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Eigenschaften nitrierter/nitrocarburierter Bauteile und deren Beeinflussung durch Prozessführung

©2001 Studienarbeit 176 Seiten

Zusammenfassung

Inhaltsangabe:Einleitung:
Es gibt verschiedene Verfahren zum Härten oberflächennaher Schichten. Eingeteilt werden können die Verfahren in die zwei Hauptgruppen:
Randschichthärten:
Verfahren ohne Veränderung der chemischen Zusammensetzung der Randschicht.
Thermochemische Diffusions-Behandlungsverfahren mit Änderung der chemischen Zusammensetzung der Randschicht.
Die Verfahren Nitrieren und Nitrocarburieren werden der zweiten Hauptgruppe, d.h. mit Änderungen in der chemischen Zusammensetzung der Randschicht, zugeordnet. An beide Verfahren schließt sich normalerweise keine weitere Wärmebehandlung an.
Nitrieren:
Nitrieren ist nach DIN 17014 das thermochemische Behandeln zum Anreichern der Randschicht eines Werkstückes mit Stickstoff.
Merkel definiert das Nitrieren als chemisch-thermische Behandlung zur Diffusionssättigung der Oberflächenschicht des Stahls mit Stickstoff beim Erwärmen im entsprechenden Medium.
Eine Definition der Nitrierbarkeit formuliert Spies: „Nitrierbarkeit ist das Ansprechen eines Eisenwerkstoffes auf das Nitrieren, gekennzeichnet durch die Veränderung des stofflichen und strukturellen Aufbaus der Randschicht in Abhängigkeit von den Nitrierbedingungen“.
Eine alleinige Anreicherung mit Stickstoff während des Nitriervorgangs kann nur im Plasma oder Gas erfolgen. Im Salzbad oder Pulver findet immer auch eine Kohlenstoffanreicherung statt. Es wird demnach ein Nitrocarburiervorgang durchgeführt.
Man unterscheidet grundsätzlich zwei Temperaturbereiche beim Nitrieren/Nitrocarburieren, nämlich ober- und unterhalb der Umwandlungstemperatur AC1. Oberhalb der Temperatur AC1 findet in der Randschicht eine Ferrit-Austenit-Umwandlung statt. Dieser Vorgang wird austenitisches Nitrieren/Nitrocarburieren genannt. Unterhalb AC1 findet dementsprechend ferritisches Nitrieren/Nitrocarburieren statt.
Für den Ablauf der Diffusion während der Behandlungsdauer muss die Konzentration im Spendermittel (Gas, Salzschmelzen oder Pulver) höher sein als im Bauteil und ein bestimmter Temperatur-Zeit-Verlauf eingehalten werden.
Die Diffusion ist ein temperaturabhängiger Vorgang ist. Niedrige Nitriertemperaturen führen zu längeren Behandlungsdauern, wenn die gleiche Nitriertiefe erreicht werden soll.
Katalysatoren beschleunigen die Nitrierdauer. Es kann beim Salzbadnitrieren z.B. ein über dem Glühgut platziertes aus Kupfer bestehendes Netz eingesetzt werden.
Gaszusätze wie z.B. Stickoxyd oder organische, stickstoffhaltige Dämpfe haben eine verkürzte […]

Leseprobe

Inhaltsverzeichnis


ID 7436
Kube, Detlef Armin: Eigenschaften nitrierter/nitrocarburierter Bauteile und deren
Beeinflussung durch Prozessführung
Hamburg: Diplomica GmbH, 2003
Zugl.: Universität Bremen, Universität, Studienarbeit, 2001
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Diplomica GmbH
http://www.diplom.de, Hamburg 2003
Printed in Germany

Inhaltsverzeichnis
I
1 EINLEITUNG ... 1
1.1
N
ITRIEREN
... 1
1.2
N
ITROCARBURIEREN
... 5
2
RANDSCHICHTMORPHOLOGIE... 6
2.1
V
ERFAHRENSABLÄUFE UND ALLGEMEINE
E
INFLUßFAKTOREN
... 8
2.1.1
Stickstoffdiffusion ... 8
2.1.2
Auf- und Entkohlung... 9
2.1.3
Zustandsdiagramme und Dreistoffsysteme... 12
2.1.4
Legierungselemente... 15
2.1.5
Abkühl- und Auslagerungsbedingungen, Nachbehandlung... 16
2.2
V
ERBINDUNGSSCHICHT
... 17
2.2.1
Umgebungsatmosphäre... 17
2.2.2
Schichtdicke und ­wachstum... 18
2.2.2.1
Behandlungsdauer und -temperatur... 19
2.2.2.2
Umgebungsatmosphäre ... 22
2.2.2.2.1
Lehrerdiagramm... 24
2.2.2.2.2
Zweistufenbehandlung ... 25
2.2.2.3
Nitrierkennzahl... 25
2.2.2.4
Legierungselemente... 27
2.2.3
Porensaum... 27
2.2.3.1
Porenbildung ... 27
2.2.3.2
Nitrieratmosphäre... 28
2.2.3.3
Nitrierkennzahl... 29
2.2.3.4
Legierungselemente... 29
2.2.3.5
Phasenzusammensetzung ... 30
2.2.4
Abkühl- und Auslagerungsbedingungen... 30
2.3
D
IE
D
IFFUSIONSSCHICHT
... 31
2.3.1
Schichtdicke und ­wachstum... 31
2.3.1.1
Legierungselemente... 31
2.3.2
Abkühl- und Auslagerungsbedingungen... 31
3
RANDSCHICHTCHARAKTERISIERUNG... 35
3.1
E
LEMENTVERTEILUNG
... 35
3.1.1
Glimmentladungsspektroskopie (GDOS-Analyse) ... 35
3.1.1.1
Chemische Elemente ... 35
3.1.1.1.1
Einfluß der Legierungselemente ... 37
3.1.1.1.2
Einfluß des Ausgangswerkstoffzustandes ... 38
3.2
P
HASENVERTEILUNG
... 39
3.2.1
Röntgenographische Phasenanalyse (Röntgenbeugungsdiagramme)... 39
3.2.2
Phasenkonzentrationsbestimmung ... 41
3.3
E
IGENSPANNUNGSVERTEILUNG
... 42
3.3.1
Makrospannungen... 42

Inhaltsverzeichnis
II
3.3.2
Einflußfaktoren... 44
3.3.2.1
Behandlungsdauer und -temperatur... 44
3.3.2.2
Abkühlbedingungen ... 44
3.3.2.3
Legierungselemente... 45
3.3.2.4
Werkstoffausgangszustand ... 46
3.3.2.5
Nitrierkennzahl... 46
3.3.3
Eigenspannungsverläufe ... 47
3.3.3.1
Röntgenographische Eigenspannungsanalysen ... 48
3.4
H
ÄRTEVERTEILUNG
... 50
3.4.1
Oberflächenhärte ... 50
3.4.1.1
Werkstoffzusammensetzung... 51
3.4.1.2
Ausgangswerkstoffzustand... 53
3.4.1.3
Behandlungsdauer und - temperatur... 54
3.4.1.4
Abkühl-, Auslagerungsbedingungen und Nachbehandlung... 56
3.4.1.5
Phasenverteilung ... 58
3.4.1.6
Mikro- und Makrospannungen ... 58
3.4.2
Nitrierhärtetiefe... 59
3.4.2.1
Kohlenstoffgehalt ... 60
3.4.2.2
Legierungselemente... 60
3.4.2.3
Nitrierkennzahl... 62
3.4.3
Randschicht-Härteverlauf ... 62
3.4.3.1
Behandlungsdauer und -temperatur... 62
3.4.3.2
Legierungselemente... 63
3.4.3.3
Abkühlbedingungen ... 64
3.4.3.4
Ausgangswerkstoffzustand... 65
3.4.3.5
Dynamische Umlaufbiegebeanspruchung ... 65
3.4.3.6
Globularer Grauguss ­ GGG ... 66
3.5
M
-
UND
F
ORMÄNDERUNGEN
... 67
3.5.1
Oberflächenrauheit ... 67
3.5.2
Volumenveränderung ... 67
4
EIGENSCHAFTEN NITRIERTER/NITROCARBURIERTER WERKSTÜCKE ... 69
4.1
D
IE
Z
ÄHIGKEIT
... 69
4.1.1
Wechselwirkungen... 69
4.1.1.1
Härte... 69
4.1.1.2
Festigkeit ... 70
4.1.2
Zähigkeitskennwerte... 70
4.1.2.1
Kerbschlagzähigkeit ... 70
4.1.2.1.1
Behandlungstemperatur und -dauer... 70
4.1.2.1.2
Auslagerungs- und Aushärtungsbedingungen ... 70
4.1.3
Ausgangswerkstoffzustand ... 72
4.1.4
Legierungselemente... 72
4.1.5
Abkühlbedingungen... 72
4.1.6
Auslagerungsbedingungen ... 73

