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TECHNOLOGIE & TRENDS
FotoS: IFG
Gefüge einer Y2-Probe mit 3,99 % Si, 3,01 % C und 0,63 % Cr, geätzt, ca. 25 % Perlit (R m = 649 MPa, Rp 0,2 = 506 MPa; A = 14,3 %).
Werkstoff- und fertigungstechnische
Grundlagen der Herstellung und
Anwendung von hoch siliciumhaltigem
Gusseisen mit Kugelgraphit
Teil 1: Einfluss von Silicium auf die mechanischen Eigenschaften, Versprödungseffekte,
Seigerungen, Graphitformabweichungen, Wirkung von höheren Gehalten an Mn, Cr und V
VON HERBERT LÖBLICH und Wolfram
STETS, DÜSSELDORF
Problemstellung und Zielsetzung
Gusseisen mit Kugelgraphit (EN-GJS, zuvor
mit GGG bezeichnet) ist seit 60 Jahren bekannt
[1] und wird seit 50 Jahren in Europa
industriell hergestellt [2]. Die Produktionsmengen
nehmen stetig zu. Die Produktion
von EN-GJS betrug im Jahr 2011 etwa
1,7 Mio. t, die von ca. 130 überwiegend mittelständisch
geprägten Gießereien hergestellt
wurden. Der Anteil an Gusseisen mit
Kugelgraphit an der Gesamtgussproduktion
ist gegenüber dem Jahr 2010 gleich geblieben,
wobei zunehmend werkstoff- als
auch produktbezogene Leichtbauentwicklungen
die Produktivität gesteigert haben.
EN-GJS findet in vielen Bereichen des Maschinen-,
Fahrzeug- und Motorenbaus, der
Energie-, Umwelt- und Nukleartechnik Anwendung.
Hierbei müssen die EN-GJS-Sorten
den einschlägigen Normen entsprechen.
Bei der Revision der im März 2012
in Kraft getretenen DIN EN 1563 [3] wurden
die ferritischen mischkristallverfestigten
Werkstoffsorten EN-GJS-450-18,
EN-GJS-500-14 und EN-GJS-600-10 mit höheren
Si-Gehalten neu aufgenommen.
30 Giesserei 100 07/2013

KURZFASSUNG:
Die technologischen Eigenschaften der in der EN 1563 genormten konventionellen
ferritisch-perlitischen Sorten Gusseisen mit Kugelgraphit (GJS) werden über
das Ferrit/Perlit-Verhältnis mittels gezielter Zugabe von Perlitbildnern (Mn, Cu, Sn)
eingestellt. Durch die alleinige Zugabe von höheren Siliciumgehalten ist es möglich,
auf die Zusätze von Perlitbildnern zu verzichten und einen Werkstoff mit deutlich
höherem Eigenschaftsniveau herzustellen. Das hoch siliciumhaltige
GJS-500-14 verfügt beispielsweise über eine Dehngrenze von 400 N/mm 2 und eine
Bruchdehnung von 14 %. Diese Eigenschaftskombination, höhere 0,2 %-Dehngrenze
und höhere Dehnung, wird bei diesen Werkstoffsorten über die Mischkristallhärtung
des Ferrits durch Silicium mit Gehalten zwischen 3 und 4,3 % erzielt.
Beim Einsatzmaterial Schrott konnte im Gegensatz zu den konventionellen GJS-
Sorten kein Einfluss von nennenswerten Gehalten an Mn, Cr und V auf die mechanischen
Eigenschaften festgestellt werden, so dass bei den neuen mischkristallverfestigten
Werkstoffsorten auch kostengünstigere, niedriglegierte Schrotte verwendet
werden können.
Tabelle 1: Zusätzlich in die Norm DIN EN 1563 aufgenomme EN-GJS-Werkstoffe
(Auszug aus DIN EN 1563, Werte in Klammern: Normwerte der ferrtisch/perlitischen
EN-GJS-Werkstoffe).
Mechanische
Eigenschaften EN-GJS-450-18 EN-GJS-500-14 EN-GJS-600-10
R m min. in MPa 450 500 600
Rp 0,2 min. in MPa 350 (310) 400 (320) 470 (370)
A in % 18 (10) 14 (7) 10 (3)
Cr- Gehalt in %
0,30
0,25
0,20
0,15
0,10
0,05
0
0,0
18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30
Die in Tabelle 1 wiedergegebenen Werte
gelten für maßgebende Wanddicken
≤30 mm. Während die herkömmlichen ferritisch/perlitischen
Sorten weiterhin unverändert
in der Norm bestehen bleiben,
wird auf Grund der Vorteile der ferritischen
Sorten – höhere 0,2 %-Dehngrenze
und höhere Dehnung gegenüber den perlitischen
Sorten – schnell mit einem Anstieg
der Anzahl der Anwendungen gerechnet.
Die technologischen Eigenschaften der
in der EN 1563 genormten ferritisch/perlitischen
EN-GJS-Sorten werden über das Ferrit/Perlit-Verhältnis
mittels gezielter Zugabe
von Perlitbildnern (Mn, Cu, Sn) eingestellt.
Derartige Gusseisensorten enthalten
darüber hinaus üblicherweise zwischen
2,0 und 2,5 %* Si. Bei EN-GJS-500 und
EN-GJS-600 mit Perlitanteilen von ca. 30-
70 % können bei großen Wanddickenunterschieden
der Perlitanteil und dadurch die
Härte sehr stark variieren. Damit sind enge
Härtetoleranzen schwierig einzuhalten.
Die bisher bei EN-GJS einmalige Eigenschaftskombination
aus Rp 0,2 und R m bei
hoher Dehnung der neuen Werkstoffsorten
wird durch Mischkristallhärtung des
Ferrits durch das chemische Element Silicium
erzielt. Die Vorteile dieser Werkstoffe
für den Gussanwender sind bessere Bearbeitbarkeit
und gleichmäßige Härte- und
Festigkeitsverteilung im Bauteil. Gleichzeitig
resultiert daraus die Möglichkeit der
Verringerung der Wanddicken (Leichtbauweise)
mit dem Hintergrund der Energieund
Rohstoffeinsparung. Für die Gießereien
ergibt sich eine einfachere Einhaltung
von Härtetoleranzen.
Aufgrund der besseren Werkstoffeigenschaften
der siliciumlegierten EN-GJS-
Werkstoffe – höhere 0,2 %-Dehngrenze bei
vergleichsweise guter Dehnung, gleichmäßigere
Härteverteilung und gleichmäßigere
und bessere Bearbeitbarkeit – ist in Zukunft
eine starke Nachfrage nach diesen
Werkstoffen zu erwarten.
Mit den Ergebnissen der Untersuchungen
ergibt sich für KMU-Gießereien (kleine
und mittlere Unternehmen) und deren
Abnehmer die Möglichkeit der schnellen
Anpassung der Fertigung von bearbeitungsintensiven
Gussteilen mit besonderen
Gewährleistungen bezüglich der in der
Norm geforderten mechanischen Eigenschaften.
Damit kann vor allem die Herstellung
von Gussstücken aus Si-legiertem
EN-GJS zum einen hinsichtlich der Werkstoffeigenschaften
und zum anderen hinsichtlich
der Herstellkosten optimiert werden.
Eine Optimierung bezüglich niedrigerer
Kosten bedeutet z. B. die Möglichkeit
der Wanddickenverminderung durch Anpassung
der Gussteilauslegung an die verbesserten
mechanischen Eigenschaften.
Dadurch können die Gussteilgewichte reduziert,
die Forderung nach Leichtbau erfüllt
und Rohstoffe eingespart werden.
Die Sicherstellung der höchsten Qualitätsanforderungen
bezüglich der garantierten
mechanischen Eigenschaften von Gussteilen
ist ein wesentliches Wettbewerbsmerkmal
der KMU-Gießereien. Mit einem
Qualitätsvorsprung in Bezug auf Fehlervermeidung,
Reduzierung von Ausschuss
0,2 0,4
0,6
0,8
1,0
Mn- Gehalt in %
Bild 1: Kombinierter Einfluss von Chrom- und Mangangehalten auf die Carbidmenge im
Gefüge, nach [5].
und Kosteneinsparung bei den Rohstoffen
können die Gießereien ihre internationale
Wettbewerbsfähigkeit erhalten und ausbauen.
Auf der Grundlage der Projektergebnisse
ist es den Gießereien möglich, mit den
Gussabnehmern realistische Qualitätsvereinbarungen
hinsichtlich Kosten, Gefüge
und Eigenschaften abzuschließen. In Zu-
*Sofern nicht anders vermerkt, handelt es sich bei den prozentualen Angaben zur Zusammensetzung um Massenanteile.
Giesserei 100 07/2013 31

