldes udskillelser i 

disse, som det f .eks. er tilfældet i rustfrit stål, hvor en uhensigtsmæssig 

opvarmning kan give kromkarbidudskillelser, 

som nedsætter bestandigheden af metallet umiddelbart op 

til korngrænserne . 

Selektiv korrosio n 

Hvis strukturbestanddelene i en legering angribes med forskellig 

hastighed, kan korrosionsangreb medføre, at den 

mest bestandige fase står tilbage, så delen ikke har ændret 

geometri. Ses i form af afzinkning i messing og grafitering af 

støbejern, hvor grafitten står tilbage . 

Spændingskorrosio n 

Ved specifikke kombinationer af legering og korrosivt medium 

kan der, hvis der samtidig er trækspænding i emnet, op - 

stå revnedannelse, som enten kan være trans-eller interkrystallinsk 

. 

Forekommer i rustfrit stål under påvirkning af klorid unde r 

inddampning og i blødt stål i koncentreret lud . 

Tildækningskorrosio n 

Hvis der på grund af aflejringer af slam eller spalter i konstruktionen 

ved samlinger kan dannes koncentrationselementer 

i den væske, der dækker metallet, vil angrebshastigheden 

øges ekstremt i det tildækkede areal . 

Galvanisk tærin g 

Hvis forskellige metaller (eller forskellige passiveringstilstande 

af samme metal), som er elektrisk forbundne, neddyppe s 

i en fælles elektrolyt, vil det mindst ædle metal blive angre - 

bet kraftigere, end hvis det havde været i væsken alene, 

mens det mest ædle metal vil angribes mindre end forventet. 

Desto større forskel, der er i metallernes ædelhed (potentiale 

i given væske), jo større vil det galvaniske angreb være . 

154

Spændingsrækken i havvand er : 

Uædel ende Magnesiu m 

Zink 

Aluminiu m 

Cadmium 

Blødt stål 

Støbejern 

Ni-resist (støbejern ) 

Ferritisk rustfrit stål (aktivt ) 

Loddeti n 

Austenitisk rustfrit stål (aktivt ) 

Bly, tin 

Messinglegeringe r 

Nikkel (aktivt ) 

Messinglegeringer, kobbe r 

Nikkel (passivt) 

Mone l 

Rustfrit stål (passivt ) 

Sølv 

Titan 

Grafit 

Guld 

Ædel ende Platin 

Udover arealforholdet mellem de to metaller, som er i kon - 

takt med hinanden, influerer også metallets evne til at pas - 

sivere på angrebshastigheden . 

Referencer 

1. Metals Handbook, vol . 9, 8th edition, ASM 1974 

2. Metals Handbook, vol . 1, 8th edition, ASM 196 1 

3. Metalliske materialer, fejl og skader, årsaker og botemidler, 

Det Norske Veritas 

155

10 Leveringsformer 


kompendium Sl-B og for værktøjsstål i kompendium S1-C . 

156

Prisforhold 1 1 


kompendium Sl-B og for værktøjsstål i kompendium S1-C . 