Inhaltsverzeichnis
III
4.1.7
Kohlenstoffangebot ... 73
4.1.8
Verbindungsschichtmorphologie... 74
4.2
D
AS
V
ERSCHLEIßVERHALTEN
... 75
4.2.1
Gleitverschleiß ... 76
4.2.1.1
Adhäsion ... 76
4.2.1.2
Tribooxidation... 78
4.2.1.3
Abrasion ... 78
4.2.1.4
Wälzverschleiß / Oberflächenzerrüttung ... 79
4.2.2
Mischreibung... 79
4.2.3
mechanischer Abrieb... 79
4.2.3.1
Umgebungsatmosphäre ... 80
4.2.3.2
Phasenbestandteile... 81
4.2.3.3
Elementgehalt... 82
4.2.4
Temperaturabhängigkeit ... 83
4.2.5
Flächenpressung ... 83
4.2.6
Porensaum... 84
4.2.7
Abkühlbedingungen / Nitrierkennzahl... 84
4.3
D
AS
E
RMÜDUNGSVERHALTEN
... 84
4.3.1
Dauerfestigkeit ... 85
4.3.1.1
Konzept der örtlichen Dauerfestigkeit... 85
4.3.1.2
Schichtdicke und Phasenzusammensetzung ... 86
4.3.1.3
Probengeometrie... 86
4.3.1.4
Ausgangswerkstoffzustand... 86
4.3.1.5
Legierungselemente... 87
4.3.1.6
Abkühl- und Nachbehandlungsbedingungen... 87
4.3.2
Statisches Festigkeitsverhalten... 89
4.3.2.1
Biegefestigkeit... 89
4.3.2.2
Zugfestigkeit... 89
4.3.2.3
Torsionsfestigkeit ... 92
4.3.3
Dynamisches Festigkeitsverhalten (Schwingfestigkeitsuntersuchungen)... 92
4.3.3.1
Spannungsverlauf und -relaxation ... 92
4.3.3.2
Schwingfestigkeit ... 94
4.3.3.3
Dauerschwingfestigkeit ... 95
4.3.3.3.1
Ausgangswerkstoffzustand... 95
4.3.3.3.2
Legierungselemente ... 95
4.3.3.3.3
Zwischen- und Nachbehandlung ... 96
4.3.3.3.4
Behandlungsdauer... 96
4.3.3.3.5
Anlassbedingungen ... 97
4.3.3.3.6
Probengeometrie ... 97
4.3.3.3.7
Anwendungsfall: Zahnräder... 98
4.3.3.4
Biegewechselfestigkeit ... 99
4.3.3.4.1
Legierungselemente ... 100
4.3.3.5
Torsionswechselfestigkeit ... 101
4.3.3.6
Umlaufbiegewechselfestigkeit... 101

Inhaltsverzeichnis
IV
4.3.3.6.1
Behandlungstemperatur... 101
4.3.3.6.2
Spannungsabbau... 102
4.3.3.6.3
Auslagerungsbedingungen ... 103
4.3.3.6.4
Probengeometrie ... 104
4.3.3.6.5
Legierungselemente ... 105
4.3.4
Bruchflächen - Anrissorte ... 105
4.3.4.1
Anrissbildung ... 106
4.3.4.1.1
Erscheinungsformen... 106
4.3.4.1.2
Ausgangswerkstoffzustand... 107
4.3.4.2
Verbindungsschichtaufbau und -entfernung ... 108
4.3.4.3
Abkühl- und Nachbehandlungsbedingungen... 108
4.3.4.4
Dauerfestigkeit, Lastspannung und Anrissortverlagerung... 109
4.4
D
AS
F
ORMÄNDERUNGSVERHALTEN
... 111
4.4.1
Ausgangswerkstoffzustand ... 111
4.4.2
Auslagerung ... 111
4.5
D
AS
K
ORROSIONSVERHALTEN
... 112
4.5.1
Ebenmäßige Korrosion ... 112
4.5.1.1
Behandlungstemperaturen, -dauer ... 112
4.5.1.2
Legierungselemente... 112
4.5.1.3
Phasenzusammensetzung ... 113
4.5.1.4
Nachbehandlung... 114
4.5.2
Lochkorrosion ... 114
4.5.2.1
Strom-Dichte-Potentialkurven... 115
4.5.2.2
Phasenzusammensetzung ... 116
4.5.2.2.1
Pilling-Bedworth-Regel ... 118
4.5.2.3
Nachbehandlung... 119
4.6
D
AS
K
ORROSIONSERMÜDUNGSVERHALTEN
... 120
4.6.1
Bruchflächen ­ Anrissorte... 120
4.6.2
Potentialmessungen... 122
4.6.3
Statisches Festigkeitsverhalten... 122
4.6.3.1
Torsionsfestigkeit ... 122
4.6.4
Dynamisches Festigkeitsverhalten ... 123
4.6.4.1
Zugschwellfestigkeit ... 123
4.6.4.2
Schwingfestigkeit ... 123
4.6.4.3
Biegewechselfestigkeit ... 126
4.6.4.4
Umlaufbiegewechselfestigkeit... 126
4.6.5
Zusammenfassung der Übergangs- und Zeitfestigkeitsgebiete... 127
4.6.6
Nachoxidation ... 128
5
AUSTENITISCHES NITRIEREN/NITROCARBURIEREN... 129
5.1
Z
WISCHENSCHICHTBILDUNG
... 130
5.1.1
Behandlungsdauer, -temperatur... 133
5.1.2
Nitrierkennzahl... 134
5.2
E
LEMENTVERTEILUNG
... 134

Inhaltsverzeichnis
V
5.3
N
ACHBEHANDLUNG
... 135
5.3.1
Abkühlbedingungen... 135
5.3.2
Auslagerungsbedingungen ... 136
5.3.3
Oxidationsbehandlung ... 136
5.4
E
IGENSCHAFTEN AUSTENITISCH NITRIERTER
/
NITROCARBURIERTER
W
ERKSTOFFE
... 137
5.4.1
Härte ... 137
5.4.2
Porensaum... 141
5.5
V
ERSCHLEIßVERHALTEN
... 141
5.5.1
Behandlungstemperatur, -dauer... 141
5.6
D
AS
E
RMÜDUNGSVERHALTEN
... 142
5.6.1
Dauerfestigkeit ... 142
5.6.2
Zeitfestigkeit ... 142
5.6.3
Umlaufbiegefestigkeit... 143
5.6.4
Abkühl- und Nachbehandlungsbedingungen... 144
5.7
D
AS
K
ORROSIONSVERHALTEN
... 144
5.7.1
Phasenverteilung... 145
5.7.2
Porensaum... 145
5.7.3
Nachbehandlung ... 145
5.8
K
ERBSCHLAGZÄHIGKEIT
... 146
6
VERFAHRENSKOMBINATION AUSTENITISCHES UND FERRITISCHES
NITRIEREN/NITROCARBURIEREN ­ ZWEISTUFIGE BEHANDLUNG ... 147
7
LITERATURVERZEICHNIS ... 148
8
ABBILDUNGSVERZEICHNIS... 164