TECHNOLOGIE & TRENDS
Bild 2: Geringe Konzentrationen an Begleitelementen führen zur Ausscheidung unterschiedlicher
Carbide.
Zugfestigkeit in 1000 psi
80
60
40
20
0
Brinellhärte
26
22
18
14
10
0
2
Zugfestigkeit (kugelig)
Dehnung (kugelig)
Brinellhärte (kugelig)
Zugfestigkeit (lamelle)
1
Brinellhärte (lamelle)
0
3 4 5 6
Siliciumgehalt in %
Bild 3: Verlauf der Zugfestigkeitswerte, der Dehnung und der Brinellhärte abhängig vom
Si-Gehalt, nach [12] bei Raumtemperatur.
Zugfestigkeit und
Streckgrenze in 1000 psi
Dehnung und
Schrumpfung in %
100
80
60
40
30
20
10
0
0
Zugfestigkeit
Streckgrenze
Zugfestigkeit
Streckgrenze
Brinellhärte
Brinellhärte
Dehnung
1
Dehnung und Schrumpfung
Gusszustand
geglüht
Schrumpfung
2 3 4 5
Siliciumgehalt in %
Bild 4: Mechanische Eigenschaften von EN-GJS mit zunehmendem Si-Gehalt, nach [13].
5
4
3
2
250
210
170
130
Dehnung in 2 inches per Cent
Brinellhärte
sammenarbeit von Gießern und Konstrukteuren
wird es auf der Grundlage der zu
ermittelnden Werkstoffdaten möglich sein,
bereits in der Entwurfphase des Bauteils
die optimale Gussteildimensionierung zu
erzielen.
Um die für die Herstellung und den
Einsatz der neuen Werkstoffgruppe noch
notwendigen Informationen und Daten zu
generieren, wurde ein Forschungsprojekt
unter Beteiligung verschiedener Industriefirmen
und einer weiteren Forschungsstelle
durchgeführt. Die an dem Projekt
beteiligten Forschungsstellen sind das Österreichische
Gießerei-Institut (ÖGI), Leoben,
und das Institut für Gießereitechnik
(IfG), Düsseldorf. Beide Institute sind
im Bereich der gesamten Gießereitechnik,
vom Rohstoff bis zum fertig gegossenen
Bauteil und dessen Anwendung, tätig. Der
Technologietransfer auch von Teilergebnissen
erfolgt zeitnah in die Industrie, insbesondere
zu den am Projekt beteiligten
KMU.
Stand des Wissens
Herstellung von EN-GJS
EN-GJS wird aus möglichst reinen legierungs-
und störelementarmen Rohstoffen,
wie speziellen Roheisen, Stahlschrott in
Tiefziehqualität, Aufkohlungsmitteln mit
geringen Schwefelgehalten und Ferrosilicium
sowie FeSi mit geringen Al-Gehalten
in allen in der Gießereiindustrie gebräuchlichen
Schmelzöfen erschmolzen.
Je nach den verwendeten Schmelzöfen
– Induktionsöfen, Lichtbogenöfen, Drehtrommelöfen
und auch Kupolöfen (mit und
ohne Entschwefelung) – wird die Behandlung
der Eisenschmelze mit Magnesium
(Mg) zu deren Desoxidation und Entschwefelung
sowie zur Kugelgraphitbildung unterschiedlich
durchgeführt. Magnesium ist
bei den üblichen Behandlungstemperaturen
von 1400-1600 °C mit Dampfdrücken
von ca. 10-20 bar gasförmig und im Eisen
nicht löslich. Daher wird Mg meistens verdünnt
in Form von Vorlegierungen in die
Schmelze eingebracht, gebunden an
FeSi als 5 %iges, 10 %iges, 35-40 %iges FeSi-
Mg oder 15 %iges NiMg. Diese Mg-Vorlegierungen
enthalten zur günstigen Beeinflussung
des Graphits oft noch geringste
Mengen an Calcium und Seltenen Erden
(SE: Y, La, Ce, Pr, Nd), die sogenannte Störelemente
(Inhibitoren) wie Ti, As, Sb, Pb
und vor allem Wismut (Bi) neutralisieren
sollen.
Die Si-Gehalte dieser Vorlegierungen
(bis 75 %) müssen bei der Bemessung des
End-Si-Gehaltes des Werkstoffes berücksichtigt
werden, wobei unterschiedliches
Ausbringen der Vorlegierung zu Streuungen
des Siliciumgehaltes der zu vergießenden
Schmelze führt.
32 Giesserei 100 07/2013

Die Mg-Vorlegierungen werden entweder
eingeworfen (NiMg), übergossen (FeSi-
Mg-5 und -10), getaucht (FeSi-Mg-35 und
-40) oder als Fülldraht in die Schmelze eingespult.
Die Verdampfung des Magnesiums
sowie dessen Reaktionen mit dem Sauerstoff-
und Schwefelgehalt der Schmelze erzeugen
mehr oder weniger heftige Badbewegungen,
die durch Calcium etwas gemildert
werden.
Die relativ schwefelreichen Schmelzen
aus Kupolöfen mit S-Gehalten von ca. 0,05
bis 0,20 % werden bevorzugt und ohne Vorentschwefelung
mit Rein-Mg behandelt.
Wegen der überaus heftigen Reaktionen
ist dafür ein geschlossenes, feuerfestes Gefäß
notwendig, ein sogenannter Konverter.
Auch als passivierter Draht wird Rein-Mg
in die Schmelze eingespult. Eine mit Rein-
Mg desoxidierte und entschwefelte Gusseisenschmelze
ist derart keimarm, dass sie
vor Einsetzen der Erstarrung stark unterkühlt
und zur metastabilen Weißerstarrung
neigt. Damit der Kohlenstoff nicht als
Zementit (Fe 3 C) kristallisiert, sondern als
Graphit – also nach dem stabilen System
(Fe-C-Si) – muss eine mit Magnesium behandelte
Schmelze äußerst wirkungsvoll
zur heterogenen Keimbildung des Graphits
geimpft werden.
Geimpft werden EN-GJS-Schmelzen
nach der Mg-Behandlung mit Impflegierungen
auf der Basis von FeSi, die üblicherweise
Zusätze an Al und Ca enthalten. Je
nach Anwendungsfall werden dem FeSi
besonders impfwirksame Erdalkalien oder
Erdmetalle in geringen Mengen zugesetzt
als da sind: Strontium (Sr), Zircon (Zr) oder
Barium (Ba), aber auch Wismut (Bi) in Verbindung
mit Seltenen Erden (SE: Y, La, Ce,
Pr, Nd).
Das Ausbringen der Mg-Vorlegierungen
hängt sehr stark von der Behandlungstemperatur
ab. Dementsprechend streut der
Endsiliciumgehalt in der Schmelze. Zusätzlich
vergrößern unterschiedliche Impfmittelmengen
die Siliciumstreuung der
Schmelze.
Festigkeit in 1000 pounds per square inch
100
80
60
40
20
0
0
Zugfestigkeit
Streckgrenze
1 2 3 4 5 6 7
Siliciumanteil in %
T. D. Yensen
C. E. Lacy u.a.
Bild 5: Abfall der Zugfestigkeit und der Dehngrenze bei der Überschreitung von 4,5 % Si
in kohlenstofffreien Eisen-Silicium-Legierungen, nach [14, 15].
Festigkeit in 1000 pounds per square inch
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0
0
Literaturdaten
Rehder [17]
Masseln
Elektrolyteisen
Temperguss
}
Zugfestigkeit
ASM-Handbuch
Streckgrenze
1 2 3 4 5 6
Siliciumanteil in %
Bild 6: Zunahme der Zugfestigkeit und Dehngrenze von EN-GJS mit steigendem Si-Gehalt,
nach [17].
Einfluss von Legierungs- und
Begleitelementen auf das Gefüge
und die Eigenschaften von EN-GJS
Eigenschaften und Werkstoffverhalten von
EN-GJS werden wie bei anderen Werkstoffen
vom Gefüge bestimmt, das wiederum
von der chemischen Zusammensetzung,
den Erstarrungsbedingungen und eventuell
durch die Wärmebehandlungen gezielt
eingestellt wird. Seit der Werkstoff Gusseisen
mit Kugelgraphit existiert, ist über
diese Einflüsse insbesondere zur Erzielung
bestimmter Gebrauchseigenschaften und
mechanischer Eigenschaften durch Zugabe
der perlitstabilisierenden Legierungselemente
Mn, Cu und Sn in der Fachliteratur
berichtet worden.
S. Hasse [4] befasst sich mit dem Einfluss
von Legierungselementen auf die Eigenschaften
von EN-GJS, wobei allerdings
die Si-Gehalte im normal üblichen Rahmen
bis zu 2,6 % lagen. Nach S. Hasse können
Cu-Gehalte von 1-2 % die Kugelgraphitausbildung
merklich verschlechtern. Der zulässige
Kupfergehalt ist umso niedriger, je
höher der Gehalt an Störelementen ist. So
kann Cu schon bei 1 % in Anwesenheit von
Titan und Zinn zu Graphitentartungen führen,
allerdings führt Titan allein auch zu
Graphitentartungen in Form von Vermiculargraphit.
Ebenfalls verschlechtern die
carbidbildenden Elemente oberhalb von
bestimmten Grenzwerten die mechanischen
Eigenschaften. Wegen der kombinierten
Wirkung dieser Legierungselemente
können jedoch keine Grenzgehalte angegeben
werden. Chrom ist ein starker
Carbidbildner und sollte in EN-GJS einen
Gehalt von 0,05 % nicht überschreiten, da
sich bereits bei diesen Gehalten Carbide
bilden können.
E. Campomanes und R. Goller [5] untersuchten
mittels statistischer Analysen den
Einfluss der in der Schmelze vorkommenden
Elemente Mn, Cr, V, Ti sowie Si auf die
Perlit- und Carbidbildung. Die höchsten Si-
Gehalte betrugen bei dieser Untersuchung
3,0 %. Anhand der metallographischen Untersuchungen
von 46 Versuchsschmelzen
Giesserei 100 07/2013 33

