C - Lehrstuhl Metallische Werkstoffe

Vorlesung Metalle im Grundstudium 

Prof. Dr.-Ing. Uwe Glatzel 

Materialwissenschaft-Diplom (1. Sem): 

Einführung in die Metalle, Block G3 

2 SWS Vorlesungen und 1 SWS Praktikum. 

Bachelor of Science "Engineering Science" (3. Sem): 

Aufbau und Eigenschaften der Metalle, Modul MW2 

1 SWS Vorlesungen und 1 SWS Praktikum. 

Lehramt Berufsschullehrer Metalltechnik (3. Sem): 

Aufbau und Eigenschaften der Metalle, Modul MW2 

1 SWS Vorlesung und 1 SWS Praktikum 

Physiker mit Diplom-Nebenfach Materialwissenschaft: 

WS 08/09 

2 SWS Vorlesung kein Praktikum im Grundstudium 

Uni Bayreuth, Einf. MaWi, Metalle, Teil A 1 

Uwe Glatzel, Metallische Werkstoffe

Einteilung der verschiedenen 

Studiengänge auf die Vorlesung 

MaWi und Physiker: Teilnahme komplettes Semester 

Metalltechnik und B. Sc. "Eng. Sci.": 

Teilnahme bis einschl. 8. Vorlesungswoche (bis einschl. 

01.12.2008), danach freiwillige Teilnahme sehr willkommen 

alle Studiengänge, außer Physik, führen alle drei Praktikumsversuche 

durch 

Wichtig: In FlexNow zum Praktikum anmelden 



Praktikumsversuche 

(Prüfungsstoff!) 

• Phasendiagramm 

Mathias Galetz 

• Wärmebehandlung und Rekristallisation von 

Aluminium 

Florian Scherm 

• Korrosion und Zerspanung 

Praktikumsanleitungen unter: 

http://www.metalle.uni-bayreuth.de/Lehre/Praktika.html 

Skript unter: 

http://www.metalle.uni-bayreuth.de/Lehre/EinfMawi 

Martin Brunner 



Einteilung im Praktikum 

3 Versuche à ca. 4 Stunden. 

Einteilung in Gruppen in der 2. Semesterwoche (20.10.) 

Einführung in die Praktikumsversuche in der 3. 

Semesterwoche (27.10.) 

1. Gut vorbereiten! 

2. Praktikum ist Prüfungsstoff! 



Einführung in die 

Materialwissenschaft, Metalle, Teil A 

1. Vorstellung des Lehrstuhls Metallische Werkstoffe 

2. Einführung in das Praktikum, Gruppeneinteilung, 

Zeitplan 

3. Einführung in die Materialwissenschaft/Geschichte 

4. Einführung in den Werkstoff Metall 

5. Charakteristische Eigenschaften metallischer 

Werkstoffe 

6. Vom Stoff zum Werkstoff - Herstellungsverfahren 

7. Vom Werkstoff zum Bauteil (Urformen, Umformen) 

8. Überblick über Werkstoffprüfung und -analytik 

Teil B 



Literatur (nicht vollständig) 

• Schmitt-Thomas: Metallkunde für das Maschinenwesen - Band I und II -, Springer, 

Berlin; 1990 (je ca. 50 €) 

• Haasen: Physikalische Metallkunde, Springer, Berlin; 1984 

• Dubbel: Taschenbuch für den Maschinenbau, Springer, Berlin; 1995 

• Schatt, Worch: Werkstoffwissenschaft, Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie;1996 

• Schumann: Metallographie, Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie;1991 

• Askeland: Materialwissenschaften, Spektrum Lehrbuch; 1994 

• Callister: Materials Science and Engineering - An Introduction, Wiley, New York, 1999 

• Ilschner: Werkstoffwissenschaften; Springer, Berlin; 1990 

• Hull, Bacon: Introduction to Dislocations, Pergamon, Oxford; 1986 

• Reed-Hill: Physical Metallurgy Principles,PWS-Kent, Boston; 1973 

• Frost, Ashby: Deformation-Mechanism Maps, Pergamon Press, Oxford; 1982 

• Kittel: Festkörperphysik, Oldenbourg, München; 1988 

• Atkins: Physikalische Chemie, VCH, Weinheim, 1990 

• Barrett, Nix, Tetelmann: The Principles of Engineering Materials, Prentice Hall; 1973 

• Borchardt-Ott, Kristallographie, Springer; 1997 



Der Professor: 

Prof. Dr.-Ing. habil. Uwe Glatzel 

• Jahrgang 1960 

• Studium der Physik in Tübingen (Auslandsjahr in 

Corvallis, Oregon, USA) 

• Promotion am Institut für Metallforschung, TU-Berlin, 

Prof. Monika Feller-Kniepmeier 

• post-doc (1 Jahr) an der Stanford University 

• Habilitation an der TU-Berlin 

• Gerhard-Hess Preis der DFG für junge 

Nachwuchswissenschaftler 

• 1996-2003 Prof. für "Metallische Werkstoffe" in Jena 

• seit 01.04.2003 in Bayreuth (Lst. Metallische Werkstoffe) 

Kontakt: Raum 1.04.1, Tel.: (0921) 55-5555 

Ludwig-Thoma-Str. 36b (IMA) e-mail: uwe.glatzel@uni-bayreuth.de 



Ludwig-Thoma-Str. 36 b 

95447 Bayreuth 

Industriegebiet Glocke-Süd 

Wo? 



Auswahl an Industrie- 

Kooperationspartner 

Der Lehrstuhl: 

September 2008 

Personal: 

1-3 post-doc 8-10 Doktoranden 

4-5 Techniker 1-2 Azubis (Werkstoffprüfer/Metalltechnik) 

1-2 Sekretärin 3-5 Diplomanden (Materialwissenschaft) 



Tätigkeitsfelder 

Forschung und Lehre 

� Lehre 

• Vorlesungen (Materialwissenschaft Metalle), 

Praktika 

• Studienarbeiten/Diplomarbeiten 

• Exkursionen 

• Auslandsaufenthalte (in beiden Richtungen) 

� Forschung 

• Grundlagenforschung (2 DFG-Projekte) 

• Anwendungorientierte Forschung (BMBF, AVIF/FAT, BFS) 

• Auftragsforschung 

� Technologietransfer 

• Beratung von Firmen bei Werkstofffragen 

• Prozeßentwicklung in der Lasermaterialbearbeitung 

• Schadens- u. Werkstoffanalysen 

• Qualitätssicherung u. Qualitätsstandard 



MTU, KraussMaffei, Plansee, Sintec, Tyrolit 

05.-07-07.06 

SKF, Schweinfurt, Juni 2005 

Exkursionen 

ThyssenKrupp, Duisburg, Juni 2004 

Audi, Ingolstadt, Mai 2007 



Staatliche Förderung 

DFG 

Was machen wir 

in der Forschung? 

Grundlagenforschung 

Anwendungsorientierte 

Forschung 

BMBF, BFS u.a. 

Industrielle Umsetzung 

Freie Projektträger, Industrie 

Produktreifegrad (Industriefinanzierte Forschung) 



Arbeitsgruppen 

• Hochtemperaturlegierungen 

• Werkstoffprüfung 

• Lasermaterialbearbeitung 

• Strukturanalyse 

• Modellierung und Simulation 

• Künstliche Gelenke 

"zentral": 

Metallographie, 

Werkstatt, Sekretariat 



Hans Lassner 

Bernd Deuerling 

"Zentrale" Einrichtungen 

Metallographie: 

Gefügepräparation aller 

Werkstoffgruppen, beschichtete Proben, 

Präparation für die 

Transmissionselektronenmikroskopie. 