1. Einleitung
1
1 Einleitung
Es gibt verschiedene Verfahren zum Härten oberflächennaher Schichten. Eingeteilt
werden können die Verfahren in die zwei Hauptgruppen:
· Randschichthärten
Verfahren ohne Veränderung der chemischen Zusammensetzung der
Randschicht
· Thermochemische Diffusions-Behandlungsverfahren
mit Änderung der chemischen Zusammensetzung der Randschicht
Die Verfahren Nitrieren und Nitrocarburieren werden der zweiten Hauptgruppe, d.h.
mit Änderungen in der chemischen Zusammensetzung der Randschicht, zugeordnet.
An beide Verfahren schließt sich normalerweise keine weitere Wärmebehandlung an.
(/120/, S.177)
1.1 Nitrieren
Nitrieren ist nach DIN 17014 das thermochemische Behandeln zum Anreichern der
Randschicht eines Werkstückes mit Stickstoff. (/33/, S.10)
Merkel definiert das Nitrieren als chemisch-thermische Behandlung zur
Diffusionssättigung der Oberflächenschicht des Stahls mit Stickstoff beim Erwärmen
im entsprechenden Medium. (/8/, S.233)
Eine Definition der Nitrierbarkeit formuliert Spies: ,,Nitrierbarkeit ist das Ansprechen
eines Eisenwerkstoffes auf das Nitrieren, gekennzeichnet durch die Veränderung des
stofflichen und strukturellen Aufbaus der Randschicht in Abhängigkeit von den
Nitrierbedingungen". (/107/, S.2)

1. Einleitung
2
Die Einordnung des Gasnitrierens in allgemeine Wärmebehandlungstemperaturen
und weitere Wärmebehandlungsverfahren verdeutlicht die folgende Abbildung:
Quelle: (/26/,S.158)
Abbildung 1: Temperaturbereiche für die Wärmebehandlung unlegierter
Stähle
Eine alleinige Anreicherung mit Stickstoff während des Nitriervorgangs kann nur im
Plasma oder Gas erfolgen. Im Salzbad oder Pulver findet immer auch eine
Kohlenstoffanreicherung statt. Es wird demnach ein Nitrocarburiervorgang durch-
geführt. (/33/, S.13)
Man unterscheidet grundsätzlich zwei Temperaturbereiche beim
Nitrieren/Nitrocarburieren, nämlich ober- und unterhalb der Umwandlungstemperatur
A
C1
. Oberhalb der Temperatur A
C1
findet in der Randschicht eine Ferrit-Austenit-
Umwandlung statt. Dieser Vorgang wird austenitisches Nitrieren/Nitrocarburieren
genannt. Unterhalb A
C1
findet dementsprechend ferritisches Nitrieren/Nitro-
carburieren statt. (/23/, S.27)

1. Einleitung
3
Für den Ablauf der Diffusion während der Behandlungsdauer muss die Konzentration
im Spendermittel (Gas, Salzschmelzen oder Pulver) höher sein als im Bauteil und ein
bestimmter Temperatur-Zeit-Verlauf eingehalten werden. (/31/, S.143)
Die Diffusion ist ein temperaturabhängiger Vorgang ist. Niedrige Nitriertemperaturen
führen zu längeren Behandlungsdauern, wenn die gleiche Nitriertiefe erreicht werden
soll. (/25/, S.192)
Quelle: (/25/, S.193)
Abbildung 2: Abhängigkeit zwischen Nitrierdauer und Nitriertiefe bei 500°C
Nitriertemperatur
Eine erste Übersicht zur Abhängigkeit zwischen Nitriertiefe und ­dauer bei
verschiedenen Werkstoffen zeigt Abbildung 3.
Quelle: (/32/, S.181)
Abbildung 3: Richtwerte zur Erzielung bestimmter Nitriertiefen

1. Einleitung
4
Katalysatoren beschleunigen die Nitrierdauer. Es kann beim Salzbadnitrieren z.B. ein
über dem Glühgut platziertes aus Kupfer bestehendes Netz eingesetzt werden.
Gaszusätze wie z.B. Stickoxyd oder organische, stickstoffhaltige Dämpfe haben eine
verkürzte Behandlungsdauer beim Gasnitriervorgang zur Folge. (/25/, S.193)
Die Nitrierdauern beim Salzbadnitrieren sind kürzer als beim Gasnitrieren, weil das
Aufheizen im Salzbad wesentlich schneller erfolgt als das Erwärmen in der
Gasatmosphäre. Ein weiterer Vorteil des Salzbadnitrierens ist das relativ einfache
Wechseln der Werkstücke. (/25/, S.195)
Während Lüpfert (/26/) noch davon ausgeht, dass nur legierte Stähle nitriert werden
können, (/26/, S.168), werden heute neben Nitrierstählen nach DIN 17211 auch
Einsatz-, Vergütungs- und Werkzeugstähle, unlegierte Stähle sowie Eisen-
Gusswerkstoffe nitriert.
(/33/, S.9) (/8/, S.236)
Bei Warmarbeitsstählen ist Nitrieren das am häufigsten eingesetzte Oberflächen-
behandlungsverfahren. Eine mehrmalige Nachnitrierung ist möglich. (/30/, S.140)
Eine Vorbehandlung der zu nitrierenden Teile besteht i.a. aus Vergüten (zur
Erzeugung einer Stützwirkung für die einzelnen Schichten) und das Spannungs-
armglühen für Verzugsfreiheit und Reinigung. (/31/, S.150)
Ein besonderes Badnitrierverfahren ist das Tenifer-Verfahren. Dabei wird unter
Belüftung im Salzbad nitriert. Es bedingt 580 °C in Alkalicyanat- sowie
Alkalicarbonat-Salzschmelzen. (/24/, S.25)
Durch Sauerstoffzufuhr wird die Stickstoffaufnahme des Werkstücks verbessert, d.h.
die Oberflächenaktivität steigt. Die Nitrierdauern reduzieren sich erheblich.
(/31/, S.152)

1. Einleitung
5
Die Abkühlung von der Nitriertemperatur kann in Wasser, in Öl, im Salzbad, an Luft
oder temperaturgesteuert im Ofen erfolgen.
Bei legierten Stählen reicht Luftabkühlung für die maximale Härte. Ein Abkühlsalzbad
ist einzuordnen zwischen Wasser- und Luftabkühlung. Es bewirkt eine Oxidation der
Werkstückoberfläche. Dadurch wird der Korrosionswiderstand verbessert. (/23/,S.18)
Während des Abkühlens im Salzbad werden restliche am Werkstück haftende
Cyanide und Cyanate in Carbonat umgesetzt. (/24/, S.26)
Die Umsetzung in Carbonat ist stark zeit- und temperaturabhängig. Betriebstempe-
raturen um 300°C sind üblich. (/33/, S.14)
Durch eine oxidierende Nachbehandlung lassen sich die Korrosionsbeständigkeit,
die Verschleißfestigkeit und die Zeitfestigkeit zusätzlich verbessern. (/24/, S.26)
Die Entgiftungsproblematik bei Abwässern und Salzrückständen ist stets zu
berücksichtigen. (/30/, S.126)
1.2 Nitrocarburieren
Nitrocarburieren bezeichnet das Verfahren, bei dem eine Anreicherung der
Randschicht mit Stickstoff und Kohlenstoff erfolgt. Es entstehen zusätzlich zu den
Nitriden auch Carbonitride durch den in der Randschicht aufgenommenen
Kohlenstoff. (/120/, S.180)
Durch Kohlenstoffzugabe zum Spendermedium werden nicht nur die Prozesse
beschleunigt, sondern auch die Bildung der
-Fe
2-3
(C
x
N
x
)-Carbonitridphase verstärkt.
Diese führen zur Steigerung der Verschleiß- und Korrosionsschutzeigenschaften.
(/35/, S.18)
Einen weiteren Aspekt der Kohlenstoffaufnahme nennt Burger (/35/). Danach findet
eine Aufkohlung der Verbindungsschicht häufig durch den Kohlenstoffgehalt der
Diffusionsschicht bzw. des Grundwerkstoffes statt, weniger durch Kohlenstoff-
aufnahme aus dem Spendermedium. (/35/, S.19)

