312 Prakt. Met. Sonderband 30 (1999)
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a. nach langsamer Abkühlung aus dem ß — Gebiet b. nach dem Abschrecken aus dem ß — Gebiet x
Bild 2: Gefüge der Legierung G — Cu Al10 Ni Fe nach verschiedener Wärmebehandlung
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Unterwirft man eine Legierung, die sich hinsichtlich ihres Umwandlungsverhaltens in Bild la
einordnet, den gleichen Warmebehandlungen wie beim vorrangegangenen Beispiel, dann erhilt man be
die in Bild 3 wiedergegebenen Gefüge. Nach dem langsamen Abkühlen aus dem ß — Gebiet besteht Proz
der größte Anteil des Gefüges ( Bild 3a ) aus den hellen Körnern der oo — Phase. Zwischen diesen Wass
Kornern liegt die dunkel angeiitzte Rest — ß — Phase vor. Ebenfalls dunkel angeätzt sind die Das
Segregate der x, — Phase sichtbar. Wie man aus Bild 3b entnimmt, erfolgt durch das enttef
Wasserabschrecken der Probe aus dem ß — Gebiet eine nahezu vollständige Stabilisierung der uf
Hochtemperaturphase ß. Das Gefüge ist außerordentlich grobkörnig. u
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a. nach langsamer Abkühlung aus dem ß — Gebiet b. nach dem Abschrecken aus dem ß — Gebiet uf
Bild 3: Gefüge der Legierung G — Cu 6Al 10Mn Zn Ni Fe nach verschiedenen Wärmebehandlungen Das ı
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Die durch das Abschrecken erzeugte — Phase ist metastabil. Beim Anlassen wandelt sie im Hock
Temperaturgebiet von etwa 300°C bis 400°C über eine Zwischenphase in stabilere Kime
Gleichgewichtsphasen um /2/. Durch eine Kaltverformung erfolgt ihre Umwandlung in den wie,
kubischflichenzentrierten, ungeordneten 3° — Martensit /3/. fine
Der vorliegende Beitrag befaßt sich mit der Darstellung der Gefligeverdnderungen, die in Er
wärmebehandelten und laserumgeschmolzenen Mehrstoffaluminiumbronzen durch eine tribologische
Beanspruchung ( Bild 3b ) erzeugt werden.
2. Versuchswerkstoffe und experimentelle Verfahren
In Tabelle 1 ist die chemische Zusammensetzung der Bronze wiedergegeben, die hauptsächlich bei
den Untersuchungen verwendet wurde. Das Primärgefüge der Legierung zeigt Bild 3a.