Werkstatt: 

Prüfprobenfertigung aus verschiedenen 

Werkstoffen (aus dem Bauteil möglich), 

Gerätebetreuung, Fertigen spezieller 

Zusatzvorrichtungen. 



Hochtemperatur- 

legierungen 

Nickelbasissuperlegierungen, z.B. mit 

Motoren- und Turbinen Union (MTU 

Aero Engines) 

Dr. Rainer Völkl 

und ein Reihe weiterer Projekte: 

Martin Brunner 

BFS/OFS-Projekt mit MTS 

Graduiertenkolleg: 

Elizaveta Nikulina 



Nickelbasissuperlegierungen 

Einkristalline Nickelbasislegierungen als erste Laufschaufeln 

nach der Brennkammer in Flugturbinen. 

Fan 

Vortrieb 

(Titan) 

Verdichter (Titan) 

Gastemp.: 1500°C 

Werkstoff: 1100°C 

20.000 1/min. 

⇒ konst. Spannung 

von ca. 80 MPa 

(1 PKW/cm 2 ) 



Schaufel für 

eine stationäre 

Gasturbine 

Große, einkristalline Schaufel 



Temperatur [°C] 

2000 

1500 

1000 

500 

Konstruktive und werkstoffbedingte 

Steigerung der Temperatur 

Polykristall 

Eisenbasis 

militärisch 

zivil 

Nickelbasis 

gerichtete Erstarrung 

Materialtemperatur 

Einkristall 

Gastemperatur 

Steigerung durch 

verbesserte Kühlung 

Temperatursteigerung durch 

bessere Materialien 

1950 1960 1970 

Jahr 

1980 1990 2000 

Keramik?? 

Platin? 

konstante 

Steigerung 

5-10°C/Jahr 



Schubspannung [MPa] 

Warum Nickelbasis? 

Anomales Temperaturverhalten der 

intermetallischen Phase Ni 3 Al: 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

Superlegierung wärmebehandelt 

Superlegierung Gusszustand 

Ni 3 Al 

Nickelmischkristall 

0 200 400 600 800 1000 


Anteil an 

γ' Phase: 

70 % 

100 % 

0 % 

Copley and Kear, Trans. AIME, Vol. 239 (1967), 984-992 



Gefüge 

Zweiphasige, einkristalline Nickelbasissuperlegierungen: 

kubisch-flächenzentrierte 

Matrix 

(Nickelmischkristall) 

Ni 3 Al => ebenfalls kfz, aber chemisch 

geordnete L1 2 , oder γ' Phase Frei von Versetzungen 



Vor und nach Verformung 

horizontaler 

Kanel 

Lastachse 

Vor der Verformung 

Nach der Verformung 

bei T = 850°C, σ = 500 MPa 

Längsschnitt, ε = 1 % 



DFG-Projekt: 

Platinbasissuperlegierungen 

Kopiere das erfolgreiche System der 

Nickelbasissuperlegierungen (Ni-Matrix mit 

hohem Volumenanteil kohärent eingelagerter 

L1 2 geordneter Ni 3 Al Phase mit geringer 

Fehlpassung) auf Pt. 

Umfangreiche Forschungsaktivitäten in Südafrika 



Forschungssemester 

Nov. '02 bis März '03 

Council for Mineral Technology (MINTEK, Johannesburg) 

und Council Scientific and Industrial Research (CSIR, 

Pretoria): 

ThermoCalc Berechnung 

des ternären Phasendiagramms 

Cr-Pt-Ru 

(Projektion der 

Liquidus-Fläche): 



Platinbasissuperlegierung 

1. Erschmelzen der 

Legierungen im 

Lichtbogen 



Platinbasissuperlegierung 

1. Erschmelzen der Legierungen in 

Lichtbogenschmelzanlage 

2. Warmwalzen 

3. Fertigen von Kriechproben 

4. Kriechversuche an der FH Jena 

5. Neue Hochtemperaturlegierung 

� Patente, immenser Reichtum (?) 



Gruppe 

Werkstoffprüfung 

Bestimmung von 

Materialkenndaten: 

Biegefestigkeit, Dr.-Ing. Rainer Völkl 

Bruchfestigkeit, 

Elastizitätsgrenze, 

E-Modul, 

Kerbschlagzähigkeit, 

Korrosionsbeständigkeit, 

Mathias Galetz Kriechfestigkeit. 

Dehngeschwindigkeiten von 10 

Rainer Hüttner 

-10 s-1 bis 102 s-1 Temperaturen von RT bis 1400°C. 



Verformung der 

Rundprobe mit 

konstanter 

Geschwindigkeit 

bis zum Bruch 

Zugversuch 



Hochtemperaturverformung bis 

1400°C 

Temperatur und 

Last (Kraft) sind 

konstant 



Lasermetallurgie 

• Laserschweißen 

• Laserlöten 

• Oberflächenbearbeitung 

mittels Laser 

Elisa 

Guimaraens 

DFG, AVIF/FAT und diverse Industrieprojekte 

Florian 

Scherm 



Laserschweißlöten 

www.audi.com 

AVIF-Projekt: 

Hybridmischbauweise, 

insbesondere 

Schweiß/Lötverbindung 

von Aluminium mit Stahl 

Titan schweißen möglich 

Promotionen 

Jean Pierre Bergmann 

Holger Laukant 



Prozessentwicklung der Fügegeometrie 

„Kehlnaht am Überlappstoß“ 

Absaugung unterhalb 

der Laseroptik 

→ starke Streuung der quasistatischen Festigkeit aufgrund des 

fluktuierenden Einkoppelns des Laserstrahls in den Schweißrauch 



Prozessentwicklung der Fügegeometrie 

„Kehlnaht am Überlappstoß“ 

Koaxiale Draht- 

Schutzgasdüse 

Absaugung 

verkleinert und 

stechend 

positioniert 

→ sehr stabiler Schweißprozess mit geringen Schweißspritzern 

→ konstant hohe Werte der Festigkeiten im Zugversuch 



Laserbeschichten 

Ein Hartstoff-Metall- 

Pulvergemisch wird in die 

Wirkstelle des Laserstrahls 

und der Werkstückoberfläche 

geblasen. 