2. Randschichtmorphologie
6
2 Randschichtmorphologie
Als Resultat des Nitrierens bilden sich in der Randschicht des Werkstücks zwei
Zonen aus:
1. die Verbindungszone und
2. die Diffusionszone.
Die Verbindungszone ­ auch Verbindungsschicht (VS) genannt ­ ist die äußere Zone
mit meist 5-15 µm Schichtdicke, die aus den intermediären Phasen Fe
2
N, Fe
4
N und
Fe
3
C besteht.
Die Diffusionszone ­ auch als Diffusionsschicht (DS) bezeichnet ­ hat eine Dicke von
0,5-1 mm. Sie enthält mit Stickstoff angereicherte
-MK (N-Gehalt der -MK < 0,1%)
(/8/, S.236-237) und Nitridausscheidungen. (/22/, E39)
Grundsätzlich steigert die Verbindungszone die Verschleißfestigkeit und die
Diffusionszone die Dauerfestigkeit des nitrierten/nitrocarburierten Werkstücks.
(/8/, S.237)
Beim Nitrocarburieren kann die Verbindungsschichtdicke bis zu 30 µm betragen, sie
besteht überwiegend aus
-Fe
x
N. Daran anschließend befindet sich eine
'-Fe
4
N
Schicht. Ins Werkstückinnere schließt sich die Diffusionsschicht an.
Eine Eigenschaft der
-Fe
x
N-Schicht ist die Widerstandserhöhung gegen adhäsiven
Verschleiß. Nach Gräfen wird sie deshalb nicht abgeschliffen. (/27/, S.701)
Die Temperaturabhängigkeit des Schichtwachstums verläuft parallel zur
Vergrößerung des Diffusionskoeffizienten. (/107/, S.4)

2. Randschichtmorphologie
7
Quelle: (/107/, S.4)
Abbildung 4: Einfluß der Nitriertemperatur auf das Schichtwachstum eines
3%igen Chromstahles; Nitrierdauer 32h,
-Variante
Den Zusammenhang zwischen dem Cyanatgehalt einer Salzschmelze und den sich
ausbildenden Phasen gibt Abbildung 5 wieder. Bei einem Cyanatgehalt <30° nimmt
die Nitrierfähigkeit ab, es tritt
'-Nitrid auf. Ein Cyanatgehalt über 36% führt zu
Oxidation und verstärkter Porenbildung. (/98/, S.36)
Quelle: (/99/ in /98/, S.36)
Abbildung 5: Bereich der verschiedenen Phasen einer Verbindungsschicht in
Abhängigkeit von Cyanatgehalt. Empfohlener Bereich für
580 °C.

2. Randschichtmorphologie
8
2.1 Verfahrensabläufe und allgemeine Einflußfaktoren
2.1.1 Stickstoffdiffusion
Das Schichtwachstum erfolgt durch Diffusion von Stickstoff ins Werkstoffinnere.
(/53/, S.65)
Der Diffusionskoeffizient im
-Eisen bei 570°C liegt bei 1,66
*
10
-7
cm²
/
s
. (/35/, S.8)
Erst nach der Sättigung der
-MK mit Stickstoff bilden sich Nitride. Diese sind nicht in
den
-MK gelöst, sondern scheiden sich in der Randschicht aus. (/8/, S.235-236)
Der eindiffundierende Stickstoff wird auf Zwischenplätzen des Eisengitters, den
Oktaederlücken in
- und -Eisen (/35/, S.8), eingelagert, bildet Nitride oder wird in
vorhandene Carbide zu Carbonitriden eingebaut. (/89/ und /90/ zitiert in /78/, S.434)
Die Bildung von Carbonitriden begründet Weißbach folgendermaßen: Carbonitride
bilden sich, weil C- und N-Atome ähnliche Atomdurchmesser haben und sich
gegenseitig ersetzen können. Sie sind weniger spröde und haben kleinere Reibzahl
als Nitride. (/31/, S.149)
Bei Vorliegen von
- und -Eisen und gleichzeitiger Diffusion von Stickstoff wandelt
sich das
-Eisen in -Eisen um. (/25/, S.192)
Die Stickstoffatome wandern an den Korngrenzen entlang und durch Körner hindurch
in den Werkstoff. Es ergibt sich ein bestimmtes Stickstoff-Konzentrationsprofil.
(/62/, S.11-12)
Der Kohlenstoffgehalt beeinflusst kaum die Oberflächenhärte. Allerdings verringert er
die Diffusionsgeschwindigkeit und damit die Nitriertiefe erheblich.
Bei unlegierten Stählen dringt der Stickstoff schneller ein, z.B. bei 580°C in ca. 4 Std.
0,6 mm tief. Die Härtesteigerung ist allerdings gering. Dennoch wird die
Dauerfestigkeit und der Verschleißwiderstand erhöht. Angewandt wird das
Salzbadnitrieren. (/26/, S.169)

2. Randschichtmorphologie
9
Quelle: (/70/, S.12)
Abbildung 6: Nitriertiefe in Abhängigkeit vom Kohlenstoff-Gehalt nach
Eilender (/122/)
Bei Untersuchungen an Duplex-Stahl kommt Kliauga (/53/) zu dem Ergebnis, dass es
bei einem Schichtwachstum (gemeint sind M
x
N
x
-Schichten) auf einer Matrix (Austenit
oder Ferrit) auf Grund der unterschiedlichen Stickstoffdiffusibilitäten und ­löslich-
keiten in Austenit und Ferrit zu einem tieferen Eindringen des Stickstoffs in den Ferrit
kommt, der Stickstoffanteil aber im Austenit höher liegt. (/53/, S.70)
Ozbaysal und Inal (/55/) kommen hinsichtlich der höheren Schichtwachstumsrate im
ferritischen Werkstoff verglichen mit austenitischem zu dem gleichen Ergebnis.
(/55/, zitiert in /53/, S.70)
2.1.2 Auf- und Entkohlung
Untersuchungen von Klümper-Westkamp und Hoffmann (/6/ und /7/ zitiert in /132/)
haben nachgewiesen, dass mit jeder Nitrier-/Nitrocarburierbehandlung eine
Entkohlung verbunden ist. Der N-Diffusion entgegengesetzt verläuft der
Effusionsvorgang des Kohlenstoffs. (/132/, S.5)

2. Randschichtmorphologie
10
Es entstehen Kohlenstoffmaxima an Phasengrenzen innerhalb der Verbindungs-
schicht sowie ein entkohlter Bereich unterhalb der Verbindungsschicht. (/132/, S.5-6)
Der entkohlte Bereich ist beim Nitrocarburieren durch das zusätzliche C-Angebot im
Spendermedium kleiner. (/132/, S.6)
Bei den entgegengesetzten Diffusionsvorgängen von N und C muss berücksichtigt
werden, dass beide Elemente die gleichen Oktaederlücken im Matrixgitter benutzen.
(/6/, S.353)
Durch entkohlende Nitrierung ergibt sich eine etwas größere Stickstoffdiffusionstiefe.
(/80/ zitiert in /15/, S.126)
Bei gleichzeitiger Entkohlung kann der Stickstoff etwas schneller diffundieren. Der
Härtegradient in der Randschicht wird flacher, die Duktilität gesteigert. (/15/, S.127)
Ansteigende Nitrierkennzahlen bedeuten eine abnehmende Entkohlung und
Entkohlungsstiefe. (/114/, S.171)
Diese Aussage bestätigt Spies (/36/). Hohe Nitrierkennzahlen führen gleichzeitig zu
dicken
-Nitrid-Verbindungsschichten und Korngrenzenausscheidungen des Zemen-
tits treten häufiger auf. (/36/, S.364)
Bei kleinen Nitrierkennzahlen (0,5 und 0,3) beobachtet Klümper-Westkamp (/6/) eine
deutliche Entkohlung unterhalb der Verbindungsschicht. Der zu erwartende daraus
resultierende Härteverlust ist nicht messbar, er wird durch die Aufstickung
ausgeglichen. (/6/, S.351)
Die Kohlenstoffaufnahme des Werkstücks erfolgt beim Gasnitrocarburieren von
Reineisen primär als Folge der Kanalbildung und schließlich an den Kanalwänden
selbst. Im Salzbad kann dieser Vorgang nicht stattfinden, weil das Spendermedium
nicht so tief eindringen kann. (/46/, S.328)