TECHNOLOGIE & TRENDS
Bild 7: Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff, nach [18].
Bild 8: Dreidimensionales stabiles Zustandsdiagramm Fe-C-Si (bis FeSi) nach [19].
mit verschiedenen Gehalten an carbidbildenden
Elementen (0,028-0,9 % Mn, 0,03-
0,3 % Cr, 0,018-0,132 % V, 0,13-0,11 % Ti,
1,9-3 % Si) wurden Regressisongleichungen
aufgestellt und mittels statistischer Interaktion
Diagramme (Beispiel in Bild 1)
erstellt, in denen die Einflüsse von zwei
Elementen und deren Menge auf den Ferrit-
und Carbidgehalt im Gefüge von Gusseisen
mit Kugelgraphit ablesbar sind. Diese
Beziehungen gelten für maximale Gehalte
an Si von 3 %.
Betont wurde die positive Eigenschaft
von Silicium, die Perlit- und Carbidbildung
zu unterdrücken. Bei einem Cr-Gehalt von
0,15-0,16 % konnte z. B. durch die Erhöhung
des Siliciumgehaltes von ca. 2 auf
3 % der Anteil an Carbiden um 10-20 % gesenkt
werden. Bei Gehalten von mehr als
3 % Si wurden keine Untersuchungen
durchgeführt.
In einem Beitrag zur Einstellung der mechanischen
Eigenschaften von Gusseisen
mit Kugelgraphit im Gusszustand berichteten
J. Czikel, G. Gurbaxani und K. H. Riemer
[6] über eine Untersuchung des Einflusses
von Silicium auf die mechanischen
Eigenschaften von EN-GJS im geglühten
und ungeglühten Zustand von Y-2-Proben.
Die Untersuchungen fanden bei Siliciumgehalten
zwischen 2-3,7 % statt. Mit steigendem
Siliciumgehalt erhöht sich die Härte.
Die Zugfestigkeit durchläuft bei etwa
3 % Silicium ein Minimum. Die 0,2 %-Dehngrenze
durchläuft ebenfalls bei diesem Si-
Gehalt ein Minimum, während die Dehnung
ein Maximum durchläuft. Der Si-Gehalt
bei den Untersuchungen von J. Czikel,
G. Gurbaxani und K. H. Riemer [6] betrug
maximal 3,7 %. In der gleichen Veröffentlichung
wurde über den Einfluss von Kupfer
berichtet. Es wird angegeben dass sich
mit zunehmendem Kupfergehalt bis auf
1,5 % der Perlitanteil erhöht und die Zugfestigkeit
steigt. Oberhalb von 1,5 % Cu treten
Graphitentartungen auf.
Stahlschrott ist mit Mengenanteilen von
bis zu 60 % für die Herstellung von Gusseisen
mit Kugelgraphit der wichtigste Einsatzstoff.
Durch den zunehmenden Einsatz
von mikrolegierten bzw. legierten Stählen,
z. B. in der Automobilindustrie, erfolgt
durch den anfallenden Schrott ein zunehmender
Eintrag von unerwünschten Legierungs-
und Begleitelementen in die Gusseisenschmelze.
Die Folgen dieser sich unvermeidbar
ändernden Rohstoffbasis sind
für die Hersteller und Anwender mittlerer
und großer Gussstücke z. B. aus dem Werkstoff
EN-GJS-400-15 derzeit nicht abschätzbar.
Es ist jedoch sicher, dass es durch die
Begleitelemente zu einer negativen Beeinflussung
der mechanischen Eigenschaften
durch Carbidbildung kommt. Grenzwerte
für die Carbidbildung durch einzelne Elemente
und deren kumulative Wirkung auf
die mechanischen Eigenschaften herkömmlicher
EN-GJS-Werkstoffe sind in [7,
8] untersucht worden (Bild 2). Ein Ergebnis
dieser Untersuchungen war, dass die
statischen mechanischen Eigenschaften
wie R m und Rp 0,2 allein vom Perlitanteil
und nicht vom Carbidanteil im Gefüge abhängen,
die dynamischen Eigenschaften
mit ansteigendem Carbidanteil im Gefüge
jedoch abnehmen.
Bereits 1952 teilte H. Morrogh [9] die
in EN-GJS-Schmelzen enthaltenen Legierungselemente
in zwei Gruppen ein, in „trace
elements“ (Spurenelemente) und „subversive
elements“ (Störelemente). Für die
Untersuchung wurden 92 Kielblockproben
mit unterschiedlicher Zusammensetzung
abgegossen. Es wurde der Einfluss von Ce,
Cu, Al, Bi, Ti, Pb, Sb, As, Al und Ti auf das
Gefüge und die mechanischen Eigenschaften
untersucht. Es zeigte sich, dass bereits
sehr geringe Mengen an Pb, Sb, Bi, Ti, Al
einen negativen Einfluss auf die Graphitausbildung
haben. Der Einfluss von Cu ist
komplex und hängt auch von anderen Begleitelementen
im Eisen ab. Der Kupfergehalt
sollte auf unter 2 % gehalten werden.
As, Cu und Sb haben eine starke perlitbildende
Wirkung. Es wurde auch gezeigt,
dass geringe Mengen Ce in der Lage sind,
34 Giesserei 100 07/2013

den negativen Einfluss von Ti, Pb, Bi, Sb,
Al und auch den Einfluss von Cu zu neutralisieren.
Der Siliciumgehalt der Schmelzen lag
allerdings zwischen 1,9 und 2,9 %, sodass
über den Einfluss bei höheren Si-Gehalten
keine Aussagen gemacht werden können.
Einfluss von Silicium auf Gefüge und
Eigenschaften von EN-GJS
Durch Legieren mit Silicium wird bei den
EN-GJS-Werkstoffen eine Steigerung der
Festigkeit über die Mischkristallhärtung
des Ferrits und nicht mehr über den Anteil
Perlit im Gefüge erreicht. Durch den
steigenden Siliciumgehalt wird auch die
Ausbildung einer carbidfreien Gefügestruktur
gefördert [10], und durch Stabilisierung
des Ferritanteils kann bei hoher
Festigkeit und Härte eine gute Dehnung
erzielt werden [11]. Außerdem werden
durch das homogene Grundgefüge eine
gleichmäßige Härte und damit eine bessere
Bearbeitbarkeit in unterschiedlichen
Wanddickenbereichen erzielt. Dieser Effekt
ist von Vorteil, wenn ein sehr hoher
Zerspanungsaufwand notwendig ist.
Den Einfluss des Si-Gehaltes auf die mechanischen
Eigenschaften und das Verhalten
bei höheren Temperaturen wurde von
W. H. White, L. P. Rice und A. R. Elsea [12]
beschrieben. Für die Untersuchung wurden
10 Kielblöcke mit einem steigenden Siliciumgehalt
von 2,6 bis 5,9 % abgegossen
und die mechanischen Eigenschaften ermittelt.
Von den Autoren wurde für Raumtemperatur
die maximale Zugfestigkeit bei
einem Siliciumgehalt von 5 % festgestellt
(Bild 3). Die Festigkeitswerte durchlaufen
bei etwa 3,5-3,6 % Si ein Minimum, steigen
mit zunehmendem Si-Gehalt wieder an, um
zwischen 5 % und 6 % Si wieder abzufallen.
Die Autoren bezeichnen den Bereich zwischen
4 % und 5 % Si als günstigsten Bereich
mit minimaler Oxidation und mini-
Kohlenstoffgehalt in %
4,5
4,0
3,5
3,0
2,5
2,0
1,5
1,0
0,5
0
0
5 10
15
20
25
Siliciumanteil in %
Bild 9: Projektion der Liquiduslinien und Isothermen des Dreistoffsystems Fe-C-Si auf die
Konzentrationsebene [20].
Temperatur in °C
1180
1170
1160
1150
1140
1130
0
4 8
Siliciumgehalt in %
Bild 10: Vertikalschnitt längs der eutektischen Rinne im System Fe-C-Si, nach [21].
a
b
13.
12.
11.
10.
8.
9.
7.
6.
18.
3.
4.
5.
14.
15.
17. 16.
19.
2.
1.
Brinellhärte 5/750
225
200
175
150
125
100
0
EN-GJS-500-7
3,72 Si
3,27 Si
EN-GJS-400-15
2 4 6 8 10 12 14 16 18 20
Messstelle
Bild 11: a) Querschnitt und Härtemessstellen an Lkw-Naben, nach [30]; b) Härteverteilung im Gussstück für EN-GJS-400-15,
EN-GJS-500-7 (3,27 % Si und 3,72 % Si), nach [30].
Giesserei 100 07/2013 35

TECHNOLOGIE & TRENDS
Bild 12: Geometrie der Graphitformen V
(li.) und VI (re.), Auszug aus ISO 945-1.
malem Wachstum bei höheren Temperaturen
der untersuchten Proben.
Bei Untersuchungen zum Einfluss von
Silicium auf die Eigenschaften von EN-GJS
fanden C. F. Reynolds und H. F. Taylor [13]
(Bild 4) ein Minimum der Zugfestigkeit, der
Dehngrenze und der Brinellhärte im Bereich
von 3 % Silicium. Dementsprechend
durchläuft die Kurve für die Bruchdehnung
bei ca. 3 % Si ein Maximum. Für die Versuche
wurden 33 Schmelzen mit Silicumgehalten
von 1,39-4,38 % verwendet und in
Kielblöcke abgegossen. Ab einer Si-Menge
von 3 % stellte sich ein vollständig ferritisches
Gefüge ein. Die Zugfestigkeit nahm
von 689 MPa bei 1,39 % Si auf 551 MPa bei
3,17 % Si ab und stieg dann wieder auf bis
zu 675 MPa bei 4,5 % Si an. Der kritische
Siliciumgehalt für die Lage des Minimums
der mechanischen Eigenschaften wird mit
ca. 3 % angegeben. Die Untersuchungen im
Rahmen von [13] ergaben keinen drastischen
Abfall der mechanischen Eigenschaften
im Bereich von Si-Gehalten zwischen 4
und 5 %. Legierungsversuche mit Nickelgehalten
von 0,7-1,39 % ergaben, dass sich
Nickel vollständig im Ferrit löst und die
Festigkeit leicht erhöht, parallel die Dehnung
aber geringfügig senkt [13].
Bild 13: Modelleinrichtung für die Flügelprobe und die technologischen Proben.
Bild 14: Versuchsaufbau mit beiden Probenformen und dem gemeinsamen Gießbassin mit
Stopfen, nach [7, 8].
Bild 15: Lage der Schliffe und Zugproben für
die Versuchsauswertung.
36 Giesserei 100 07/2013