Promotion 

Clemens Wallmann, 

Florian Scherm 

Uni Bayreuth, Einf. MaWi, Metalle, Teil A 33 1 mm 


Strukturanalyse 

• Rasterelektronenmikroskop mit Focused Ion Beam (Feb. 2005) 

• Transmissionselektronenmikroskop (Jan. 2006) 

Röntgendiffraktometer 

Thermische Analyse 

(DTA, DSC, TG, 

Dilatometer, Laser-Flash) 

Dr.-Ing. Rainer Völkl 



Thermische Analyse 

Laser Flash 427 

Differential Scanning Calorimetry 

und Dilatometer 




Rasterelektronenmikroskop mit Focused Ion Beam, ZEISS 1540 XB 




Transmissionselektronenmikroskop 

ZEISS Libra 200 FE 

Christian Liebscher 



Chemische Analyse 

Glow Discharge Optical Emmission 

Spectroskopy (GD-OES) 

Dr. Adelheid Schütz 



Modellierung und 

Simulation 

• Simulation von Kriechverformung 

• Simulation innerer Spannungen in 

mehrphasigen Gefügen 

• Thermodynamische Berechnungen von 

Phasenstabilitäten (ThermoCalc, Dictra) Johannes Preußner 



Künstliche Gelenke 

• Aufbau eines Kniegelenkprüfstandes 

• Prüfung künstlicher Kniegelenke 

• Erweiterung auf andere künstliche 

Gelenke 



3. Sieger 2003 1. Sieger 2005 

1. Sieger 2006 1. Sieger 2007 

2. Sieger 2008 



Anfänger, bzw. Diplomanden 

800 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

100 

Berufsaussichten Ingenieure 

Studenten Werkstoffwissenschaft 

Bundesweit 

Studienanfänger 

Diplomabschluss (U) 

0 

1994 1996 1998 2000 2002 2004 2006 

Jahr 









Einstiegsgehälter von Ingenieuren 

mit Universitätsabschluß 

Ouelle: VDI 

Vergütung 

≈ 2004 

Heute selten Angaben: 

"je nach Qualifikation" 

orientiert wird meist an BAT IIa 

(ca. 3.000 bis 3.500 €, 

bzw. 39 T€/Jahr Uni-Diplom 

oder 48 T€/Jahr Dr.-Ing.) 



Vergütung (Jan. 2006) 

Anwälte 29.100 € 

Ing. + Naturwiss. 41.000 € 



Beschäftigte in 1000 

Umsatz in Mrd. DM 

4000 

3500 

3000 

2500 

2000 

1500 

1000 

500 

0 

1000 

900 

800 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

Jetzige wirtschaftliche Bedeutung der 

Metallindustrie für Deutschland 

Umsatz und Arbeitsplätze 

Arbeiter Angestellte Insgesamt 

Inland Ausland Insgesamt 

Import und Export 


Uwe Glatzel, Metallische Werkstoffe 

Wert in Mrd. DM 

400 

350 

300 

250 

200 

150 

100 

50 

0 

Ausfuhr Einfuhr Ausfuhr-Überschuß 

Quelle: Statistisches Jahrbuch 1997 

Stand: 1996 

17

Studiengang in Deutschland 

Studiengang Werkstoffwissenschaft, bzw. 

Materialwissenschaft, bzw. Fachrichtung im 

Maschinenbau: 

46 x in Deutschland (10 x FH und 36 x Uni, 

von Kiel bis TU München) 

Allein 6 x in Bayern: 

FH Hof und FH Nürnberg, 

Unis Bayreuth, Erlangen-Nürnberg, 

Augsburg, München 

Aber: in USA sehr viel stärker (auch in der Gesellschaft) verankert 



Studiengang in Deutschland 

Materialwissenschaft 

Umwelt- und Bioingenieurwiss. 

B.Sc. Engineering Science 



Geschichte der Werkstoffe 

Ganze Zeitalter der Menschheit wurden nach dem in dieser Zeit 

vorherrschendem Werkstoff benannt: 

• Steinzeit (Beginn der Altsteinzeit ca. 20 000 v.Chr.) 

• Neusteinzeit (ca. 3 000 v.Chr.) 

• Bronzezeit (Europa ≈ 2 000 v.Chr.) 

• Eisenzeit (≈1000 v.Chr.) 

• Informationszeitalter, Silizium-Technologie (ca. 1960 n.Chr.). 

Noch heute sind 90% aller industriell verwerteter Metalle 

Eisenwerkstoffe! 



Geschichte der Metallurgie: 

Bedeutung von Metallen 

für die 

Entwicklung der Menschheit 



Entwicklung der Metallurgie 

Triebkräfte für die Entwicklung der Metallurgie 

Jagd Metallische Jagdgeräte mit höherer Effizienz wie z.B. Schneidfähigkeit 

Krieg Metallische Kriegsgeräte mit höherer Effizienz wie z.B. Kanonen, Panzer 

Schmuck 

Industrie 

Information 

Metallische Schmuckgegenstände mit höherem Wert für Handel und 

Gesellschaft 

Metallische Werkzeuge für die gestiegenen Anforderungen an 

Schnelligkeit und Automatisierung, wie z. B. Dampfmachine 

Informationstechnologie auf Grundlage metallischer Erzeugnisse, 

wie z.B. Si-Leiterplatten 



18

Metalle im Altertum 

Anfänge der Metallurgie u. Bronzezeit 

Ursprungsgebiet der Metallurgie: 

Nordosten Persiens 

Verbreitung metallurgischer Technologien 

Erste Anwendung metallischer Werkstoffe 

(Frühzeit ca. 3000 v. Chr.): 

metallischer Schmuck u. Gefäße 

Entdeckung erster Metallanwendungen 

zur Zeit der Hochkulturen der: 

•Ägypter 

•Babylonier 

•Perser 

•Inder 

•Chinesen 

Komplexere Organisation 

der Landwirtschaft in Stromtälern 

mit ausgedehnten 

Bewässerungsanlagen 

Freisetzung einer größeren 

Zahl von Menschen für 

andere Tätigkeiten 

Tätigkeiten außerhalb der 

Landwirtschaft 

Entstehung von Handwerksbetrieben 

und dadurch Bedarf 

an metallischen Werkzeugen 



19


Anfänge der Metallurgie u. Bronzezeit 

Bronzeguß in Ägypten 1450 v. Chr. 

Metallgeräte in der Landwirtschaft 

Erste Verwendung von Cu als Waffe durch 

die Entdeckung von Kupfer mit 

Beimengungen von Arsen: 

� härter als reines Cu und dadurch 

geeignet für Waffen 

Verbesserung der Ofentechnik: 

• Erzeugung höhere Temperaturen 

• Entdeckung neuer Metalle (Sn, Pb, Fe) 

• Entdeckung des Legierens 

Entwicklung neuer Gesellschaftsstrukturen: 

Landwirtschaft � Handel 



20

Chr. Geb. 

1000 

2000 

3000 

4000 

5000 

vor Christi Geb. 


Technik der Metallgewinnung - Bergbau 

Übersicht früher Metallurgie 

Griechische Bergleute in 

Tongrube 575-550 v. Chr. 

Förderung von Grubenwasser mit 

archimedischen Schrauben 



21

Metalle im Mittelalter - Bedeutung 

Die sieben mechanischen Künste des Mittelalters 

Agricultura → Landwirtschaft Aurifabra → Schmiedekunst 

Mercatoria → Handel Architectura → Baukunst 

Venatoria → Jagd Cyrurgia → Heilkunst 

Tympanistria → Spielkunst 

Die dargestellten Handwerksgegenstände spiegeln die große Bedeutung metallischen Werkzeugs wider 



26

Metalle in der Neuzeit 

Neue Technologien 

Feilenhaumaschine von Leonardo da Vinci 

Ab dem 15. Jahrhundert sind erste Ansätze 

für eine Automatisierung der Metallbearbeitung 

erkennbar 

Komplexere 

Ausnutzung 

der vorhandenen 

Erzressourcen 

durch die 

Weiterentwicklung 

von 

Förder- und 

Bergwerkstechnik 



33

Metalle in der Neuzeit 

Neue Technologien 

Hochofen im 16. Jahrhundert 

Wachsende Größe von Hochöfen durch die 

Verbesserung der Luftzufuhr durch 

wassergetriebene Blasebälge 

Walztechnik im 18. Jahrhundert 

Die verbesserte Nutzung der Wasserkraft 

macht erstmals das Walzen von 

Eisenplatten möglich. Die Holzkonstruktion 

setzte derartigen Anlagen jedoch Grenzen 



34

Metalle zur Zeit der 

industriellen Revolution 

Vollkommen neue Technologien! 