2. Randschichtmorphologie
11
Eine Aufkohlung, erzielt durch C-Zusätze im Spendermedium, beobachtet Hoffmann
(/97/) nur in den ersten 30 Minuten des Nitriervorgangs. Anschließend fällt der
Kohlenstoffgehalt bis auf das Ausgangsniveau ab. (/97/ zitiert in /96/, S.221)
Roempler (/96/) kann diese Beobachtung nicht bestätigen. Er stellt auch nach 10
Stunden noch eine Steigerung des Kohlenstoffgehalts in der Verbindungsschicht
fest. (/96/, S.221)
Bezüglich der im Werkstoff vorhandenen Legierungselemente stellen mehrere
Autoren unterschiedliche Werkstoffverhalten fest.
Als allgemeine Aussage formulieren Spies u.a. (/36/), dass der Grad der Kohlenstoff-
umverteilung mit steigendem Gehalt an Nitridbildnern und zunehmender
Nitriertemperatur zunimmt. (/36/,S.364)
Die Kohlenstoffaufnahme in der Verbindungsschicht nimmt mit steigendem CN-
Gehalt im Nitrocarburier-Salzbad zu. (/76/, S.65)
Die innere Kohlenstoffverarmung bei Al-haltigen Stählen hat mehrere Ursachen und
Auswirkungen. Die C-Konzentrationserhöhung in der Verbindungsschicht und damit
eine starke
-Carbonitridbildung mit Beständigkeit bis zur Oberfläche setzt starke C-
Diffusion voraus. Al ist N-affin, d.h. der Al-haltige Zementit wird schnell aufgelöst. Die
verstärkte Bildung von sekundären Fe
3
C-Ausscheidungen an Korngrenzen mit
steigendem Al-Gehalt ist ebenfalls begünstigend. (/18/, S.67)
Wesentliche Bestandteile des unteren Bereiches der Verbindungsschicht sind nach
Mädler (/23/) die kohlenstoffreichen
-Nitride. An der Oberfläche befinden sich haupt-
sächlich die stickstoffreichen
-Nitride.
Die Kohlenstoffanreichung im unteren Bereich wird der Kohlenstoffdiffusion aus dem
Grundwerkstoff und der schneller ablaufenden Kohlenstoffbindung aus dem
Behandlungsmedium zugeordnet. (/23/, S.19)
Nach Hoffmann (/129/) wird Kohlenstoff beim Nitrieren (von C35 und Armco-Eisen)
aus dem Grundwerkstoff teilweise in die Verbindungsschicht eingebaut.
(/129/, S.257)

2. Randschichtmorphologie
12
2.1.3 Zustandsdiagramme und Dreistoffsysteme
Die Anwesenheit von Stickstoff senkt die A
C1
-Temperatur im Eisen-Stickstoff-
Zweistoffsystem stark herab. Die tiefste ­ eutektoide ­ Temperatur einer Stickstoff-
Eisenlegierung liegt bei 585 °C. (/25/, S.192)
Im Eisen-Kohlenstoff-System dagegen liegt die Umwandlungstemperatur bei 723 °C.
Die Umwandlungstemperatur von Reineisen beträgt 911 °C. (/35/, S.15)
Die interstitiell gelösten Stickstoffatome verschieben die Gleichgewichtslinien des Fe,
Fe
3
C-Zustandsdiagramms zu tieferen Temperaturen. (/32/, S.179)
Quelle: (/32/, S.179)
Abbildung 7: links: Fe,N-Zustandsdiagramm
rechts: Verschiebung der GG-Linien des Fe,C-
Zustandsdiagramms durch Stickstoff
Für die folgenden Werkstoffe nennt Burger (/35/) Umwandlungstemperaturen:
für Ck45 liegt die Umwandlungstemperatur bei 595 °C; 42CrMo4 hat diese bei
625°C. Für X40CrMoV51 liegt sie bei 660 °C, X35CrMo17 weist eine Umwandlung
erst bei Temperaturen >700 °C auf. (/35/, S.16)

2. Randschichtmorphologie
13
Quelle: (/62/, S.8)
Abbildung 8: Eisen-Stickstoff-Zustandsschaubild nach Hansen
Die maximale Löslichkeit von Stickstoff in reinem Eisen liegt bei 0,115 Masse-% bei
590°C im krz-
-MK. (/23/,S.18)
Sie ist damit größer als die Löslichkeit von Kohlenstoff (0,02 Masse-%). (/32/, S.179)
Eigentlich muss das Dreistoffsystem Fe-N-C zugrunde gelegt werden, weil beim
Nitrieren von Stählen immer auch Kohlenstoff aus dem Grundwerkstoff in die
Randschicht diffundiert.
Die in diesem System auftretenden Nitride setzen sich nach Chatterjee-Fischer (/98/)
folgendermaßen zusammen:
· '-Nitrid: Fe
4
N; 5,88% N; Existenzbereich: 5,7-6,1%N; kubisch flächenzentriert
· -Nitrid: Fe
2-3
N; 7,8-11,3%N; hexagonal
· -Nitrid: Fe
2
N; 11,1-11,35%N; orthorombisch
· ''-Nitrid: Fe
16
N
2
; 3%N; tetragonal raumzentriert; metastabil (/98/, S.38)

2. Randschichtmorphologie
14
Quelle: (/62/, S.9)
Abbildung 9: Eisen-Stickstoff-Kohlenstoff-Schaubild nach Langenscheid;
Schnitt bei 575°C
Für das Fe-N-C-Dreistoffsystem bei 575°C stellt Mädler (/23/) als charakteristisch
fest, dass die erhebliche höhere C-Löslichkeit der
-
Nitrid-Phase mit ca. 3,6 Masse-
% gegenüber dem
'-Nitrid mit max. 0,2 Masse-% zur Folge hat, dass
-Nitrid bei
niedrigeren N-Gehalten (ca. 5 Masse-% bei 580°C) existieren kann als
'-Nitrid (ca.
5,9 Masse-% bei 580°C). (/23/, S.19)
Matauschek (/63/) beobachtet nach Badnitrierung bei 570°C an Reineisen eine
ungewöhnliche Phasenaufeinanderfolge. Sie stellen
-/'-/-Phase/-Eisen fest.
Erwartet wurde
-/'-Phase/-Eisen. Sie führen diese Auffälligkeit auf den hohen
Kohlenstoffgehalt (ca. 0,7%) der am
-Eisen angrenzenden -Phase zurück.
Dadurch wird die
-Phase stabilisiert, die '-Phase, die eine geringere
Kohlenstofflöslichkeit hat, wird nicht gebildet. (/63/, S.179)