Einen sehr schroffen Abfall der Zugfestigkeit
und der Dehngrenze haben übereinstimmend
T. D. Yensen [14] sowie C. E.
Lacy und M. Gensamer [15] für kohlenstofffreie
Eisen-Silicium-Legierungen festgestellt.
Nach Bild 5 sind die Werte für die Zugfestigkeit
und die Dehngrenze bei etwa 4,6-
4,7 % Si gleich, was bedeutet, dass die reine
Eisen-Silicium-Legierung mit dem Überschreiten
dieser Gehalte spröde bricht und
keine Dehnung mehr aufweist. Nach Angaben
von H. Schumann und A. Oettel [16]
beginnen sich bei diesen Si-Gehalten die
im Ferrit regellos verteilten Si-Atome zu
einer Überstruktur (Substitutionsmischkristall)
zu ordnen, die verbindungsähnlichen
Charakter aufweist und zu einer drastischen
Veränderung der mechanischen
Eigenschaften im System Fe-Si führt. Es liegen
keine Erkenntnisse vor, ob sich diese
Überstrukturen durch weitere Elemente
wie Kohlenstoff oder perlit- bzw. carbidstabilisierende
Elemente ändern oder der in
Bild 5 dargestellte Verlauf des Maximums
verschoben oder aufgeweitet wird.
R. Schneidewind und H. Wilder [17]
führten Untersuchungen an wärmebehandeltem
EN-GJS mit Siliciumgehalten von
ca. 2 bis 4 % bei Kohlenstoffgehalten zwischen
3 und 4 % durch. Bei diesen Untersuchungen
wurde eine Festigkeitssteigerung
bis zu dem maximal legierten Siliciumgehalt
von 4 % festgestellt (Bild 6). Über
den Gehalt von 4 % Si hinaus wurden keine
Versuche durchgeführt, die abknickenden
Kurven sind den Kurvenverläufen von
T. D. Yensen, C. E. Lacy und M. Gensamer
[14, 15] entnommen. Weitergehende Untersuchungen
bezüglich des überlagernden
Einflusses zusätzlicher Legierungselemente
wurden danach nicht durchgeführt.
Das Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff-Silicium
Zustandsdiagramme beschreiben in der Metallurgie
den Aggregatzustand eines Stoffes
oder einer Legierung. Aus Zustandsdiagrammen
kann abgeleitet werden, ob dieser
Stoff bei bestimmten Temperaturen fest,
flüssig oder gasförmig vorliegt. Die Existenzbereiche
von verschiedenen Phasen
von Legierungen und deren Zusammensetzung
können aus Zustandsdiagrammen in
Abhängigkeit von Temperatur und chemischer
Zusammensetzung abgeleitet werden.
Die in der Darstellung von Zustandsdiagrammen
eingezeichneten Linien sind Löslichkeitslinien,
die zwei in einem Zustandsdiagramm
beschriebene Phasen voneinander
trennen. Die Zustandsdiagramme gelten
für eine unendlich langsame Abkühlung,
die Löslichkeitslinien kennzeichnen das
thermodynamische Gleichgewicht zwischen
den Phasen. Mit Erhöhung der Abkühlungsgeschwindigkeit
bei realen Ab-
Zugfestigkeit R m
in MPa
600
500
400
300
200
100
2
100
2
Getrennt gegossene Y-Proben
Y-2 Y-4
Siliciumgehalt in %
4,3 % Si
3 4 5
6
Bild 16: Die Zugfestigkeit durchläuft abhängig vom Si-Gehalt bei 4,3 % Si ein Maximum.
Dehngrenze R p0,2
in MPa
600
500
400
300
200
0
2
Getrennt gegossene Y-Proben
Y-2 Y-4
4,3 % Si
3 4 5
6
Siliciumgehalt in %
Bild 17: Die 0,2 %-Dehngrenze Rp 0,2 fällt später als die Zugfestigkeit ab.
Bruchdehnung in %
25
20
15
10
5
Getrennt gegossene Y-Proben
Y-2 Y-4
Siliciumgehalt in %
4,3 % Si
3 4 5
6
Bild 18: Mit Überschreiten des Si-Gehaltes von 4,3 % vermindert sich die Bruchdehnung
sehr schnell.
Giesserei 100 07/2013 37

TECHNOLOGIE & TRENDS
Brinellhärte
290
260
230
200
170
140
2
Siliciumgehalt in %
4,3 % Si
3 4 5
6
Bild 19: Auch oberhalb von 4,3 % Silicium nimmt die Brinellhärte stetig zu.
Bild 20: Bruchfläche einer Zugprobe mit 4,18 % Si.
Bild 21: Transkristalliner Bruch bei 4,4 % Si (R m = 636 MPa, Rp 0,2 = 503 MPa, A5 = 16,9 %).
kühlungsgeschwindigkeiten, die bei dem
Gießprozess auftreten, verschieben sich die
Löslichkeitslinien hin zu niedrigeren Temperaturen,
die bei der Erstarrung auftretenden
Phasen können jedoch aus dem idealen
Zustandsdiagramm abgeleitet werden.
Für Gusseisenlegierungen gilt das Zustandsdiagramm
Fe-C (Bild 7), welches die Zusammenhänge
bei Erstarrung und Abkühlung
dieser Legierungen vereinfacht beschreibt
und auf die beiden Hauptelemente Eisen
und Kohlenstoff beschränkt ist.
Das wichtigste Legierungselement bei
den Eisengusslegierungen ist neben Kohlenstoff
das Element Silicium. Die Auswirkungen
von Silicium auf die Metallurgie
und speziell die Kohlenstofflöslichkeit können
dem Dreistoffzustandsdiagramm Fe-C-
Si entnommen werden. Eine übersichtliche
räumliche Darstellung (Bild 8) wurde
von H. Jaß und H. Hanemann [19] entworfen.
In dieser Darstellung wird die Wirkung
des Siliciums auf die Temperatur- und Konzentrationsverschiebung
im Zustandsdiagramm
Fe-C (linke Koordinatenachse für
Kohlenstoff) deutlich. Die eutektische Rinne,
Gleichgewicht zwischen dem eutektisch
ausgeschiedenen Kohlenstoff und γ-Eisen
(Linie C-K in Bild 8), wird zu niedrigeren
Kohlenstoffgehalten hin verschoben. Ausscheidungen
von versprödend wirkenden
Phasen sind nicht erkennbar.
In Bild 9 sind die aktuellen Ergebnisse
der Untersuchungen [20] des stabilen Zustandsdiagramms
Fe-C-Si zusammengefasst.
Es handelt sich hierbei um die Darstellung
als Projektion der Liquiduslinien
und Isothermen in eine Ebene. Die eutektische
Rinne verläuft ähnlich wie in Bild 8
dargestellt ausgehend vom Randsystem Fe-
C bei 4,26 % Kohlenstoff mit ansteigender
Temperatur bis zu einem Maximalpunkt,
der etwa bei 2,9 % C und 5 % Si liegt. Nach
diesem Maximum fällt die Liquidustemperatur
wieder bis zu einem ternären Eutektikum
bei ca. 9 % Si und 1,7 % C ab.
Nach Untersuchungen von [21] steigt
die eutektische Gleichgewichtstemperatur
im Verlauf der Projektion der eutektischen
Rinne in eine Ebene von 1153 °C, dem eutektischen
Punkt des Randsystems Fe-C,
bis zum Maximalpunkt bei ca. 5 % Si um
ca. 20 K an (Bild 10). Die Projektion in
Bild 10 ist zu lesen wie ein Zweistoffsystem
mit unbegrenzter Mischbarkeit im flüssigen
und festen Zustand mit einem Maximum.
Unterhalb der Liquiduslinie scheiden
sich aus der Gusseisenschmelze, hier
eine Fe-C-Si-Legierung ohne weitere im
Gusseisen enthaltene Legierungselemente,
gleichzeitig ein Eisen-Silicium-Mischkristall
und Kohlenstoff aus.
Untersuchungen von Vier- und Mehrstoff-Zustandsdiagrammen
der Hauptlegierungselemente
C, Si, Mn, P, S und Mg bei
Gusseisen liegen nicht vor, obwohl die üb-
38 Giesserei 100 07/2013