Hochofen im 19. Jahrhundert: Die 

Anwendung mit Dampfmaschinen 

betriebener Gebläse erlaubte den 

Bau größerer Hochöfen bis zu 20 t. 



35

Viele weitere Beispiele 

möglich 

(noch zwei negative Beispiele) 





Die Kolonialisierung machte eine Aufrüstung 

der Kolonialflotte notwendig. Dabei wurden 

große Mengen an Stahl verwendet um 

besonders sichere Schiffe zu bauen 

Prüfung von Panzerplatten: Die Entwicklung 

neuer Geschütze und Geschosse trieb die 

Entwicklung widerstandsfähiger Stahlsorten 

für die Panzerung von Kriegsschiffen voran 





Umwelt: 

Die ungereinigten Abgas - und Rauchmengen der 

Hochöfen, Stahlwerke und Kokereien 

verfinsterten den Himmel in den Industriezentren 

und verdreckte die Umgebung, was mit einer 

starken Beeinträchtigung der Lebensqualität 

verbunden war 

Gesellschaft 

In den dichtbesiedelten Arbeiterwohnvierteln 

(hier London 1870) wohnten Menschen unter 

schlechten hygienischen Bedingungen, was 

zahlreiche Epidemien zur Folge hatte 



43

Einführung 

in die 

Metallischen Werkstoffe 



Vorkommen der Metalle 

K Na Mg 

Ca 3,0 2,1 

Fe 3,6 3,0 

Al 5,0 

8,1 

Si 27,7% 

Rest 

0,9 

O 

46,6% 

Element Anteil in % 

O 46,6 

Si 27,7 

Al 8,1 

Fe 5 

Ca 3,6 

Na 3 

K 3 

Mg 2,1 

Ti 0,63 

Mn 0,1 

Cr 0,037 

Zr 0,026 

Ni 0,02 

V 0,017 

Cu 0,01 

U 0,008 

W 0,005 

Zn 0,004 

Pb 0,002 

Co 0,001 

Be 0,001 

Mo 0,0001 

Sn 0,0001 

Sb 0,00001 

Cd 0,00001 

Hg 0,00001 

Bi 0,000001 

Ag 0,000001 

Pt 0,0000001 



Rest

Vorkommen verschiedener Metalle 



Verbrauch in % 

80 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

0 

Verbrauch verschiedener 

Werkstoffe (relativ) 

1965 1985 1995 

Stahl / Eisen Aluminium Blei / Kupfer / Zink Kunststoffe Sonstige 



Produktion in 10 6 t 

1000 

100 

10 

1 

Verbrauch absolut 

Produktion der wichtigsten Werkstoffe in den USA 

Stahl 

Metalle 

Kupfer und Zink 

Kunststoffe 

Glas 

Aluminium 

Faserverstärkte 


0.1 

1900 1920 1940 1960 1980 2000 

Jahr 

Kurzzeitige Schwankungen wurden ausgeglichen. 



Stahlhersteller 



Festigkeit und Elastizitätsmodul 

verschiedener Werkstoffe 



Anwendung verschiedener 




Verfügbarkeit 

(≠ Vorkommen) 

Preisentstehung 

Kosten für 

Weiterverarbeitung 

Preis des 

Werkstoffs 

Nachfrage 

Preis in DM/kg 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

0 

Kosten für 

Darstellung 

3 €/kg 

0,01% 

30 €/kg 

Kupfer Titan 

0,63% 



0,7 

0,6 

0,5 

0,4 

0,3 

0,2 

0,1 

0 

Vorkommen in %

Verfügbarkeit und Preisentwicklung 

Beispiel Aluminium 

Faktoren für die 

Standortentwicklung: 

Rohstoffe 

Energiepreise 

Standort 

Transportwege 



© Vorlesung 

Volker Saß, 

Vertiefungsfach 

Metalle 

Preisentwicklung Stahl 



Preisentwicklung Au, Pt, Pd, Re 

---- 18,45 €/g ---- 

3,70 €/g 

1 US$/oz = 0,82 €/31,103 g = 0,026 €/g 

---- 31,60 €/g ---- 



Optische Eigenschaften 

Was ist ein Metall? 

z. B. Metallischer Glanz 

Physikalische Eigenschaften 

z. B. elektrische Leitfähigkeit 

Mechanische Eigenschaften 

z. B. Plastische Verformbarkeit 

Definition: 

Ein Metall ist ein Material mit metallischen Eigenschaften. 

Ein reines Metall ist ein Element des Periodensystems 



Phase: 

homogener Stoff 

eines Zustandes 

Phasendiagramm H 2 O 

Definitionen metallkundlicher 

Kristall: 

Anordnung der Atome auf 

Gitterplätzen, endliche 

Abmessung 

kubisch-raum-zentrierte 

(krz) Struktur 

Begriffe 

Korn: 

ein durch Korngrenzen 

begrenzter einzelner 

Kristall 

Kleinwinkelkorngrenzen 

von zonengereinigtem 

Molybdän 

Aggregat: 

polykristallines einoder 

mehrphasiges Teil 

Armco-Eisen mit 0,02 % C 



Gefüge: 

Anordnung von 

Phasen und Körnern 

in einem Aggregat, 

Verteilung der 

Defekte 

Orientierung: 

Anordnung der das 

Kristallgitter aufspannenden 

Vektoren 

relativ zu einem 

äußeren 

Vektorensystem 

Definitionen metallkundlicher 

Primäre Cu 2 O-Kristalle im Cu+ Cu 2 O-Eutektikum 

Begriffe 

Seigerung: 

Bereiche mit unterschiedlicher 

chemischer Zusammensetzung 



Aufbau und Eigenschaften 

• Definition 

von Metallen 

• Metallische Eigenschaften 

• Metallbindung 

• Kristallstruktur (ideales Gitter) 

• Gitterbaufehler (reales Gitter) 

• Thermodynamik von Legierungen 

• Verformungsmechanismen 

• Mechanismen der Festigkeitssteigerung und Entfestigung 



Definition Metall 

Ein Metall hat überwiegend metallische 

Eigenschaften: 

elektrische und thermische Leitfähigkeit, Duktilität 

(Zähigkeit), glänzend, hohe Festigkeit 

Ein reines Metall ist ein Element des 

Periodensystems 



Leichtmetalle 

Was sind Metalle? 