2. Randschichtmorphologie
15
2.1.4 Legierungselemente
Bei unlegierten Stählen bilden sich Eisennitride (Fe
4
N, Fe
2
N). Diese sind stark
versprödend und begünstigen ein Abplatzen der harten Randschicht. (/120/, S.180)
Durch stickstoffaffine Legierungselemente kann die Bildung sehr harter, chemisch
und thermisch sehr beständiger Nitride erreicht werden. Nur wenn die Nitride in
feinverteilter Form vorliegen werden hohe und sehr gleichmäßige Härtewerte und
recht große Härtetiefen erreicht. (/120/, S.180)
Aluminium, Chrom und Titan sind gute Nitridbildner. (/120/, S.180)
Ebenso Zirkonium, Niob und Vanadium. (/120/, S.183) Sie bilden Sondernitride, sind
in Nitrierstählen enthalten und führen zu großen Härtewerten. (/31/, S.149)
Die Sondernitride haben eine niedrigere Bildungsenthalpie als Eisennitride.
(/53/, S.65)
Beispielhaft für die Verteilung von Legierungselementen untersucht Kliauga (/53/)
Nitridbildung und Schichtwachstum für festgelegte Cr/Ni-Verhältnisse. In seinen
Versuchen stellt er fest, dass Chrom das
-Nitrid stabilisiert und die '-Nitridbildung
unterdrückt. Durch die
- und '-Nitridbildung werden Chromnitridausscheidungen
begünstigt. Bezüglich des Schichtwachstums sagt er aus, dass bei höheren Cr/Ni-
Verhältnissen in ferritischem Stahl ein geringeres Schichtwachstum vorliegt.
(/53/, S.70)
Bei 18 Cr-12Ni weisen Angelini et al. (/54/) nach, dass mit steigendem
Molybdängehalt das
-Nitrid zugunsten des '-Nitrids unterdrückt wird. (/54/ zitiert in
/53/, S.65)
Chrom und Molybdän erhöhen die Anlassbeständigkeit und setzen damit die
Kernfestigkeit herauf. (/22/,E40)
Es entsteht eine Randschicht, in welcher mit zunehmendem Oberflächenabstand der
Stickstoffgehalt abnimmt. (/23/, S.18)

2. Randschichtmorphologie
16
2.1.5 Abkühl- und Auslagerungsbedingungen, Nachbehandlung
Der nach rascher Abkühlung entstehende Zustand zuvor nitrierter Proben ist schon
bei Raumtemperatur (RT) instabil. Dieser Zustand erfüllt die Voraussetzungen für
eine anschließende Aushärtung, die erst durch vollständiges Ausscheiden des
übersättigt gelösten Stickstoffs in Eisennitriden beendet wird. (/71/, S.70)
Nach langsamer Abkühlung bzw. Auslagern bleiben die bei mit stickstoffaffinen
Elementen legierten Stählen gebildeten Nitride/Carbonitride erhalten. (/24/, S.25)
Bei gleicher Nitrierbehandlung und anschließender Abkühlung liegen bei GGG-40
und GGG-70 ähnliche Verhältnisse vor wie bei unlegierten Stählen. Allerdings ist die
Ausprägung der Fe
4
N-Nadeln deutlich geringer. Bei ferritischem Guss nur an den
äußeren Körnern, beim perlitischen nur an Ferrithöfen der oberflächennahen
Sphärolithe. Diffusionsbehindernd wirk das im Ferrit enthaltene Silizium. Geringe
Nitriertiefen sind die Folge. (/33/, S.43-44)
Abbildung 10 Quelle: (/33/,S.44) Abbildung 11 Quelle: (/33/,S.44)
Abbildung 10: Randschicht des GGG-40
Abbildung 11: Randschicht des GGG-70

2. Randschichtmorphologie
17
2.2 Verbindungsschicht
Die Zusammensetzung der Verbindungsschicht kann beim Plasmanitrieren gezielt
gesteuert werden und als monophasige Verbindungsschicht ausgebildet werden.
(/31/, S.149)
Die Bildung der Verbindungsschicht beginnt zunächst mit der Keimbildung von
'-
Teilchen an der Oberfläche. Auf den entstandenen
'-Keimen entsteht die -Phase.
Nach dem vollständigen Zusammenwachsen der Keime ist die Werkstückoberfläche
nicht mehr in Kontakt mit der Nitrocarburieratmosphäre.
(/46/, S.328)
Eine Verformung oberflächennaher Bereiche, z.B. durch spanende Bearbeitung, und
Reste von Reinigungsmitteln auf der Werkstückoberflächen können zu Störungen in
der Verbindungsschichtbildung führen. (/35/, S.28-29)
2.2.1 Umgebungsatmosphäre
Die Bildung der
'-Phase wird zugunsten der -Phase unterdrückt, wenn beim
Plasmanitrocarburieren Kohlenwasserstoffgas zugegeben wird. (/102/, S.313)
Ist der Kohlenstoffgehalt im Gasgemisch größer als 3%, wird die Stickstoffaufnahme
in die Verbindungsschicht vollkommen unterdrückt. Es entstehen reine Fe
3
C-
Schichten. Ursache dafür sind die geringen Ionisierungsspannungen der molekularen
Kohlenwasserstoffverbindung im Vergleich zum molekularen Stickstoff. (/102/, S.314)
Trotz hoher Stickstoffgehalte (N
2
> 80%) können beim Plasmanitrieren keine reinen
-Phasen erzeugt werden. Ursache für die bevorzugte Bildung der
'-Phase in
Verbindungsschichten plasmanitrierter Oberflächen sind die geringen Stickstoff- und
Kohlenstoffgehalte in diesen Schichten. (/102/, S.311)
Ebenso ermittelt Lampe (/102/) in reinem Eisen, unlegierten Stählen und
ledeburitischem Gußeisen maximal nur 7% Massengehalt von Stickstoff, bei legierten
Stählen max. 6%. (/102/, S.312)

2. Randschichtmorphologie
18
Der Kohlenstoffgehalt in der Verbindungsschicht kann den des Grundwerkstoffs
überschreiten. (/102/, S.312)
Quelle: (/35/,S.169)
Abbildung 12:
-Nitridanteil in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt des
Grundwerkstoffes
2.2.2 Schichtdicke und ­wachstum
Die Verbindungsschichtdicke wird nicht durch die Abkühlmethode beeinflusst, durch
Gefüge und Gehalte an Legierungselemente dagegen schon. (/33/, S.41)

2. Randschichtmorphologie
19
2.2.2.1 Behandlungsdauer und -temperatur
Die Dicke der Verbindungsschicht nimmt annähernd mit der Quadratwurzel aus der
Behandlungsdauer entsprechend dem 1.Fick'schen Diffusionsgesetz zu. Die
Diffusionsgeschwindigkeit des Stickstoffs in der Verbindungsschicht ist ungefähr 60-
mal geringer als im Ferrit. (/62/, S.12-13)
Die in folgender Abbildung zu erkennende Aussage, dass die Verbindungsschicht bei
42CrMo4 nicht über 10µm anwächst, liegt nach Edenhofer (/79/) an der geringen
Lösungsfähigkeit für Stickstoff in der
'-Phase. (/79/ zitiert in /49/, S.22) Zusätzlich
wirkt sich die auf 10µm beschränkte Dicke der Verbindungszone positiv auf die
Sprödigkeit und damit das Verschleißverhalten aus. (/79/, S.109)
Quelle: (/49/, S.22)
Abbildung 13: Zunahme der Dicke der
'-Verbindungsschicht in Abhängigkeit
von der Behandlungsdauer beim Plasmanitrieren bei
verschiedenen Temperaturen
Während der längeren Behandlungsdauer wird konstant Stickstoff zur Verfügung
gestellt, die Diffusion kann länger stattfinden. Das Verbindungsschichtwachstum ist
demnach eine Funktion des Oberflächenstickstoffangebotes. (/76/, S.66)

2. Randschichtmorphologie
20
Die folgenden beiden Abbildungen zeigen deutlich eine Vergrößerung der
Randschichten durch längere Nitrierdauern. Die Versuchsparameter lauten:
normalgeglühtes 42CrMo4, Luftabkühlung von T
A
, ölabgeschreckte Variante (/33/,
S.45)
Quelle: (/33/,S.46)
Abbildung 14: Randschichten des 42CrMo4, 90 min. Nitrierbehandlung
Quelle: (/33/,S.46)
Abbildung 15: Randschichten des 42CrMo, 180 min. Nitrierbehandlung