157

Stikord 

0,2-spændingen 90, 109 Bøjeprøvning 107 Erstatningsatomer 30 

Abrasivt slid 151 CCT-diagram 71 Etapehærdning 83 

Adhæsivt slid 151, 152 Cementit 41 Eutektisk reaktion 38 

Afbrand 23 Charpy slagsejheds - Eutektisk diagramtype 3 9 

Afkulningsdybden 134 prøvning 113 Eutektiske punkt 37 

Afkølingslinie 71 Chevron-mønster 143 Eutektoid reaktion 41 

Afslagning 22 Curle-temperatur 99 Fasediagram 31 

Afspændingsglødning 84 Deformationshærdning Faseudskillelse 59 

Aggregat 59 60, 90 Fast opløsning 29 

Allotropi 27 Deformations- FCC-gitter 2 6 

Aluminium (Al) 53 ældning 61, 149 Ferrit 42, 43 

Anisotropi 107 Dendritstruktur 24 Ferromagnetisk 9 9 

Anløbning 81 Desoxidationsmiddel 53 Ferskning 2 1 

Anløbningssprødhed 149 Desoxideret 52 Finperlit 68 

Arbejdskurven 109 Diffusion 32, 97 Fladetæring 153 

Arbejdslinie 90 Dimples 141 Flammehærdning 85, 86 

Argoninjektion 23 Dislokationer 31 Flammehøvl 2 4 

Argonspuling 23 Dispersion 59 Flodliniemønster 143 

Austenit 43, 45 Dispersionshærdning 63 Flydende-metal-indtræng- 

Austenitisering 67 Dobbeltberoliget 22 ning 144, 14 9 

Autorisationsordning 104 Dokumentation 102 Flydespænding 55, 89, 109 

Bainithærdning 78 Dornudvidelses - Forlængelse 5 5 

Bake-hardening 62 prøvning 107 Forskydningsprøvning 107 

BCC-gitter 26 DP-stål (Dual Phase Fosfor (P) 5 1 

Beroliget stål 22, 51, 52 steel) 66 Fretting 151, 153 

Bessemer-pære 12 Duktilitet 90 Galvanisk tæring 15 4 

Binær 29 Dybtræksevne 55 Gangarter 18 

Binære tilstands - EDX-analyse 135 Gasindsætning 86 

diagrammer 32 EDXRF (Energy Dispersive Gasnitrering 87 

Blandingslegering 3 3 

Blokstøbning 14 

Blødglødning 7 7 

Blåskørhed 149 

Bor(B) 54 

Bratkøling 80 

Brinell-metoden 92, 122 

Brint (H) 5 2 

Brintskørhed 52, 149 

Brudforlængelsen 90, 108, 

110 

X-Ray Flourescens) 13 5 

Egenskabsprofil 13 9 

Elasticiteten 8 9 

Elasticitetsmodul 89 

Elastisk deformation 90 

Elektrisk ledningsevne 9 8 

Elektroovn 20 

EN 45001:1989 104 

Energy Dispersive 

X-Ray 13 6 

Erichsen-test 108 

158 

Gigtgas 2 0 

Gitterfejl 30, 3 1 

Glødeskalsbestandighed 5 5 

Grafit 41 

Grovperlit 68 

Grubetæring 153 

Hak 60 

HCP-gitter 2 6 

Hexagonalt tæt pakket 

gitter (HCP) 2 6 

Homogen legering 33

Homogenitet 23 

Kolddeformationsgrad 6 1 Martensit 57, 68, 80 

Hooke's Lov 89 

Koldskørhed 55 

Martensit-sluttempera - 

Hvilelinier 14 8 

Kontrol 10 2 

turen M f 65 

Hypereutektoide stål 42 Konverterstål 20 

Martensit-start tempera - 

Hypoeutektoide stål 4 2 Kornforfining 62 

turen Ms 65 

Hærdbarhed 55, 81 Korngrænse 31 

Martensithærdning 79 

Hærdedybde 13 3 

Korngrænseglidning 97 Materialevalg 138 

Hærderevner 80 

Korngrænseudskillelse 144 Mekanisk egenskab 88 

Hærdet stål 81 Kornstørrelsesmåling 133 Mekanisk prøvning 106 

Hærdetemperatur 6 9 Korrosionsbestandighed 5 5 Metalbindinger 2 6 

Hærdning 79 

Korrosionsformer 153 Metallernes ædelhed 15 4 

Højovn 11,19 Kravprofil 138 Metallografiske prøvnings - 

Højtlegeret stål 4 9 

Kritisk afkølings - 

metoder 13 3 

Hårdhed 55, 91, 118 hastighed 55, 80 

Metaltræthed 94 

Idealt plastisk 8 9 

Kritisk deformations- Mikrolegeret stål 4 9 

Ikke-destruktive prøvnings - grad 85 

Mikroporer 97 

metoder 129 

Krom (Cr) 5 3 

Mikrorevner 9 8 

Ilt (0) 52 

Krybebrud 150 

Modningshærdning 63 

Indskudsatomer 3 0 Krybning 92, 97, 15 0 Molybdæn (Mo) 53 

Indsætning 86 

Krystalgitter 26 

Monotektisk e 

Indsætningsdybde 85, 8 6 Kubisk fladecentreret diagrammer 40 

Indsætningshærdning 86 gitter (FCC) 26 

Nedbøjningsprøvning 107 

Indtrængningstest 91 Kubisk rumcentreret Nedre bainit 68, 6 9 

Induktionshærdning 85, 86 gitter (BCC) 26 Nedre flydegrænse 90 

Induktionsovn 14 Kulstof (C) 52 Nikkel (Ni) 53 

Induktiv omrører 24 Kvælstof (N) 51 Nitemper-proces 87 

Interkrystallinsk brud 144 Kærvslagprøve 94 Nitroc-proces 87 