Periodensystem der Elemente 

Metalle 

Metalloide 

Nichtmetalle 

Preis 

hochschmelzenden Elemente (Refraktärmetalle) 

PGM, Edelmetalle 



Andere Variante des 

Periodensystems der Elemente 

116 - 24 ≈ 92 Metalle 

95 - 24 ≈ 71 Metalle 

� ca. 70 der natürlich 

vorkommenden 

Elemente sind Metalle 



Bleche 

Profile 

Lieferformen von Metallen 

Unterschiedlichen Werkstoffe: 

(Baustahl, verzinkter Stahl, Cu, 

Messing, Al) 

Bleche mit strukturierter Oberfläche 



Blöcke 

Coils 

Strangpressprofile Vergüteter Kunststoffformenstahl

Halbzeuge 

Walzwerkserzeugnisse 

Lieferformen von Metallen 

Pulver 

Formkörper 

Gesenkschmiedeteile 

Ölpumpe aus Sinterstahl 



Metallische Eigenschaften 

• optisch: metallischer Glanz 

• mechanisch: plastische Verformbarkeit 

• elektrisch: gute elektrische Leitfähigkeit 

• thermisch: gute Wärmeleitfähigkeit 



Eigenschaften von Metallen 

Stoff Spezifischer Widerstand ρ bei RT [ Ω·m] 

Bernstein 

Quarzglas 

Paraffin 

Hartgummi 

Polyvinylchlorid (Vinidur) 

Polymetacrylatharz (Plexiglas) 

Glas 

Phenolharz (Pertinax) 

Keramische Werkstoffe 

Schiefer 

Silizium 

Eisen 

Kupfer 

Silber (höchste el. Leitfähigkeit aller Metalle) 

Blei (T < 7,22 K; supraleitend) 

1·10 18 

5·10 16 

3·10 16 

1·10 16 

10 13 -10 14 



10 13 

5·10 11 

10 8 -10 11 

10 7 -10 12 

1·10 6 

2,3·10 -2 

9,7·10 -8 

1,78·10 -8 

1,59·10 -8 

< 10 -26 

Isolatoren 

Halbleiter 

Leiter (Metalle) 

Supraleiter

Van der 

Waals- 

Bindung 

(< 50 kJ/mol) 

Polymerwerkstoffe 

Bindungsarten 

Kovalente Bindung 

(500-1300 kJ/mol) 

Silikate 

Alkali- 

Halogenide 

Münzmetalle 

Ionenbindung 

(600 -1500 kJ/mol) 

Übergangsmetalle 

Metallische 

Bindung 

(100-800 kJ/mol) 

Legierungen 

gemeinsame 

Valenzelektronen 

Anziehungskräfte 

zwischen 

polarisierten 

Atomen 

Anziehungskräfte 

zwischen positiv 

und negativ 

geladenen Ionen 

positiv 

geladenes 

Ion 

Metallion 

Elektronengas 



U 

T > 0 

r 0(T) > r 0 

r 0 T=0 

Potentialkurve 

Paarpotenial 

U = -α r -m + β r -n 

~ r -n d2 ⎛ U 

E = 

⎞ 

~ r -m 

m: Exponent des anziehenden 

Potentials (1...6) 

n: Exponent des abstoßenden 

Potentials (9...12) 

Ruhelage r 0 bei T = 0 K 

Kugel-Feder-Modell 



F 

dr2 ⎝ ⎠r0 r 0 

F = - dU ⎛ ⎞ 

⎝dr ⎠ 

abstoßende Kräfte 

~ r -n-1 

r r 

anziehende Kräfte 

~ r -m-1 

m < n

a) b) 

Metallische Bindung 

c) d) 

a) Energieniveauschema eines freien 

Na-Atoms 

b) zwei nahe beieinander angeordnete 

Na-Atome (Aufspaltung der 

Energieniveaus) 

c) Energiebänder im Na-Kristall 

(3s-Band ist halb gefüllt) 

d) Modellvorstellung: positiv geladene 

Atomrümpfe, Elektronengas 



Aufbau der Werkstoffe 

Anordnung der Atome in einem Festkörper 

KRISTALLIN 

lang- und kurzreichweitige 

Ordnung 

krz 

kfz 

hdp 

Metalle 

GLASIG AMORPH 

keine lang-, aber kurzreichweitige 

Ordnung 

Kieselglas 

keine lang-, keine kurzreichweitige 

Ordnung 

Amorphe Legierung 

Im Rahmen dieser Vorlesungsreihe werden ausschließlich Metalle mit kristallinem Aufbau behandelt. 



x 

z 

Kristallographische Punkte 

und Richtungen 

0,0,1 

0,0,0 

½,1,0 



x 

z 

[0,0,1] 

[1,1,1] 

y y 

[1,1,0]

x 

Kristallographische Ebenen 

Ableitung der Millerschen Indizes einer Netzebenenschar 

a 

z • Bestimmung der Achsenabschnitte 

c 

b 

y 

m = 2, n = 4, p = 1 

1 1 

Kehrwerte: —, —, 1 

2 4 

2 1 4 

• Hauptnenner: —, —, — 

4 4 4 

• Millersche Indizes (hkl): (214) 

1 1 1 

—: —: —= h : k : l 

m n p 



x 

m 

n 

p 

Ideales Gitter 

Millersche Indizes wichtiger Netzebenen im kubischen Kristall 

z 

(100) 

1 

∞ 

∞ 

y 

x 

z 

(110) 

1 

1 

∞ 

y 



x 

Achsenabschnitte 

z 

(111) 

1 

1 

1 

y 

x 

z 

(112) 

1 

1 

½ 

y

Ideales Gitter 

Netzebenen und Kristallrichtungen 

Sollen alle Netzebenen des gleichen Typs angesprochen werden, so verwendet man 

geschweifte Klammern. 

Beispiel: Würfelflächen (100), (010), (001), ( 100), (0 10), (00 1) 

Kurzschreibweise: {100} 

Kristallrichtungen werden (im kubischen System) durch die Millerschen Indizes der Ebene 

angegeben, auf der die Richtung senkrecht steht (in eckigen Klammern). 

_ 

Beispiel: Raumdiagonalen [111], [111], ... 

Sind alle Kristallrichtungen des gleichen Typs gemeint, so verwendet man spitze Klammern. 

Beispiel: alle Raumdiagonalen des Würfels: 〈111〉 



Kristallsysteme metallischer 


kubisch raumzentriert (krz): 

z. B.: α-Fe, δ-Fe, Cr, V, Mo 

W, Nb, Ta, β-Ti 

kubisch flächenzentriert (kfz): 

z. B.: γ-Fe, Ni, Cu, Ag, Au 

Al, Pt, β-Co 

hexagonal dicht gepackt (hdp): 

z. B.: α-Ti, Mg, Zn, Be, α-Co, Cd 



krz: kfz: 

a 

Atome je Einheitszelle 

8*1/8 + 1 =2 8*1/8 + 6*1/2 = 4 

Raumerfüllung 

68% 74% 



a

Räumlich dichteste Kugelpackungen 

{111} Ebenen im kfz-Gitter 

Stapelfolge: 

A 

B 

C 

Die kubisch-flächenzentrierte 

Elementarzelle enthält Gitterebenen 

mit 3-zähliger Symmetrie. 

Die Raumerfüllung von ca. 74% 

entspricht der räumlich dichtesten 

Kugelpackung. 



Räumlich dichteste Kugelpackungen 

hexagonal dichtest gepackt kubisch flächenzentriert 

A 

B 

A 

Die beiden Kristallstrukturen unterscheiden sich nur in der Stapelfolge der 

dichtest gepackten Ebenen (hdp: ABABAB, kfz: ABCABC). 