lichen technischen Gusseisensorten alle
Mehrstoffsysteme sind.
Bild 22: Lage der Mikrohärteeindrücke zwischen den Graphitkugeln.
Längenänderung in µm
350
300
250
200
150
100
600
5,04 % Si
4,18 % Si
700
Temperatur in °C
Beginn der α/γ-
Umwandlung
800 900 1000
Bild 23: Dilatometerkurven von Proben mit Siliciumgehalten vor und hinter dem
Maximum bei 4,3 % Si.
a
Bild 24: Die kristallographische Orientierung des Ferrits in EN-GJS-mit 3,43 % Si (a)
ist identisch mit der Orientierung in EN-GJS mit 5,97 % Si (b).
a
Bild 25: a) Siliciumseigerungen in EN-GJS mit 2,39 % Si; b) bei 4,18 % Si ist die Siliciumverteilung
gleichmäßiger als bei 2,39 % Si.
b
b
Gemeinsame Wirkung von Silicium
und anderen Legierungselementen
Nach S. Karsay [22] kann die carbidbildende
Wirkung von Mangan durch steigende
Siliciumgehalte ausgeglichen werden. Dies
gelingt umso besser, je dünner das Gussstück
ist. So ermöglicht z. B. bei einem Gussteil
mit 12 mm Wanddicke die Erhöhung
des Siliciumgehaltes von 2,5 auf 3 % eine
Erhöhung des Mangangehaltes von ca. 0,25
auf 0,35 %. Bei größeren Wanddicken führt
die vermehrte Mn-Anreicherung in den
Restschmelzebereichen bei gleichzeitiger
Siliciumverarmung durch die umgekehrte
Seigerung des Siliciums nicht zu der erwünschten
Kompensation der Wirkung des
Mn und es kommt zur Carbidausscheidung.
Aus diesem Grund empfiehlt S. Karsay den
Mangangehalt auf 0,5 % Mn zu begrenzen.
Siliciumgehalte über 3 % werden nicht berücksichtigt.
In mehreren Patent- und Offenlegungsschriften
[23-26] beschreibt die Siempelkamp
Gießerei GmbH, Krefeld, die Herstellung
und chemische Zusammensetzung
von siliciumlegiertem Gusseisen mit Kugelgraphit.
Dabei wird der Anteil Silicium
mit 2,5 bis 4,5 % beschrieben. Das in den
Patent- und Offenlegungsschriften empfohlene
Kohlenstoffäquivalent CE = C + 1/3 Si
mit 4,1 bis 4,5 % erscheint für dickwandigere
Gussteile aus dem Werkstoff und CE-
Werten >4,3 % sehr hoch, wobei die Gefahr
der Graphitflotation gegeben ist. Bei dickwandigeren
Gussteilen kann die Graphitflotation
durch Schattierungen in bearbeiteten
Flächen zu Ausschuss führen. Neben
den Basislegierungselementen Kohlenstoff
und Silicium sind in den Patentschriften
noch weitere Legierungsgehalte, wie Ni maximal
2,5 %, Mn maximal 0,4 % und Nb maximal
0,4 %, angegeben, um hohe Festigkeiten
bei hohen Dehnungen und einem
ferritischen Grundgefüge zu erzielen. Die
einzelne Wirkung dieser Elemente bzw. die
Wirkung der Kombination dieser Elemente
wird nicht angegeben. Die Zugabe von
Seltenen-Erden-Metallen und Sb verbessert
die Graphitausbildung. Es werden Zugfestigkeiten
von 600 N/mm 2 bei 8 bis 15 %
Bruchdehnung in einer angeformt gegossenen
70 x 70 mm 2 -Probe erzielt. Die mechanischen
Eigenschaften in größeren
Wanddicken werden nicht angegeben.
Die Georg Fischer Fahrzeugtechnik AG,
Schaffhausen, Schweiz, beschreibt einen
höherfesten Gusseisen mit Kugelgraphit-
Werkstoff (Sibodur) mit 2,6-2,9 % Silicium
und Borgehalten zwischen 2 und 200 ppm
[27, 28]. Die mechanischen Eigenschaften
des Werkstoffs Sibodur werden in [29] mit
R m > 700 N/mm 2 und Rp 0,2 > 440 N/mm 2
mit Bruchdehnungen zwischen 8 und 12 %
Giesserei 100 07/2013 39

TECHNOLOGIE & TRENDS
Siliciumanteil in %
Siliciumanteil in %
Si
2,6
2,5
2,4
Mn
2,3
2,2
2,1
0
Mittlerer Gehalt: 2,39 % Si, 0,14 % Mn
0,20
0,18
0,16
0,14
0,12
0,10
4
8 12 16 20
Seigerungsprofil zwischen zwei Graphitkugeln
Bild 26: Seigerungsprofil für Silicium und Mangan zwischen zwei Graphitkugeln.
Mittlerer Gehalt: 5 % Si, 0,38 % Mn
5,10
4,95
0,5
0,4
Si
4,80
Mn
0,3
4,65
4,50
0,2
0
2
4 6 8 10
Seigerungsprofil zwischen zwei Graphitkugeln
Bild 27: Seigerungsprofil für Mittelwerte von 5 % Si und 0,38 % Mn.
Si max
minus Si min
in %
0,45
0,40
0,35
0,30
0,25
0,20
0,15
2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5
Siliciumgehalt in %
Bild 28: Mit zunehmendem Siliciumgehalt verringern sich die Siliciumseigerungen.
Mangananteil in %
Mangananteil in %
angegeben. An Legierungselementen wird
die Zugabe von Bor bis zu Gehalten von
200 ppm beschrieben. Die Siliciumzugabe
wird im Bereich von 2,6 % und 2,9 % Si eingestellt.
Die Wirkung von Siliciumgehalten
von mehr als 2,9 % wird nicht beschrieben.
Auch die Möglichkeit des Einsatzes
und der Wirkung zusätzlicher Legierungselemente
neben Bor zu den für EN-GJS üblichen
Legierungselementen C, Si, Mn, P,
S und Mg wird nicht beschrieben.
Untersuchungen der Bearbeitbarkeit
Nach Untersuchungen von L. E. Björkegren,
K. Hamberg und B. Johannesson [30,
31] liegen die Vorteile des Si-legierten
EN-GJS in der gleichmäßigen Härteverteilung
bei dem ferritischen Gefüge trotz unterschiedlicher
Wanddicken (Bild 11).
Bei der Werkstoffsorte EN-GJS-500-7
sind die Härtestreuungen am höchsten
(Bild 11b). Sie liegen auf Grund unterschiedlicher
Perlitanteile im Gefüge, die
sich aus unterschiedlich hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten
ergeben, bei dem
allseitig bearbeiteten Gussstück zwischen
150 und 220 HB. Bei den drei anderen getesteten
Werkstoffsorten liegt die Härte auf
unterschiedlich niedrigerem Niveau, die
Härtestreuungen innerhalb des Werkstücks
sind jedoch wesentlich kleiner als
bei EN-GJS-500-7.
Durch die gleichmäßige Härte ist der
Werkzeugverschleiß beim ferritischen
Werkstoff wesentlich geringer als beim ferritisch/perlitischen
Werkstoff EN-GJS-500-7.
Die Bearbeitbarkeit verbessert sich nach
Angaben der Autoren [30] um 10 %, wobei
die Werkzeugstandzeiten nicht als Verschleiß
angegeben werden, sondern es werden
Verschleißindizes angegeben, die im
Mittel zwischen 65 bei EN-GJS-500-7 und
200 bei EN-GJS-400-15 liegen. Bei den Auswertungen
waren die Siliciumgehalte auf
3,75 % begrenzt mit dem Hinweis, dass die
technologischen Werte für den Werkstoff
EN-GJS-500-10 nach der schwedischen
Norm SS 0725 eingehalten werden. Weitere
Untersuchungen zur Bearbeitbarkeit,
insbesondere bei Si-Gehalten im Bereich
der Werkstoffsorte EN-GJS-600-10, sind
nicht bekannt geworden.
Ziel der Untersuchungen
Für EN-GJS mit erhöhtem Siliciumgehalt
sind Angaben über die Gießeigenschaften,
insbesondere das Fließ- und Formfüllungsvermögen,
das Speisungsverhalten sowie
die metallurgischen Grundlagen nur teilweise
verfügbar. Die mechanischen Eigenschaften
der höher siliciumhaltigen Werkstoffsorten,
vor allem die temperaturabhängigen
sowie die dynamischen und
zyklischen Eigenschaften, sind ebenfalls
nicht bekannt. In dem hier vorgestellten
40 Giesserei 100 07/2013

Projekt sollen die Einflüsse von steigenden Siliciumgehalten in
unterschiedlichen Kombinationen auf die o. a. Merkmale untersucht
werden.
In den Schmelzlaboren der beiden am Projekt beteiligten Forschungsinstitute
werden Schmelzen mit steigenden Si-Gehalten
hergestellt und in Probenformen abgegossen. Die maßgeblichen
Eigenschaften von Gusseisen mit Kugelgraphit werden an Probenformen
nach EN 1563 ermittelt. Die statischen mechanischen
Eigenschaften (R m , Rp 0,2 , Bruchdehnung) und Gefügeuntersuchungen
werden mit dem Si-Gehalt korreliert, um bei den nachfolgenden
Untersuchungen gezielt die günstigsten Eigenschaftskombinationen
der Werkstoffe zu erhalten. Zusätzlich werden
die gießtechnischen Eigenschaften für bestimmte Legierungskombinationen
ermittelt, und zwar das Erstarrungs- und Speisungsverhalten,
welches in hohem Maße vom Gehalt an Legierungselementen
abhängig ist. Diese Eigenschaften werden hauptsächlich
durch das Gefüge bestimmt.
Das zentrale Ziel des Forschungsprojekes sind die Angabe einer
optimierten chemischen Zusammensetzung und die Erstellung
von metallurgischen Grundlagen für einen optimierten Herstellungsprozess,
um Gussteile aus Werkstoffen mit hohem Si-Gehalt
zu erzeugen, die den Kundenanforderungen entsprechen. Zu diesen
Grundlagen sind zu rechnen:
> Untersuchung des Seigerungsverhaltens und des Verfestigungsmechanismus
des Siliciums in der ferritischen Eisenmatrix
und deren Einfluss auf die Eigenschaften der Gussteile.
> Einfluss des Gehalts an carbid- und perlitstabilisierenden Elementen
wie Mn, Cr, V und Legierungselemente, die schon bei
geringeren Anteilen in den ferritisch/perlitischen EN-GJS-Werkstoffsorten
die mechanischen Eigenschaften der Gussteile negativ
beeinflussen.
> Untersuchung des Formfüllens, des Lunkerverhaltens und des
Speisungsverhaltens der Schmelze in Abhängigkeit des Si-Gehaltes.
Die Ergebnisse erlauben die Anpassung der Herstellungsparameter
an die individuellen Gussteilgeometrien.
> Entwicklung einer speziellen Impftechnologie, um eine bestmögliche
Gefügestruktur, Graphitkugelzahl und Graphitform
zu erzielen.
> Es werden Prozessstrategien entwickelt, um Dross oder Schlackeeinschlüsse
und Abweichungen in der Graphitform zu vermeiden,
die bei hohen Si-Gehalten auftreten können.
> Die Bearbeitbarkeit der ferritisch/perlitischen Werkstoffsorten
EN-GJS-500-7 und EN-GJS-600-3 wird mit der Bearbeitbarkeit
der neuen Werkstoffsorten EN-GJS-500-14 und EN-
GJS-600-10 verglichen, um das unterschiedliche Zerspanungsverhalten
zu charakterisieren.
> Auf Grund des speziellen Verhaltens des Siliciums – Silicium
fördert die Grauerstarrung auch bei hohen Erstarrungsgeschwindigkeiten
– kann sich bei den hoch siliciumhaltigen
Legierungen das Verhalten beim Schweißvorgang gegenüber
den herkömmlichen ferritisch/perlitischen EN-GJS-Werkstoffsorten
positiv verändern. Hierzu werden entsprechende
Untersuchungen durchgeführt.
> Die dynamischen mechanischen Eigenschaften der mischkristallverfestigten
Werkstoffe sowie die thermophysika lischen
und thermomechanischen Eigenschaften, die die Grundlage
für die Auslegung von Gussteilen sind, werden dokumentiert
und in Tabellen zusammengefasst. Diese Ergebnisse werden
als Basis für die nächste Revision der DIN EN 1563 genutzt,
um die bislang nicht bekannten Daten der neuen Werkstoffe
allgemein zugänglich zu machen.
> Mit der optimalen chemischen Zusammensetzung bei optimierten
mechanischen Eigenschaften werden in am Projekt
beteiligten Gießereien Gussteile gegossen, die Bauteilprüfungen
unterzogen werden.