Interkrystallinsk Kærvslagstyrke 55 Normalisering 78 

korrosion 154 Kærvvirkning 145 Normer 10 5 

Intermediære forbin - Køleskrot 23 Omslagsdelser 

29 Lagdeling 24 temperatur 93, 140, 14 2 

ISO V-kærv 113 Lagtykkelsesmåling 129 Opkulningsdybde 133 

Isoterm omdannelse 67 Lavtlegeret stål 49 Opløsningshærdning 5 7 

Jern-cementitdiagram 42 LD-konverter 20 Overbelastningsbrud 14 0 

Jern- og stålproduktion 11 Legeringer 29 Overfladeudmattelse 15 3 

Jernkarbid 41 Legeringselementer 51 Oxygenblæsning 13 

Jernmalm 18 Ligevægtsdiagram 34 Pasningsrust 153 

Karbonitrering 87 Liquiduslinie 35 Patentering 78 

Kastninger 80 LME 149 Pendulglødning 78 

Kemiske sammen - Lunker 15 Peritektisk diagramtype 40 

sætning 134 Lysbueovn 14 Peritektisk reaktion 40 

Kløvningsbrud 142 Magnetiserbarhed 99 Peritektoid reaktion 4 1 

Kobber (Cu) 53 Magnetiske egenskaber 98 Perlit 42, 69 

Kobolt (Co) 54 Mangan (Mn) 52 Pitting 151, 15 3 

Kolddeformation 55 Martempering 83 Plastisk deformation 9 0 

159

Proeutektoid cementit 70 

Proeutektoid ferrit 47, 70 

Prøvningsforskrifter 105 

Prøvningslaboratorier 104 

Prøvningsresultater 103 

Pseudobinære diagram 4 1 

Pulserende belastninger 

144 

Pulvermetallurgiske stål 23 

Reboundtest 91 

Reduceringsproces 1 9 

Rekrystallisation 84 

Rekrystallisationsglødning 

77 

Rekrystallisationstemperatur 

85 

Restaustenit 69 

Restbrud 94,140, 148 

Restitution 84 

Restspændinger 67, 80 

Revner 2 4 

Ridsetest 91 

Rockwell hårdheds - 

måling 124 

Rockwell-metoden 92, 124 

Rustfast 53 

Rustfri 53 

Rød- og varmeskørhed 55 

Rødskørhed 5 1 

Råjern 12 

Saltbadsindsætning 86 

Sejhærdet stål 81 

Sejring 24 

Sejt overbelastnings- 

Brud 140 

Sekundær cementit 47, 144 

Sekvensstøbning 24 

Selektiv korrosion 15 4 

Sfæroidisering 77 

Sfæroidit 60 

Shotpeening 14 6 

Siemens-Marti n 

processen 14 

Sigma-fase 14 4 

Silicium (Si) 52 

Sinterproces 18 

Skemetallurgi 23 

Skrot 14 

Slagge 24 

Slaggepotte 2 1 

Slagpåvirkning 92 

Slagsejhedsprøvning 113 

Slid 151 

Slidbetingelser 15 1 

Slip 89,97 

Slipplaner 26 

Smedelighed 5 5 

Smith-diagram 95 

Soliduslinie 35 

Specifik modstand 9 9 

Specifik varme 9 8 

Spontan magnetisering 99 

Sprøde brud 93,142 

Sprødhedsformer 149 

Spænding 88 

Spændingsfriglødning 8 4 

Spændingskoncentration 

142, 145, 147 

Spændingskorrosion 15 4 

Spændingsrækken 15 5 

Standarder 105 

STP (Statens Tekniske 

Prøvenævn) 104 

Strengstøbning 14 

Striationslinier 148 

Støbepulver 24 

Stål 1 2 

Substitution 3 0 

Sugning 24 

Svejsbarhed 52, 5 5 

Svovl (S) 51 

T-gitter 2 6 

Tekniske regler 105 

Termalhærdning 8 3 

Termisk udvidelse 98 

Termo-mekaniske 

processer 67 

Ternær 2 9 

Tertiær cementit 46,144 

Test 102 

160 

Tetragonale gitre (T) 26 

Thomaskonverter 12 

Tildækningskorrosion 15 4 

Tilstandsdiagram 31 

Torsionsprøvning 105 

Transkrystallinsk 14 3 

Trekantsdiagram 41 

Tringlødning 78 

Trinhærdning 69, 83 

Trinnormalisering 78 

Tripelpunkt 32 

Trykprøvning 107 

Trykspændinger i 

overfladen 146 

Trækprøvestænger 108 

Trækprøvning 90, 108 

Trækstyrke 55, 90, 110 

TTT-diagrammer 67 

Tøjning 8 8 

Tøjningshastighed 92 

Uberoliget stål 52 

Udmattelsesbrud 144 

Udmattelsesgrænse 94 

Udmattelsespåvirkning 

92, 116 

Udmattelsesstyrke 5 5 

Udmattelsestræthed 94 

Udskillelseshærdning 63 

Ulegeret stål 4 9 

Urenheder 51 

Vacuumbehandling 23 

Vakance 3 1 

Valseværk 15 

Vanadium (V) 54 

Varmebestandighed 55 

Varmefylden 9 8 

Varmeledningsevne 98 

Varmlagring 22 

Verifikation 102 

Vickers hårdheds - 

måling 11 9 

Vickers-metoden 9 2 

Vægtstangsregel 36 

Wolfram (W) 54 

Wöhler-diagram 94

Ældningstilbøjelighed 5 1 

Øvre bainit 68, 69 

Øvre flydegrænse 90 

161

Materialekendskab. Stål generelt. - Materials.dk

You also want an ePaper? Increase the reach of your titles

Delete template?

Save as template?