C 

B 

A

P' 

G 

Z 

P' 

Z 

A 

K 

Gitterdefekte 

A 

K 

S 

L 

B 

L 

P 

G 

B 

Punktförmige Gitterstörungen (0-dim.): 

Leerstelle (L), Zwischengitteratom (B), 

Substitutionsatom (S) 

Linienförmige Gitterstörungen (1-dim.): 

Stufen-, Schraubenversetzungen ( ) 

Flächenförmige Gitterstörungen (2-dim.): 

Kleinwinkelkorngrenze (K-K), 

Großwinkelkorngrenze (G-G), 

Zwillingsgrenze (Z-Z), Phasengrenze (P), 

Antiphasengrenze (A-A), Stapelfehler 

Räumliche Gitterstörungen (3-dim.): 

Teilchen (Ausscheidung, Dispersion), 

Leerstellenagglomerat, Pore, Mikroriß 

Schematische Darstellung im 

2-dimensionalen Gitter 



0-dimensionale Gitterdefekte 

Leerstelle Zwischengitteratom Frenkel-Paar 

Substitutionsatom Einlagerungsatom 

Insbesondere die Leerstelle sind für Diffusionsprozesse verantwortlich 




Stufenversetzung Schraubenversetzung 

Versetzungen sind linienförmige Baufehler des Gitters. Sie sind entweder in sich geschlossen 

oder enden an einer Grenzfläche des Kristalls. Sie sind beweglich und ermöglichen dadurch 

die plastische Verformung des Kristalls. Versetzungen erzeugen im Kristall weitreichende 

Spannungsfelder, die sich gegenseitig beeinflussen können. 



Kakteenpark Lanzarote 




gemischte Versetzung 

Ein fließender Übergang 

zwischen Stufen- und 

Schraubenversetzung ist 

möglich 




Versetzungslinien sind im Transmissionselektronenmikroskop 

(TEM) sichtbar. 

Die Versetzungsdichte ist vom Verformungszustand des 

Metalls abhängig. 

Versetzungsdichte := Versetzungslänge/Volumen 

Beispiel: 

weichgeglühtes Metall: ca. 10 12 m -2 

das entspricht einer Versetzungslänge von 1 km pro mm 3 ! 

kaltverformtes Metall: ca. 10 16 m -2 

d.h. 10.000 km pro mm 3 ! 

Versetzungen bewirken eine Erhöhung der 

inneren Energie von ca. 10 -8 -10 -9 J/m. 

1 μm 

Versetzungen in kfz (austenitischem) 

Stahl. Versetzungsdichte ca. 

17 / (3,55·10 -11 m 2 ) ≈ 5·10 11 m -2 




Korngrenze Kleinwinkelkorngrenze 

Kugelmodell für die Anordnung 

der Atome an einer Korngrenze 

Ansammlung von Stufenversetzungen 

mit gleichem „Vorzeichen“ 




a) b) 

Stapelfehler 

Fehler in der Stapelfolge der 

dichtestgepackten Ebenen 

Zwillingsgrenze 

a) Zwillingsbildung 

innerhalb eines Kristalls 

b) Zwillinge in geglühter 

Zinnbronze 

Über Zwillingsbildung ist die 

Verformung des Kristalls 

möglich. 

Grenzflächenenergie von Kristallen (Beispiel Kupfer): 

Zwillingsgrenze: 30 mJ/m2 Stapelfehler: 160 mJ/m2 Kleinwinkelkorngrenze: max. 250 mJ/m2 Großwinkelkorngrenze: max. 500 mJ/m2 freie Oberfläche: 1.600 mJ/m2 Uni Bayreuth, Einf. MaWi, Metalle, Teil A 105 



• Ansammlung von Leerstellen 

- Diffusion von Atomen bzw. Leerstellen 

- Bestrahlung des Werkstoffs mit Neutronen 

• Ansammlung von Substitutionsatomen (Cluster) 

(Vorstufe zur Bildung von Ausscheidungen) 

• Grenzflächen (Korngrenzen) in nanokristallinen Materialien 

• Mikroporen 

• Mikrorisse 

• Mikrolunker 

(Volumenanteil an gestörten Gitterbereichen bis zu 50%) 



Gleitrichtung 

λ 

• 

Einkristallverformung 

σ 

χ 

σ 

Gleitebenen- 

Normale 

Gleitebene 

Für das Abgleiten ist nicht die Normalspannung 

(senkrecht zur Oberfläche), sonder die im Gleitsystem 

wirksame Schubspannung entscheidend. 

Schmidsches 

Schubspannungsgesetz: 

τ = σ cos λ cos χ 

τ max = σ/2 (für λ = χ = 45°) 

„Wurstscheibenmodell“ 

Abgleiten + 

Gitterrotation 



Schubspannung τ 

τII τI τ 0 


I II III 

Abgleitung γ 

Verallgemeinerte Spannungs- 

Dehnungs-Kurve für Einkristalle 

τ 0 : Beginn des plastischens Fließens 

Bereich I: keine Wechselwirkung 

zwischen den einzelnen Gleitversetzungen 

(Einfachgleitung) 

Bereich II: Aufstauung von 

Versetzungen in der Gleitebene 

⇒ weitreichende Spannungsfelder 

(Gleitung auf mehreren 

Gleitsystemen) 

Bereich III: Überlagerung mit 

Entfestigungsprozessen 

(dynamische Erholung) 



τ 

τ 

τ 

Theoretische Schubfestigkeit: 

τmax = 

G 

2π√3 

G 

≈ 

10 

in Realität τ ≈G/1.000 


τ 

τ 

τ 

Die theoretische Schubfestigkeit (starres Abgleiten) 

übersteigt die experimentell ermittelten Werte um 

mehrere Größenordnungen. 

⇒ Versetzungstheorie: 

Die Verformung von metallischen Werkstoffen 

verläuft nicht durch starres Abgleiten, sondern durch 

das Verschieben von Gitterfehlern. 



Verformungsmechanismen 

von Metallen (Versetzungsbewegung) 



τ 

τ 

τ 

τ 

1 2 

4 

1 2 

4 

5 

5 

3 

3 

τ 

τ 

τ 

τ 

1 2 

4 

1 2 

4 

5 

5 

3 

3

Verformungsmechanismen von 

Metallen (Zwillingsbildung) 

Verformungszwillinge in Eisen nach 

Belichtung mit ns-Laserpulsen 

(Bild: A. Luft, IWS Dresden) 

Gleitung: 



τ 

τ 

τ 

Zwillingsbildung: 

τ

Verformungsmechanismen von 

Metallen (Korngrenzgleiten) 

Unter Korngrenzgleitung versteht man die Verschiebung der 

Körner untereinander. Das Abgleiten der Korngrenzen kann bei 

Temperaturen oberhalb 0,4 T m , d.h. T hom = 40%, zur plastischen 

Verformung beitragen und ist ein wichtiger Verformungsmechanismus 

bei der Hochtemperaturverformung (Kriechen). 

σ 

σ σ 

σ 

Korngrenzendiffusion 

Gitterdiffusion 



Mischkristalle 

Die meisten Metalle können in ihrem Gitterverband (Matrix) bestimmte Mengen 

anderer Atome aufnehmen. Die Fremdatome werden im (Wirts-) Gitter "gelöst", 

wodurch dieses verspannt wird. Derartige aus mindestens zwei Atomsorten 

bestehende Kristalle werden Mischkristalle oder „feste Lösungen“ (solid solutions) 

genannt. 