TECHNOLOGIE & TRENDS
Durchgeführte Versuche
Auf der Grundlage allgemein üblicher Analysen
für EN-GJS-400-18 mit:
> C: 3,5-3,6 %,
> Si: 2,3-2,5 %,
> Mn: 0,15-0,2 %,
> P: ~0,02 %,
> S: Mg: ~0,04-0,05 %
wurden im 150 kg fassenden Induktionsofen
des IfG Schmelzen erstellt, die auf der
oben angegebenen Grundanalyse basieren
und als Vergleich zum Einfluss höherer Si-
Gehalte dienten.
Mn max
minus Mn min
in %
0,20
0,16
0,12
0,08
0,04
0
0,1
0,15 0,2 0,25 0,3 0,35 0,4 0,45
Mittlerer Mangangehalt in %
Einsatzmaterial:
> Handelsüblicher kleinstückiger Stahlschrott,
> Tiefziehqualität aus einer Quelle,
> Roheisen, Sorel Metall,
> Anteile: 40 % Stahl, 60 % Sorel Metall
Analysenkorrektur mit:
> Elektrodengraphit,
> FeSi 90,
> FeMn,
> Mg-Vorlegierung: FeSiMg 5-6
Elmag 6039
Bei der Tundish-Cover-Behandlung im IfG
wurde die Vorlegierung mit sehr feinen
Stahlblechabschnitten abgedeckt. Die Abstichtemperatur
aus dem Induktionsofen
wurde auf 1520-1540 °C eingestellt, die
Gießtemperatur betrug zwischen 1380 °C
und 1390 °C, geimpft wurde im Gießtümpel
während des Gießvorgangs.
Um eine objektive Aussage über die Graphitausbildung
machen zu können, wurden
die metallographischen Auswertungen
mit einem im IfG vorhandenen Bildanalysesystem
durchgeführt. Als Beurteilungskriterium
wurde die Summe aus den Anteilen
der Graphitform V und der Graphitform
VI gebildet.
Die Graphitform VI entspricht der
idealen Graphitkugel, die Graphitform V
könnte noch als annähernd rund (unregelmäßig
geformte Kugeln) bezeichnet werden.
Die Graphitformen sind in der
ISO 945-1 definiert und schematisch dargestellt.
Bild 12 gibt als Auszug aus der
ISO 945-1 das Aussehen der Graphitformen
V und VI wieder.
Bei den Schmelzversuchen wurden
grundsätzlich immer die gleichen Gattierungsanteile
– 40 % Stahl, 60 % Sorel Metall
– als Grundgattierung gesetzt. Die
Schmelzparameter waren für alle durchgeführten
Versuche gleich. Bei der Einstellung
verschiedener Siliciumgehalte,
die grundsätzlich mit FeSi 90 erfolgte, wurde
der Kohlenstoffgehalt auf einen Sättigungsgrad
von ~1 mit Elektrodengraphit
korrigiert. Die Impfmittelmenge betrug,
Bild 29: Mit zunehmendem Mangangehalt erhöht sich das Ausmaß der Mn-Seigerungen.
Tabelle 2: Impfmittelschlüssel und chemische Zusammensetzung der verwendeten
Impfmittel.
Impfmittel-Nr.
Zusammensetzung
0 ohne Impfmittel
1 73-78 % Si; max. 0,1 % Ca; 0,6-1 % Sr; max. 0,5 % Al
2 62-38 % Si; 1 % Al; 1,8-2,4 % Ca; 0,8-1,2 % Re; 0,8-1,2 % Bi
3 36-45 % Si; 0,4-1 % Ca ; 9-15 % Se, Rest Fe
4 65-70 % Si; 2-2,5 % Ba; 1-1,5 % Al; 1-1,5 % Sb; 1-1,5 % Ca
5 68-73 % Si; 3,2-4,5 % Al; 0,3-1,5 % Ca; traces Mg; traces Cer
6 70-75 % Si; 1 % Al; 1,5 % Ca
7 70-76 % Si; 0,75-1,25 % Ca; 1,5-2,0 % Ce; 0,75-1,25 % Al
8* ) 73-78 % Si; max. 0,1 % Ca; 0,6-1 % Sr; max. 0,5 % Al; 1,2 % Bi
9* ) 73-78 % Si; max. 0,1 % Ca; 0,6-1 % Sr; max. 0,5 % Al; 9,4 % Bi
10 75 % Si; 1,5 % Al; 0,1 % Ti
11* ) 70-76 % Si; 0,75-1,25 % Ca; 1,5-2,0 % Ce; 0,75-1,25 % Al, 1,2 % Bi
12 zugabe von 1,2 % Bi ohne Impfmittel
* ) Impfmittel sind nicht handelsüblich, dem Impfmittel wurde Bi zugegeben
bis auf die Sonderversuche zur Impftechnologie,
immer 0,3 %, die beim Abguss der
magnesiumbehandelten Schmelze in den
Eisenstrahl beim Füllen des Gießbassins
gegeben wurde. Die Stopfen des Gießbassins
wurden beim Erreichen der Gießtemperatur
von 1380-1390 °C gezogen, somit
waren bei jeder Versuchsschmelze die
Gießtemperatur und auch die Gießgeschwindigkeit
vergleichbar. Als Modell
wurde die bereits bei dem AiF-Projekt
15803 „Bewertung der kumulativen Wirkung
von carbidbildenden Elementen auf
die Eigenschaften von GJS-400-15“ verwendete,
um eine 5 mm dicke Platte ergänzte
Flügelprobe (Bild 13) eingesetzt.
Zusätzlich zu dieser Flügelprobe wurde
jeweils eine Form mit technologischen
Proben mit den Abmessungen der Normproben
nach DIN EN 1563, Y2- und Y4-
Proben abgegossen. Beide Formen wurden,
um den gleichen metallurgischen Zustand
zu gewährleisten, mit einem
gemeinsamen Gießtümpel gegossen
42 Giesserei 100 07/2013

(Bild 14). Zusätzlich waren drei Lunkerkreuze
mit auf der Modellplatte montiert,
um auf einfache Weise das Lunkerverhalten
der verschiedenen Schmelzen zu überprüfen.
Die bei den Versuchen verwendeten
Impfmittel wiesen unterschiedliche
chemische Zusammensetzungen auf. In
Tabelle 2 sind die Schlüsselnummern, die
in den Auswertungen verwendet wurden,
mit den zugehörigen chemischen Zusammensetzungen
aufgeführt.
Den Flügelproben wurden im thermischen
Zentrum Zug- und Schliffproben entnommen
(Bild 15). Die Untersuchungsergebnisse
wurden entsprechend dokumentiert
und ausgewertet.
Versuchsergebnisse
Werkstofftechnische und metallurgische
Grundlagenuntersuchungen
RGU_210x145_DE13_OPTIkompakt_v2 07.06.13 13:49 Seite 1
Statische mechanische Eigenschaften/
Versprödungseffekte. In dem Siliciumkonzentrationsbereich
zwischen 2,4 und 6 % Silicium
wurden Schmelzversuche durchgeführt.
Die Schmelzen wurden mit den Impfmitteln
1 bis 7 (chemische Zusammensetzung
siehe Tabelle 2) mit konstanten Mengen
(0,3 % Gewichtsanteil) geimpft. Die spätere
Auswertung im Kapitel „Erarbeitung einer
Impftechnologie zur Einstellung des angestrebten
Werkstoffgefüges in Bezug auf Graphitkugelzahl
und -gestalt“ (Giesserei 100
(2013), [Nr. 7]) zeigt, dass die Graphitausbildung
bei den Y2- und Y4-Proben durch die
Impfmittelsorte nur wenig beeinflusst wird.
Aus diesem Grund kann die Auswertung
der Y-Proben gemeinsam erfolgen (Bild 16).
Zunächst nimmt die Zugfestigkeit von dem
allgemein bei EN-GJS üblichen Si-Gehalt von
2,4 % mit größer werdendem Si-Gehalt zu.
Mit steigendem Si-Gehalt durchlaufen die
Werte der Zugfestigkeit ein Maximum, welches
bei 4,3 % Si liegt. Nach dem Überschreiten
dieses Si-Gehaltes nimmt die Zugfestigkeit
von ca. 620 MPa bis 500 MPa bei 5 %
Silicium ab. Die 0,2 %-Dehngrenze beginnt
erst bei einem Si-Gehalt von 4,6 % abzufallen
(Bild 17), ein Effekt, der bei den duktilen
EN-GJS-Werkstoffsorten, wie z. B.
EN-GJS-400-18 bekannt ist. Bei diesen Werkstoffsorten
vermindern sich durch zunehmende
Anteile an versprödend wirkenden
Elementen oder durch Graphitentartungen
zunächst die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung,
bevor die 0,2 %-Dehngrenze durch
zunehmende Versprödung oder vermehrte
Graphitentartung abnimmt. Die Werte der
0,2 %-Dehngrenze fallen bei 5 % Silicium
mit den Werten der Zugfestigkeit zusammen.
Bei den durchgeführten Versuchen wird
der Abfall allein durch die versprödende
Wirkung des Siliciums verursacht. Als innere
Kerben wirkende Graphitentartungen
treten im Gefüge der Y-Proben nicht
auf. Bei einem Gehalt von mehr als
4,3 % Si ist gleichzeitig mit der Zugfestigkeit
ein Abfall der Bruchdehnung zu verzeichnen
(Bild 18). Oberhalb von 5 % Si ist
keine Bruchdehnung mehr messbar.
Die metallographischen Untersuchungen
haben ergeben, dass das Grundgefüge
im gesamten untersuchten Legierungsintervall
zu 100 % ferritisch ausgebildet ist.
Lichtoptisch ist keine Ursache für die Verminderung
der mechanischen Eigenschaften
oberhalb von 4,3 % Silicium erkennbar.
Üblicherweise sind Fremdausscheidungen
wie Carbide oder Perlit die Ursache für
den Abfall der mechanischen Eigenschaften
bzw. der Dehnung.
Der Einfluss von Si auf die Brinellhärte
bei Y2- und Y4- Proben ist in Bild 19
wiedergegeben. Die Brinellhärte nimmt stetig
von 140-150 HB bei 2,4 % Si in dem untersuchten
Legierungsintervall bis auf
300 HB bei 6 % Si zu. Eine Unstetigkeit des
Kurvenverlaufs im Bereich von 4,3 % Si
durch z. B. Ausscheidungen von härteren
Phasen ist nicht erkennbar.
Der Elastzitätsmodul ist in dem untersuchten
Siliciumbereich bis 6 % Silicium
unabhängig vom Si-Gehalt und beträgt im
Mittel 170 GPa, mit einer Standardabwei-