2. Randschichtmorphologie
21
Die gleiche Dicke der Verbindungsschicht kann durch unterschiedliche Kombina-
tionen von Behandlungsdauer und ­temperatur erzielt werden.
Quelle: (/19/, S.320)
Abbildung 16: Nitrocarburiertemperatur und ­dauer für die Erzeugung einer 16
µm starken Verbindungsschicht
Die Dicke der
'-Verbindungsschicht bezogen auf die Diffusionschichtdicke bei
verschiedenen Temperaturen hängt vom Wachstum der
'-Verbindungsschicht und
der Diffusionsschicht (Wanderung des Stickstoffs im Ferrit) ab. (/80/ zitiert in /49/,
S.22)
Quelle: (/49/, S.22)
Abbildung 17: Dicke der
'-Verbindungsschicht in Abhängigkeit von der
Diffusionsschicht beim 42CrMo4

2. Randschichtmorphologie
22
2.2.2.2 Umgebungsatmosphäre
Bei kohlenstoffarmen unlegierten Stählen wird das Schichtwachstum erheblich durch
den C-Anteil am Spendermedium beeinflusst.
Beim reinem Plasmanitrieren entsteht überwiegend die
'-Phase, die max. Dicke liegt
bei 10-12µm. Beim Plasmanitrocarburieren nimmt der
-Anteil zu und damit auch das
Wachstum der Verbindungsschicht. Die Abnahme mit weiter steigendem C-Gehalt im
Gas hängt mit der Zementitbildung und der dadurch entstehenden Diffusionsbarriere
zusammen.
Quelle: (/102/, S.315)
Abbildung 18: Dicke der Verbindungsschicht; Einfluß des C-Gehaltes im Gas
beim Plasmanitrocarburieren
Eine Besonderheit beim Plasmanitrieren ist, dass die Schichtbildung der
Verbindungsschicht ohne Auswirkungen auf die Diffusionsschicht gesteuert werden
kann. (/102/, S.311)
Wird das Stickstoffangebot unter 10% reduziert, so kann im Extremfall die
Verbindungsschichtbildung gänzlich unterdrückt werden. (/103/, S.160)
(siehe Kapitel 2.2.2.2.2 Zweistufenbehandlung)

2. Randschichtmorphologie
23
Quelle: (/103/, S.160)
Abbildung 19: Einfluß der Zusammensetzung der Nitrieratmosphäre (NA1-
NA7) auf das Wachstum der Verbindungsschicht beim
Plasmanitrieren des Stahles 42CrMo4 bei 570 °C
Zusätze von H
2
oder N
2
zur NH
3
-Nitrieratmosphäre beim Gasnitrieren führen zur
Verringerung sowohl der Verbindungsschichtdicke als auch des Porensaums.
Bei Zugabe von N
2
ist die Stickstoffverfügbarkeit an der Werkstückoberfläche
reduziert. Eine Erhöhung des H
2
Anteils an der Nitrieratmosphäre führt u.a. durch
Rekombinationsvorgänge zu einer Reduzierung des NH
3
-Gehaltes. (/2/, S.46)
Zeller (/121/) fügt hinzu, dass mit steigendem Stickstoffanteil, d.h. mit sinkendem
Wasserstoffanteil, an der Gasatmosphäre, die Verbindungsschichtdicke beim
42CrMo4 abnimmt, dagegen der
-Anteil wächst. Die diffusionsfördernde Wirkung
des Wasserstoffs wird damit bestätigt. Der hohe Stickstoffanteil bewirkt zusätzlich ein
deutliches Stickstoff-Konzentrationsgefälle in der Randschicht. (/121/, S.38-39)
Durch Zugabe von CO
2
zur Nitrieratmosphäre wird eine sehr starke
Schichtdickenzunahme der Verbindungsschicht und des Porensaums beobachtet.
Der
-Anteil der Verbindungsschicht steigt ähnlich wie durch die N
2
-Zugabe zur
Nitrieratmosphäre. (/2/, S.58)

2. Randschichtmorphologie
24
2.2.2.2.1 Lehrerdiagramm
Im Lehrerdiagramm wird der Zusammenhang zwischen der Phasenzusam-
mensetzung der Verbindungsschicht und der Atmosphärenzusammensetzung
dargestellt. Aus dem Partialdruckverhältnis von Wasserstoff und Stickstoff in der
Nitrieratmosphäre kann die Nitrierkennzahl K
N
berechnet werden:
2
3
2
3
)
(
)
(
H
p
NH
p
K
N
=
Quelle: (/6/, S.346)
Abbildung 20: Das Lehrerdiagramm
Es ist stets zu berücksichtigen, dass das Lehrerdiagramm keine Aussage bezüglich
der Umwandlungsgeschwindigkeiten trifft und keine weiteren Elemente
berücksichtigt. (/6/, S.347)

2. Randschichtmorphologie
25
2.2.2.2.2 Zweistufenbehandlung
Die völlige Unterdrückung der Verbindungsschicht beim Plasmanitrieren kann durch
die Zweistufenbehandlung erreicht werden.
Quelle: (/103/, S.157)
Abbildung 21: Typische Zweistufen-Zeit-Temperatur-Folge zur Erzeugung
reiner Diffusionsschichten beim Plasmanitrieren
Drei Prozesse laufen ab beim Abbau der Verbindungsschicht: Stickstoffdiffusion aus
der Verbindungsschicht einerseits in das Vakuum und andererseits in die
Diffusionsschicht sowie Zerstäubung der Verbindungsschicht durch Ionenbeschuß.
Es findet eine Umwandlung in
-Mischkristalle statt. (/103/, S.157)
2.2.2.3 Nitrierkennzahl
Mit steigendenden Nitrierkennzahlen nimmt die Verbindungsschichtdicke zu. Der
Fe
2-3
N-Anteil sowie der Stickstoffgehalt in der Verbindungsschicht steigen an.
(/114/, S.171)
Habig (/132/) ergänzt diese Aussagen um die Feststellung, dass die
Bildungswahrscheinlichkeit von Poren ebenfalls mit steigender Nitrierkennzahl
zunimmt. (/132/, S.5)

2. Randschichtmorphologie
26
Der Zusammenhang zwischen steigender Nitrierkennzahl und zunehmender
Verbindungsschichtdicke ­ bei unterschiedlichen Nitriertemperaturen ­ wird in
Abbildung 22 dargestellt.
Quelle: (/19/, S.322)
Abbildung 22: Wachstum der Verbindungsschichten in Abhängigkeit von der
Nitrierkennzahl für unterschiedliche Nitriertemperaturen (Stahl
14CrMoV 6.9, Nitrierdauer 96h)
Zusammenhänge zwischen Nitrierkennzahl und Verbindungsschichtwachstum ­
diesmal bei unterschiedlichen Nitrierdauern ­ stellt Klümper-Westkamp (/6/) in
nachfolgender Abbildung dar.
Quelle: (/6/, S.352)
Abbildung 23: Gegenüberstellung der experimentellen Ergebnisse und
analytischen Beschreibung der Verbindungsschichtdicke in
Abhängigkeit von der Nitrierkennzahl