Man unterscheidet zwischen: 

Substitutionsmischkristall Einlagerungsmischkristall 



Substitutionsmischkristalle 

Statistische Verteilung 

Nahordnung 

Überstruktur (Fernordnung) 

Einphasige Entmischung 

Gitterdeformation 



Platzwechselmechanismen 

Direkter Platzwechsel 

energetisch ungünstig 

Diffusion 

Leerstellenmechanismus Zwischengittermechanismus 

geringe Aktivierungsenergie 

Selbstdiffusion nur bei 

höheren Temperaturen 

wahrscheinlich 



c A 

x 1 

Massentransport im 

Festkörper (Diffusion) 

D = D 0 exp (-Q / RT) 

D: Diffusionskonstante 

(„Frequenzfaktor“) 

Q: Aktivierungsenergie 

Δx 

x 2 

Diffusionsrichtung x 

Δc 



c 1A 

c 2A 

S 

1. Ficksches Gesetz: 

J = - D 

Δc A 

Δx 

J: Diffusionsstrom (Atome/(m 2 *s)) 

D: Diffusionskoeffizient (m 2 /s) 

2. Ficksches Gesetz: 

∂ c ∂2 c 

∂ t ∂ x2 = D

Massentransport im 

Festkörper (Diffusion) 

Diffusion von 

Kupferatomen in Nickel 



Zustandsschaubilder 

alle Diffusionsvorgänge abgeschlossen 

(Gleichgewichtsthermodynamik) 



Druck p [MPa] 

10 1 

10 0 

10 -1 

10 -2 

10 -3 

10 -4 

10 -5 

10 -6 

10 -7 

10 -8 

Einstoffsysteme 

Zustandsschaubild von Magnesium 

Normaldruck 

Schmelzpunkt 

Festkörper 

Schmelze 

Tripelpunkt 

Dampf 

Siedepunkt 

200 600 1000 1400 


Gibbsche 

Phasenregel: 

F = K + 2 - P 

F: Anzahl der 

Freiheitsgrade 

des Systems 

K: Anzahl der 

Komponenten 

P: Anzahl der 

Phasen 



Temperatur 

Zweistoffsysteme 

Ermittlung von Zustandsdiagrammen 

A L1 L2 L B 

3 

Zeit 

Bestimmung der Umwandlungstemperaturen als Knickpunkte in den 

Abkühlkurven bei der jeweiligen Legierungszusammensetzung am Beispiel 

eines Zweistoffsystems mit lückenloser Mischbarkeit (z. B. Ni-Cu). 

100% 

100% B 

(z.B. Cu) 



Temperatur 

0% 

100% A 

(z.B. Ni) 

AB-Mk + Schmelze 

L 1 L 2 L 3 

Mischkristall 

Anteil B 

Schmelze

Temperatur 

T l 

T s 

Zweistoffsysteme 

Erstarrungsverhalten von Legierungen 

c α 

c α 

Schmelze 

c nom. 

AB-Mk + Schmelze 

AB- 

Mischkristall 

0 

100 

1 

A % B 

B 

Hebelgesetz: 

m 1 a = m 2 b 

m 1 

a 

c l 

c l2 

b 

m 2 

Erstarrung einer Legierung mit der 

Zusammensetzung c nom. : 

Liquidustemperatur T l : Kristallisationskeime 

der Zusammensetzung c α1 

T s < T < T l : Während der Erstarrung ändert 

sich die Zusammensetzung der AB- 

Mischkristalle (c α ) und der Restschmelze (c l ). 

Für die jeweiligen Mengenanteile von 

Mischkristall m k und Restschmelze m s gilt 

das Hebelgesetz: 

m k (c nom. -c α ) = m s (c l -c nom. ) 

Solidustemperatur T s : Restschmelze hat die 

Zusammensetzung c l2 




1200 

1083 

1000 

961 

800 

779 

600 

Eutektische Zweistoffsysteme 

begrenzte Löslichkeit im festen Zustand 

A 

α-Mk 

α-Mk + 

Schmelze 

C 

E 

Schmelze 

zweiphasiges Gefüge aus 

α-und β-Mischkristallen 

β-Mischkristalle 

+ Schmelze 

F G 

400 

0 

8,8 28,5 

20 40 60 80 

92 

100 

Ag 

% Cu 

Cu 



D 

B 

β-Mk 

AEB Liquiduslinie 

ACEDB Soliduslinie 

CED Eutektikale 

CF Löslichkeitslinie der 

α-Mk für Cu 

DG Löslichkeitslinie der 

β-Mk für Ag 

β 

α 

β 

α 

β 

α 

β 

α 

β 

α 

T < T e 

Schmelze

fcc 

Beispiel eines eutektischen 

Systems (Blei - Zinn) 

Diamantstruktur 

gängige 

Lotlegierung (Zinn- 

Blei-Lot): 

Sn Pb 38 (Sickerlot) 



ΔF* total 

ΔF(r) 

Phasenumwandlung 

Keimbildung und Wachstum 

(4/3) πr 3 Δf v 

Keimbildung 

4 π r 2 E SL 

r* 



r 

ΔF total 

Es existiert ein kritischer 

Keimradius, den ein Keim 

mindestens erreichen 

muß, damit er im 

statistischen Mittel weiter 

wachsen kann. 

Die Phasenumwandlung 

erfolgt kinetisch über die 

Schritte Keimbildung und 

Wachstum.

σ = 

F 

S 0 

R p0,2 

A g 

R m 

Mechanismen der 

Festigkeitssteigerung 

A 

Beispiel: einachsiger Zugversuch 

Erhöhung der Zugfestigkeit Rm bzw. der Dehngrenze Rp0,2 Die Festigkeitssteigerung ist in 

der Regel mit einer Verringerung 

des plastischen 

Verformungsvermögens 

verbunden. 

ε = 



Δ L 

L 0 

= 

L - L 0 

L 0 

Die Festigkeitssteigerung von 

Metallen beruht in der Regel 

darauf, die Beweglichkeit der 

Versetzungen 

einzuschränken. 

Härtungsmechanismen: 

• Kaltverfestigung 

• Mischkristallhärtung 

• Ausscheidungshärtung 

• Dispersionshärtung 

• Feinkornhärtung 

• Umwandlungshärtung

3% 6% 

10% 18% 

Kaltverfestigung 

Versetzungslinien in aust. CrNi-Stahl nach Kaltverformung (TEM) 

Ursachen der Verfestigung: 

Gleitfähige Versetzungen wandern 

bis an Versetzungsknoten oder 

andere Hindernisse innerhalb der 

Kristalle, werden dort festgehalten 

und fallen für die weitere 

Formänderung aus. Durch 

Aufstauen von Versetzungen in 

parallelen Gleitebenen bildet sich 

der Versetzungswald. 

Neubildung von Versetzungen 

führt zu weiterer Erhöhung der 

Versetzungsdichte. 



A 

B 

Bildung neuer Versetzungen 

(Frank-Read-Quelle) 

A 

B 

Die Versetzungslinie AB liegt innerhalb einer 

Gleitebene und ist an den Punkten A und B 

verankert (z. B. Versetzungsknoten, 

Ausscheidungen etc.). Bildung eines neuen 

Versetzungsringes unter Schubspannung. 

A 

Rechts: Frank-Read-Quelle in Silizium 

B 



A 

B 

A 

B

Mischkristallhärtung 

Elastische Wechselwirkung zwischen dem Spannungsfeldern gelöster 

Fremdatome und den Spannungfeldern gleitender Versetzungen. 

Interstitiell gelöste Fremdatome zeigen eine größere Hinderniswirkung 

als Substitutions-Fremdatome (Beispiel: Martensithärte). Die 

Festigkeitssteigerung ist vom Atomradius der Fremdatome und von 

ihrer Konzentration abhängig. 