TECHNOLOGIE & TRENDS
Zugfestigkeit R m
in MPa
Dehngrenze R p0,2
in N/mm 2
Bruchdehnung in %
650
600
550
500
450
400
350
300
250
2
550
500
450
400
350
300
250
2
25
20
15
10
5
0
2
4,3 % Si
3 4 5
6
7
Siliciumgehalt in %
4,3 % Si
Siliciumgehalt in %
Elementzugabe
keine
Mn 0,6 %
Cr 0,3 %
Mn 1 %
Cr 0,6 %
V 0,26 %
Elementzugabe
keine
Mn 0,6 %
Cr 0,3 %
Mn 1 %
Cr 0,6 %
V 0,26 %
3 4 5
6
7
4,3 % Si
3 4 5
6
7
Siliciumgehalt in %
Elementzugabe
keine
Mn 0,6 %
Cr 0,3 %
Mn 1 %
Cr 0,6 %
V 0,26 %
Bild 30: Einfluss von Mn, Cr und V auf die statischen mechanischen Eigenschaften von
EN-GJS.
chung von 3,7 GPa. Werte zwischen
169 GPa und 176 GPa werden für die ferritisch/perlitischen
und die mischkristallverfestigten
Werkstoffsorten in der DIN EN
1563, Tabelle E.1, informativ angegeben.
Der kritische Siliciumgehalt, bei dem
die Mischkristallversprödung beginnt,
lässt sich anhand des Aussehens der Bruchflächen
der Zugproben sehr genau bestimmen.
Hierzu wurden die Bruchflächen im
kritischen Siliciumbereich mit dem Raster-Elektronen-Mikroskop
(REM) untersucht.
In Bild 20 ist die Bruchfläche einer
Zugprobe mit 4,18 % Si (R m = 609 MPa,
Rp 0,2 = 497 MPa, A5 = 20,9 %) wiedergegeben.
In diesem Bild ist der interkristalline
Bruch, ein Bruch entlang der Ferritkorngrenzen,
der charakteristisch für duktile
Brüche ist, zu erkennen. Bei einem um
0,2 % höheren Siliciumgehalt von 4,4 % tritt
bereits ein transkristalliner Bruch, ein Hinweis
auf die beginnende Versprödung, auf
(Bild 21), obwohl die Bruchdehnung noch
16,9 % beträgt.
Der kritische Gehalt an Silicium, bei
dem die Mischkristallversprödung beginnt,
liegt zwischen 4,2 % Si und 4,4 % Si. Die
Untersuchungen zum Versprödungsmechanismus
des Ferrits wurden an Proben mit
2,39 % Si, 4,18 % Si und 5,04 % Si mit Messungen
der Mikrohärte im Ferrit zwischen
den Graphitkugeln begonnen (Bild 22).
Ein Vergleich der gegenübergestellten
Messwerte der Mikrohärte- und der Brinellhärteprüfung
zeigte keinen signifikanten
Unterschied. Die Einzelmessungen der Mikrohärte
weisen eine geringe Streuung auf.
Die Mikrohärteeindrücke (Bild 22) sind
deutlich größer als die Graphitkugeldurchmesser,
sodass kein charakteristischer Härteverlauf
zwischen den Graphitkugeln nachgewiesen
werden kann. Die gemessenen Mikrohärtewerte
reihen sich ohne weiteres
in den Verlauf der Brinellhärtewerte abhängig
vom Si-Gehalt in Bild 19 ein. Die Mikrohärtemessungen
geben somit keinen Hinweis
auf den Versprödungsmechanismus
des Mischkristalls durch Silicium. Eine Probe
mit 4,18 % Si, die vor dem Festigkeitsmaximum
bei ca. 18 % Bruchdehnung liegt und
eine Probe mit 5,04 % Si, hinter dem Maximum
bei sehr geringer Dehnung