2. Randschichtmorphologie
27
2.2.2.4 Legierungselemente
Ein Vergleich zwischen Cr-Nitrierstahl und Cr-Al-Nitrierstahl nach Gasnitrieren ergab
bei Cr-Al eine wesentlich dickere Randschicht. Vermuteter Grund ist die
Verschiebung durch Al zugunsten der
-Nitridbildung an der Oberfläche. (/17/ zitiert
in /18/, S.5)
Wiedemann (/18/) stellt einen Zusammenhang zwischen Al-Gehalt und
Verbindungsschichtdicke fest: mit steigendem Al-Gehalt nimmt die Dicke der
Verbindungsschicht zu (Werkstoff 20MnCr5 + Al Gehalte). Durch den Vergleich mit
20MnAl5 stellt sie fest, dass Cr nicht die Ursache ist, sondern alleine der Al-Gehalt.
(/18/, S.30-31)
2.2.3 Porensaum
2.2.3.1 Porenbildung
Zur Erklärung der Porenbildung gibt es sehr unterschiedliche Ansätze.
Weit verbreitet ist die Meinung, das für die Entstehung des Porensaums die
Rekombination von Stickstoffatomen, d.h. die Bildung molekularen Stickstoffes,
angesehen wird. (/33/, S.11), (/24/, S.24)
Ein Erklärungversuch ist, dass der unter hohem Druck eingeschlossene Stickstoff
versucht, aus dem Werkstoff auszutreten. Die ,,Brücken" zwischen den einzelnen
Poren brechen, es bilden sich Kanäle. Daraus lässt sich folgern, dass die
Porenbildung mit steigendem Nitrierpotential bzw. steigender Stickstoffkonzentration
zunimmt. (/35/, S.11)
Die Poren sind gestreckte Hohlräume. Zum Teil stehen sie mit der Oberfläche und
untereinander in Verbindung. Meist sind sie senkrecht zur Oberfläche angeordnet,
entlang der Nitridstengelkristalle. (/24/, S.24)

2. Randschichtmorphologie
28
Prenosil (/65/) stützt diese Theorie, die Vereinigung von Stickstoffatomen zu
Molekülen. Der dabei entstehende Gasdruck weitet das Eisengitter auf und kann
durch Sprengen Hohlräume bewirken. (/65/, zitiert in /76/, S.3)
Nach Prenosil (/65/) entstehen die Poren an Versetzungen. Im Versetzungskern
vereinen sie sich zu Molekülen, bauen einen sehr starken inneren Druck auf (größer
als die lokalen Druckspannungen) und bilden durch Fließvorgänge größere
Hohlräume bzw. Porenkanäle. (/65/, S.164)
Zunächst bilden sie sich in den oberflächennahen Bereichen aus, weil dort die
Stickstoffkonzentration ­ verbunden mit höchster thermodynamischer Aktivität und
höchstem Gleichgewichtsdruck des molekularen Stickstoffs ­ am größten ist.
(/65/, S.160)
Gleicher Auffassung bezüglich der Porenbildung ist Schröter (/66/), der den
Kirkendalleffekt ­ ein weiterer Ansatz zur Erklärung der Porenbildung ­ sogar ganz
ausschließt. (/66/, zitiert in /62/, S.25)
Eine gegensätzliche Auffassung zur Entstehung der Poren vertreten Matauschek und
Trenkler (/63/). Sie vermuten einen Kirkendalleffekt.
Die Porenbildung ergibt sich durch eine intensive Eisendiffusion entlang der
Korngrenzen der
-Phase hin zur Probenoberfläche einerseits und die
Leerstellendiffusion in entgegengesetzter Richtung andererseits. (/63/, S.180)
Einen klar davon abzugrenzenden Ansatz verfolgt Koloszvary (/64/). Er behauptet,
dass Eigenspannungen die Ursache für die Porenbildung sind. (/64/ zitiert in /62/,
S.24)
2.2.3.2 Nitrieratmosphäre
Die äußere Randschicht hat nach dem Salzbadnitrieren eine stärkere Porosität als
bei anderen Nitrierverfahren.
Hervorgerufen wird diese beim Salzbadnitrieren vor allem durch den Fe-Gehalt der
Salzschmelze. (/77/ zitiert in /76/, S.2)

2. Randschichtmorphologie
29
Mädler (/23/) nennt die zunehmende Instabilität der Nitride mit zunehmendem N-
Gehalt als Ursache für die verstärkte Porenbildung. (/23/,S.19-20)
Weiterhin wird die Porensaumbildung durch Behandlungsdauer und ­temperatur
(/77/ in /76/, S.2) sowie den CN-Gehalt im Salzbad beeinflusst.
(/78/ zitiert in /76/, S.2)
Wenn der maximale Anteil des Porensaums an der Verbindungsschicht bei 30%
liegt, ist laut Jonck (/73/) ein ,,zufriedenstellendes Ergebnis" erzielt worden.
(/78/, S.434)
Dieses Ergebnis kann man nach Finnern (/91/) beim Badnitrieren in einer
Salzschmelze auf Basis Cyanid-Cyanat mit geringem Eisengehalt (Na
4
[Fe(CN)
6
]
kleiner 0,2%) erreichen. (/91/ zitiert in /78/, S.435)
Bei einem Eisengehalt des Salzbades von ca. 0,1% liegt der porige Anteil der
Verbindungsschicht zwischen 10 und 20%. (/91/, S.51)
Eine Einschränkung der Porentiefe und ­dichte zur Verbesserung des
Oberflächengebiets ist durch Findung/Einstellung einer minimalen Nitrierfähigkeit der
Atmosphäre zu erreichen. Dabei muss das Wachstum der
-Phase noch begünstigt
werden, die Porenbildung jedoch minimiert sein. (/65/, S.161)
2.2.3.3 Nitrierkennzahl
Die Dicke des Porensaums nimmt mit steigender Nitrierkennzahl zu.
(/6/, S.353), (/114/, S.171), (/132/, S.5)
2.2.3.4 Legierungselemente
Gegensätzliche Auffassungen vertreten Jonck und Hoffmann.
Nach Jonck (/78/) haben Al-beruhigte Stähle eine verstärkte Porensaumbildung. Die
Legierungselemente C, O, Co und Ni verstärken diese ebenfalls.
(/78/ zitiert in /76/, S.2).
Laut Hoffmann (/77/) verringern nitridbildende Elemente die Porenbildung.
(/77/ zitiert in /76/, S.3)

2. Randschichtmorphologie
30
2.2.3.5 Phasenzusammensetzung
Es treten auch beim Plasmanitrieren Poren in der Verbindungsschicht auf ­ sowohl in
der
- als auch in der '-Phase. Sie kommen allerdings nicht an die Oberfläche und
bilden auch keine Porenkanäle aus.
Die Porenbildung nimmt mit steigender Behandlungstemperatur und längerer
Behandlungsdauer zu. (/102/, S.312-313)
Bei niedrigen Behandlungstemperatur von 450°C werden beim Plasmanitrieren
ebenfalls
'- und -Gefüge an 42CrMo4 erzeugt. Diese Schichten sind jedoch
porenfrei. (/49/, S.22)
Elwart (/14/) behauptet ebenfalls, dass beim Plasmanitrieren die
'-Verbindungs-
schicht völlig porenfrei ist. (/14/, S.641)
Bei Gußeisen ist die Porigkeit der Verbindungsschicht deutlich höher als bei
unlegierten Stählen. (/33/, S.44)
2.2.4 Abkühl- und Auslagerungsbedingungen
Eine an den Nitriervorgang anschließende Oxidationsbehandlung führt zur Änderung
der Randschicht durch z.B. Bildung von Eisenoxiden (Magnetit und Hämatit) in der
Verbindungsschicht. Die Oberflächenrauhigkeit wird zusätzlich verändert. (/23/, S.20)
Durch die oxidierende Abkühlung findet eine Oxidation der Poren statt. (/33/, S.42)

Details

Seiten
Erscheinungsform
Originalausgabe
Jahr
2001
ISBN (eBook)
9783832474362
ISBN (Paperback)
9783838674360
DOI
10.3239/9783832474362
Dateigröße
2.1 MB
Sprache
Deutsch
Institution / Hochschule
Universität Bremen – 4, Produktionstechnik
Erscheinungsdatum
2003 (November)
Note
1,3
Schlagworte
randschichtmorphologie randschicht ermüdungsverfahren austenit härteverteilung
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Titel: Eigenschaften nitrierter/nitrocarburierter Bauteile und deren Beeinflussung durch Prozessführung
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