Schubspannung τ M [MPa] 

20 

15 

10 

5 

0 

Cu-Sb 

Cu-Sn 

Cu-In 

Cu-Au 

0,5 1,0 1,5 

Atomprozent 

Cu-Mn 



Cu-Si 

Schubspannung τ M [MPa] 

40 

30 

20 

10 

0 

Cu 

Cu-Ni 

20 40 60 80 100 

Atomprozent Ni

Temperatur T 

Ausscheidungshärtung 

Behinderung der Versetzungsbewegung 

durch ausgeschiedene Teilchen 

Voraussetzung ist eine mit steigender Temperatur 

zunehmende Löslichkeit der Komponente B im α- 

Mischkristall. 

Um die Gefahr des Aufschmelzens zu vermeiden, muß 

die Homogenisierungstemperatur (T 1 ) unterhalb der 

eutektischen Temperatur liegen! 

α 

T 1 

α+S 

T 2 

Temperatur T 



T 1 

Konzentration c Zeit t 

• Lösungsglühen (T 1 ) 

• Abschrecken (⇒ übersättigter Mk) 

• Auslagern (T 2 ) 

T 2

Cluster 

Auslagern übersättigter 

Mischkristalle 

Zone 

kohärente Ausscheidung inkohärente Ausscheidung 

Kohärente und inkohärente 

Ausscheidungen treten sehr 

selten auf. Am häufigsten: 

teil- oder semikohärent. 



d 

D 

τ 

τ 

τ 

Wechselwirkung zwischen 

Versetzungen und Teilchen 

1. kohärente (schneidbare) Teilchen 

Versetzung 

Die Gleitsysteme der Matrix gehen in die 

Gleitsysteme des Teilchens über. 

Versetzungen schneiden die Teilchen unter 

Bildung einer Antiphasengrenze oder von 

Versetzungspaaren. 

0,1 μm 

Ni 3Al-Teilchen einer Ni-Cr-Al-Legierung werden 

von Versetzungen geschnitten 



- 

+ 

- 

+ 

- 

+ 

Wechselwirkung zwischen 

Versetzungen und Teilchen 

2. inkohärente (nicht schneidbare) Teilchen 

Inkohärente 

Ausscheidungen: 

Versetzungen umgehen die 

Teilchen und hinterlassen 

dabei einen Versetzungsring 

(Orowan-Mechanismus). 

Die zurückbleibenden 

Versetzungsringe erschweren 

die Widerholung dieses 

Vorgangs (⇒ Verfestigung). 



Umgehung von semikohärenten 

Ausscheidungen bei hohem Volumenanteil 

Dissertation 

Th. Link, 

TU-Berlin 

(1988) 

Bewegung von 

Versetzungen zu Beginn 

der plastischen 

Verformung nur in der 

leichter verformbaren 

Matrix. 



Dispersionshärtung 

Die Festigkeitssteigerung erfolgt analog zur Ausscheidungshärtung. 

Disperstionshärtung: 

feinverteilt eingelagerte Teilchen: 

• pulvermetallurgische Herstellung 

• innere Oxidation 

• „mechanisches Legieren“ 

• Vorteil im Vgl. zur Ausscheidungshärtung 

Dispersoide haben höhere Temperaturbeständigkeit 

Festigkeit 

Ausscheidungsverfestigung 

Dispersoidverfestigung 



T

Feinkornhärtung 

Verformung im Vielkristall Den Einfluß der Korngröße auf die 

• Aufstauen von Versetzungen an den 

Korngrenzen 

• Bei Überschreiten einer kritischen 

Schubspannung: Weitergleiten auf einem 

neuen Gleitsystem im benachbarten 

Kristall. 

• Bei gleicher Häufigkeit der Orientierungen 

zur äußeren Spannung gilt: 

σ 0 = M τ 0 

σ 0 : Streckgrenze des Vielkristalls 

M: Taylor-Faktor; M = 3,06 

τ 0 : kritische Schubspannung 

Streckgrenze beschreibt die Hall-Petch- 

Beziehung: 

σ = σ 0 + 

K: Konstante (Korngrenzenfestigkeit) 

d: mittlerer Korndurchmesser 



K 

d

Umwandlungshärtung 

Martensitische Umwandlung im Stahl: 

Diffusionsloser Umklappvorgang vom kfz γ-Fe 

(Austenit) in ein tetragonal verzerrtes krz-Gitter 

(α-Fe) 

Es besteht ein kristallographischer Zusammenhang 

zwischen dem Austenit- und Martensitgitter: 

Fe - 1,4 % C: (111) γ (110) α´ ; [110 ] γ [111] α´ 

(Kurdjumov-Sachs) 

Fe - 30 % Ni: (111) γ (110) α´ ; [211 ] γ [110] α´ 

(Nishiyama-Wassermann) 

Orientierung der Habitusebene der 

Martensitplatten im Austenitgitter: 

{225} γ bzw. {259} γ 



α m

x´ 

Fe-Atom 

C-Atom in Oktaederlücke 

Bain-Modell 

z 

y, y´ 

[011] A 

(011) A 

[111] M 

(121) M 



z´ 

x 

Umwandlung des 

kfz-Gitters durch 

Stauchung in z- 

Richtung in ein 

tetragonal verzerrtes 

krz-Gitter. 

(⇒ Martensithärte) 

Diffusionsloser 

Umklappvorgang in 

Verbindung mit 

Scherprozessen 

Kohlenstoffatome 

befinden sich in 

Oktaederlücken.

Vergüteter Stahl 

Schematische Darstellung des Spannungs-Dehnungs-Diagramms eines 

Vergütungsstahls in Abhängigkeit von der Wärmebehandlung. 

gehärtet 

(martensitisch) 

vergütet (gehärtet 

und angelassen) 

normalgeglüht 

(weich) 

E-Modul und 

Zusammensetzung 

ändern sich nicht. 

Jedoch sind 

Zugfestigkeit und 

Bruchdehnung über 

einen weiten Bereich 

beeinflussbar. 



Mechanismen der Entfestigung 

Kristallerholung 

Verformtes Kristallgitter Bildung von Subkorngrenzen 



Mechanismen der Entfestigung 

Rekristallisation 

Rekristallisationsschaubild von Messing Festigkeitsverlauf 

Temperatur 



Zugfestigkeit 

Erholung 


Kornvergrößerung 

Erholung: Entspannung des Materials 

ohne Kornneubildung 

Kornvergrößerung: Wachstum 

energetisch günstigerer Körner

Keimbildung und Kornwachstum 

a) b) 

c) d) 

Vorgänge bei der 


a) Rekristallisationskeime im 

kaltumgeformten Gefüge 

b) Wachsen vorhandener Keime 

(⇒ rekristalliserte Körner) 

c) Zusammenwachsen 

rekristallisierter Körner 

d) Neues Gefüge aus 

unverformten Körnern 

(Rekristallisation abgeschlssen) 



mittl. Korndurchmesser 

Rekristallisation von Kupfer 

Kaltumformung (%) 

Glühung: 30 min 830 °C 

h Keine Rekristallisation bei sehr 

geringen Umformgraden 

h Rekristallisation mit sehr grobem 

Korn bei kleinen Umformgraden 

(wenige, schnell wachsende 

Keime) 

h Abnehmende Korngröße mit 

zunehmendem Umformgrad 

(viele Keime, die sich in ihrem 

Wachstum gegenseitig 

behindern)

C - Lehrstuhl Metallische Werkstoffe

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