den im Temperatur-intervall von 200°C bis
1000 °C durchgeführt, in Bild 23 ist aus
Gründen der Übersichtlichkeit der Temperaturbereich
zwischen 600 °C und 1000 °C
wiedergegeben. Bei den untersuchten Siliciumgehalten
findet keine Umwandlung unterhalb
der Umwandlungstemperatur vom
α- in das γ-Gitter statt, die eine Längenänderung
der Probe zur Folge hat. Auch die
Ausscheidung von versprödenden Phasen,
die ebenfalls mit Volumenänderungen verbunden
sein könnte, wird nicht angezeigt.
Die Umwandlung von α- in γ-Eisen beginnt
bei 4,18 % Si etwa bei 880 °C und bei
5,04 % Si bei ca. 920 °C. Vergleichbare Umwandlungstemperaturen
werden von
K. Röhrig [32] für Legierungen mit 4 % Si
und 1 bis 3 % Mo angegeben. Aus den Kurven
der Dilatometeruntersuchungen ist keine
Umwandlung ableitbar, die zu einer Versprödung
führen könnte.
Durch einen Übergang von gleichgerichteter
Orientierung zu ungeordneter Orientierung
der kristallographischen Struktur
könnte ebenfalls eine Versprödung auftreten.
Mit Hilfe von EBSD (electron back scatter
diffraction) kann die kristallographische
Orientierung von Kristallen an einer
Objektoberfläche bestimmt werden. Die
Untersuchung mit dem EBSD-Verfahren per
Raster-Elektronen-Mikroskop ermöglicht
die Feststellung der Kristallorientierung.
Die von den Kristallflächen des Ferrits reflektierten
Elektronen werden auf einen
Detektorschirm projiziert und die so entstehenden
Linien mit Hilfe eines Computers
analysiert und kristallographischen
Richtungen zugeordnet. Metallographische
Schliffe mit 3,34 % Si und mit 5,79 % Si wurden
mittels EBSD untersucht. Das Ergebnis
war eine identische Orientierung der
Ferritkörner in den beiden Proben, wobei
Bild 24 deren kristallographische Orientierung
des Ferrits zeigt.
Hinsichtlich der Ursache der Mischkristallversprödung
kann im Rahmen der hier
vorgestellten Arbeit nur aus der Literatur
[16] hergeleitet werden, dass sich ab dem
kritischen Gehalt von 4,3 % Si mit steigenden
Gehalten die im Ferrit regellos verteilten
Si-Atome zu einer Überstruktur (Substitutionsmischkristall)
ordnen, die verbindungsähnlichen
Charakter aufweist, und
zu einer drastischen Veränderung der mechanischen
Eigenschaften im System Fe-Si
führt. Es liegen keine Erkenntnisse vor, ob
sich diese Überstrukturen durch weitere
Elemente wie Kohlenstoff oder perlit- bzw.
carbidstabilisierende Elemente ändern
oder der in den Bildern 16 bis 18 dargestellte
Verlauf des Maximums verschoben
oder aufgeweitet wird.
Seigerungsverhalten von Silicium und
Mangan. Die mechanischen Eigenschaften
von EN-GJS-Werkstoffen werden unter anderem
durch das Seigerungsverhalten der
Legierungselemente bestimmt. Seigerungen
von perlit- oder carbidstabilisierenden
Elementen können zu Grundgefügeabweichungen
wie Bildung von unerwünschtem
Perlit oder Carbiden in den Restschmelzebereichen
führen, die die mechanischen
Eigenschaften negativ beeinflussen [7, 8].
S. Karsay beschreibt in [22] die Seigerung
als Anreicherung oder Verarmung der
wichtigsten Legierungselemente zwischen
den Graphitkugeln in EN-GJS und betont,
dass das Ausmaß der Seigerungen unter
anderem von der Erstarrungsgeschwindigkeit
abhängig ist. Mit zunehmenden Gehalten
an Legierungselementen verändert sich
das Seigerungsverhalten der einzelnen Legierungselemente
[22].
Für zwei verschiedene Siliciumgehalte,
nämlich 2,39 % Si und 4,18 % Si, wurde
exemplarisch jeweils eine Siliciumseigerungsätzung
durchgeführt. Die Ergebnisse
sind in den Bildern 25a und b dargestellt.
Bei der Siliciumseigerungsätzung werden
die Bereiche mit höheren Siliciumgehalten
dunkelblau gefärbt, die siliziumärmeren
Restschmelzebereiche sind hell
Giesserei 100 07/2013 45
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TECHNOLOGIE & TRENDS
Bild 31: Gefüge einer Y2-Probe mit 4,03 % Si, 3,01 % C und 1,0 % Mn, geätzt (R m = 581 MPa;
Rp 0,2 = 486 MPa, A = 19,8 %).
gefärbt. Die höchsten Si-Gehalte befinden
sich im Bereich der Graphitkugeln (Bild
25 a), dem Erstarrungsbeginn (umgekehrte
Seigerung des Siliciums). Bei dem Vergleich
der Bilder 25 a und b ist auffällig,
dass bei einem Si-Gehalt von 4,18 % die
Farbverteilung und damit offenbar die Siliciumverteilung
gleichmäßiger ist
(Bild 25 b) als bei einem Si-Gehalt von
2,39 % – ein qualitativer Hinweis darauf,
dass die Siliciumkonzentrationsunterschiede
bei 4,18 % Si geringer sind als bei
2,39 % Si. Aus diesem Grund wurde das
Seigerungsverhalten von Silicium und
Mangan bei vergleichbarer Erstarrungsgeschwindigkeit
und unterschiedlichen
Gehalten mittels Mikrosonde untersucht.
Gemessen wurden jeweils die Siliciumund
Mangankonzentrationsverläufe zwischen
zwei Graphitkugeln. Die Mikrosondenmessergebnisse
werden an zwei Beispielen
– für 2,39 % Si und für 5 % Si – in
den Bildern 26 und 27 im Detail dargestellt
und diskutiert.
Bei einem mittleren, mittels Spektrometer
bestimmten Si-Gehalt von 2,39 % und
bei einem Mangangehalt von 0,14 % wurde
ein maximaler Si-Gehalt von 2,6 % in
der näheren Umgebung einer Graphitkugel
gemessen. Das Minimum im Siliciumverlauf
zwischen den Graphitkugeln lag
bei 2,17 %. Der gemessene Mangangehalt
stieg von 0,135 % auf im Mittel 0,165 %.
Das Minimum des Siliciumverlaufs und das
Maximum des Mangangehalts befinden
sich in gleichen Entfernungen zwischen
den Graphitkugeln. Dies ist die Stelle, an
der die Restschmelze zwischen zwei Kugeln
erstarrt, und damit das Gebiet mit der
maximalen Seigerung der Elemente. Die
gemessene maximale Differenz zwischen
Maximal- und Minimalgehalt beträgt für
Silicium 0,43 %, für Mangan 0,04 %. Die Seigerungsprofile
für einen mittleren, mittels
Spektrometer gemessenen Si-Gehalt von
5 % und einen mittleren Mn-Gehalt von
0,38 % sind in Bild 27 dargestellt. Der maximal
gemessene Si-Gehalt (Si max ) beträgt
4,95 %, der Minimalwert 4,74 % Si (Si min ) mit
einer Differenz von 0,21 % Si. Die gemessene
Differenz der Mn-Gehalte (0,49 % Mn max
und 0,29 % Mn min ) beträgt 0,2 % Mn. Die Differenzen
der Minimal- und Maximalwerte
der Seigerungsprofile entsprechen dem Seigerungsverhalten
der jeweiligen chemischen
Zusammensetzung der Ausgangslegierung.
Werden diese Differenzen für alle
untersuchten Proben über dem absoluten
Elementgehalt dargestellt, so können Aussagen
über das Seigerungsverhalten bei
steigenden Legierungsanteilen gemacht
werden. Bei zunehmendem Siliciumgehalt
wird die Differenz zwischen Si max und Si min
tendenziell kleiner (Bild 28), was bedeutet,
dass sich die Siliciumsei gerungen mit steigendem
Si-Gehalt verringern.
Ein dem Silicium entgegengesetztes Seigerungsverhalten
zeigt Mangan (Bild 29).
Mit zunehmendem Mangangehalt nehmen
die Manganseigerungen zu. S. Karsay beschreibt
in [22] schematisch den Konzentrationsverlauf
von Mn bei einem Ausgangsgehalt
von 0,5 % Mn. Bei einem derartigen
durchschnittlichen Mn-Gehalt reichert sich
Mn bis zu 4 % an und bildet aus diesem
Grund Mn-Carbide in den Restschmelzebereichen.
Deshalb empfiehlt S. Karsay den
Mn-Gehalt auf 0,25 % zu begrenzen. Diese
Aussage gilt jedoch ausschließlich für normal
übliche Si-Gehalte in EN-GJS.
Einfluss von carbid- und perlitstabilisierenden
Elementen wie Mn, Cr, und V. Die
Elemente Mn, Cr und V sind die Elemente,
die am häufigsten in unlegiertem und niedrig
legiertem Gusseisen mit Kugelgraphit
zur Perlit- und Carbidbildung führen können.
Nach den Untersuchungen von
G. Wolf, W. Stets und U. Petzschmann
[7, 8] hängen die statischen mechanischen
Eigenschaften vor allem vom Perlitgehalt
ab, während die dynamischen mechanischen
Eigenschaften überwiegend vom Carbidanteil
im Gefüge abhängen und sich mit
zunehmendem Carbidanteil vermindern.
Durch steigende Siliciumgehalte wird die
Bildung von carbidfreien Gefügestrukturen
gefördert [10]. Auf Grund hoher Abkühlungsgeschwindigkeiten,
bekannt als
Weißeinstrahlung, können sich Fe 3 C-Carbide
auch ohne Beteiligung von carbidbildenden
Elementen ausscheiden. Silicium wirkt
auch hier der Weißeinstrahlung entgegen.
Der Einfluss von nennenswerten Gehalten
an perlit- und carbidstabilisierenden
Elementen wurde in mehreren Versuchen
exemplarisch untersucht. Bei diesen Versuchen
wurden Schmelzen erstellt und für
die entsprechenden Elementgehalte, bei
denen Carbidausscheidungen zu erwarten
waren – max. 1,0 % Mn, max. 0,6 % Cr, max.
0,26 % V und max. 0,17 % Ti – Y-2- (25 mm
Dicke) und Y-4-Proben (75 mm Dicke) gegossen.
Aus den Probekörpern wurden Zugstäbe
und Schliffe herausgearbeitet und
geprüft. Nach der Auswertung der metallographischen
Untersuchungen wurden
thermodynamische Berechnungen der Phasenanteile
mit den bekannten chemischen
Zusammensetzungen der Legierungsversuche
durchgeführt, um anschließend
Grenzgehalte simulieren zu können, bei
denen Carbide in nennenswerten Anteilen
im Gefüge auftreten.
In Bild 30 sind die statischen mechanischen
Eigenschaften der Legierungsversuche
im Vergleich zum unlegierten Werkstoff
dargestellt. Für die eingestellten Legierungsgehalte
konnte in dem
untersuchten Bereich kein signifikanter
Einfluss der einzelnen Elemente auf die
mechanischen Eigenschaften von getrennt
gegossenen Proben im Vergleich zu den
unlegierten Proben festgestellt werden. Eine
Ausnahme bildet das Element Chrom.
Bei einem Gehalt von 0,6 % Cr liegen die
Bruchdehnungen mit 10 % bzw. 14 % niedriger
als bei den unlegierten Schmelzen,
die Normwerte nach DIN EN 1563 für
EN-GJS-600-10 werden aber erfüllt.
Die metallographischen Untersuchungen
haben ergeben, dass sich in den untersuchten
Legierungsbereichen bei keiner Probe
Carbide ausgeschieden haben. In Bild 31
ist das Grundgefüge für einen Legierungsgehalt
von 1 % Mn wiedergegeben. Das
Grundgefüge besteht zu 100 % aus Ferrit.
Das Grundgefüge der Schmelze mit
0,63 % Cr (Bild S. 34) enthält etwa 25 % Perlit,
jedoch keine Carbideinschlüsse. Kom-
46 Giesserei 100 07/2013

inationen der carbidstabilisierenden Elemente
und deren Einflüsse auf Gefüge und
Eigenschaften wurden noch nicht untersucht,
die Untersuchungen sind aber in einem
Nachfolgeprojekt geplant. Wenn die
Grenzgehalte der carbidstabilisierenden
Elemente genauer bekannt sind, ergibt sich
für die Herstellung von EN-GJS die sichere
Verwendung von preisgünstigem Einsatzmaterial
mit höherem Pegel an carbidstabilisierenden
Elementen.
Das IGF-Vorhaben AiF-Nr. 41 EN der Forschungsvereinigung
Gießereitechnik e. V.
FVG, Sohnstraße 70, 40237 Düsseldorf,
wurde über die AiF im Rahmen des Programms
zur Förderung der industriellen
Gemeinschaftsforschung und -entwicklung
(IGF) vom Bundesministerium der Wirtschaft
und Technologie aufgrund eines Beschlusses
des Deutschen Bundestages gefördert.
Dr.-Ing. Herbert Löblich und Dr.-Ing. Wolfram
Stets, Institut für Gießereitechnik
gGmbH (IfG), Düsseldorf
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1 Grundlagen – Technologien. QIT-Fer et Titane
Inc., 1992.
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2002.07.25.
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BDG-Richtlinie P 350, Stand 09/2009. Bundesverband
der Deutschen Gießerei-Industrie
BDG, Düsseldorf.
Gießerei-Praxis (1980), [Nr. 5/6], S. 57
/76.
Giesserei 100 07/2013 47