Diffusion der Legierungselemente im Damast?

schakaa

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Hallo,
nachdem ich mich beim Damastschmieden auf die Kombination von 1.2842 und 1.2767 eingeschossen hab versuche ich mehr darüber zu lernen. Hab mir eine Ausgabe von Rapatz besorgt, ist nicht grade leicht das alles zu verstehen (bin ja nur ein einfacher Schmied).:ahaa:

Was mich beschäftigt ist die Frage ob im Damast ausser dem Kohlenstoff auch Legierungselement diffundieren. Kann ich mir eigentlich nicht vorstellen denn sonst wäre beim Ätzen ja keine Zeichnug vorhanden sondern eine einheitliche Farbe.

Muss ich meine Lieblingskombi also betrachten wie einen Stahl mit 0,675 % Kohlenstoff und allen Legierungselementen die in beiden Stählen vorkommen?

Oder ist es mal wieder kompliziert, sprich manche Elemente wandern gerne manche weniger?

Wäre über etwas Aufklährung dankbar
Gruss schakaa
 
Alle Legierungselemente wandern. Manche langsam, andere schneller. Viele so langsam, dass es für Damast wie wir ihn normalerweise machen keiner Rolle spielt. Nickel allerdings so schnell, dass man bei sehr hochlagigen Damasten durchaus die Migration schon mit bloßem Auge sehen kann.
 
Kurz gesagt: Elemente, die in der Elementarzelle Eisen substituieren, also ein Eisenatom ersetzen, wandern unterhalb der Schmelztemperatur langsam oder gar nicht, auf Zwischengitterplätzen gelagerte (interstitiell gelöste) wandern schnell.
Auf Zwischengitterplätzen gelöst sind Kohlenstoff und Stickstoff, alle andern Legierungselemente substituieren.
Achims Beobachtung bezüglich der Diffusion von Nickel kann ich nicht bestätigen.
Ich habe Schweißversuche mit Reinnickel und verschiedenen Stählen- meist 1.2842- gemacht.
Ich habe Stücke mit 32, 128, 506, 1000-32000 Lagen Nickel von Roman untersuchen lassen.
Ab etwa 2000 Nickellagen auf ca. 5 mm fing das Nickel an zu zerfasern.
Eine echte Diffusion in den Stahl hinein war selbst bei 32000 Nickellagen nicht zu beobachten.
Möglicherweise verhalten sich Nickelstähle mit schon im Eisen gelösten Nickelteilen anders.

Freundliche Grüße

U. Gerfin
 
Danke für Deine Mühe Ulrich,
jetzt muss ich es nur noch schaffen das ZTU Schaubild (incl. diverser Abkürzungen) für die von mir verwendeten Stähle richtig zu verstehen dann bin ich schon einen großen Schritt weiter.

Gruss schakaa
 
Ulrich, mir ging es nicht um Nickelstähle sondern um Reinnickel. Lange suchen brauchte ich in meinen Unterlagen nicht. Hier ein Auszug aus dem Bericht zu einer Untersuchung von Dr. Joachim Kinder (seinerzeit bei der BAM) an einem Stück Material mit ca. 10.000 Lagen, das von mir aus 1.2842, C45 und Reinnickel gefertigt wurde:

"....habe ich einen Bereich mit der Mikrosonde untersucht, um Hinweise auf die Diffusionsvorgänge zwischen Nickelblech und Stahlmatrix zu erhalten. Das Bild (versuche ich mal einzuscannen) zeigt den untersuchten Bereich, in dem an 6 Stellen Elementaranalysen durchgeführt wurden. Diese Analysen wurden benutzt um farbige Mappings (Elementarverteilungsbilder) anzufertigen, die die Verteilung von Ni, C, Cr und Mn in diesem Bereich wiedergeben. Es liegt also in jedem Fall eine Diffusion zwischen dem Nickelblech und der Stahlmatrix vor, die ich schematisch als Skizze zu verdeutlichen versuche."

Es folgen weitere Aussagen über Diffusionsrichtung und so weiter. Da der Bericht insgesamt 21 Seiten und etliche Fotos umfasst, habe ich verständlicherweise keine Lust, das alles abzutippen. Ich kann Dir aber gerne eine Kopie machen.

Hinzu kommt noch ein Effekt, den man leicht selbst ausprobieren kann. bei einem Damast aus mehreren tausend Lagen, der aus nicht allzu verschiedenen Stählen gemacht ist, sieht man schnell gar nichts mehr. Aus 1.2842, 1.2519 und 75Ni8 hab ich mal ein Material mit ca. 6000 Lagen gemacht, das man allenfalls durch feinstes Schleifen und vorsichtigstes Ätzen dazu bringen konnte noch irgendeine Struktur erkennen zu lassen. Das von Herrn Dr. Kinder untersuchte Material, von dem ich auch nach 10 Jahren noch ein Stück besitze, hat um die 10000 Lagen und simples Eintauchen in Eisenchlorid genügt, um zumindest die nickelhaltigen Lagen, die anfangs extrem dünn waren, sich aber durch die Diffusion ständig verbreitern, deutlich sichtbar zu machen.

Witzigerweise war es ausgerechnet Roman, mit dem ich dieses Thema einmal diskutiert habe und der hinsichtlich der Diffusion des Nickels in die Randschichten des Stahles (oder umgekehrt?) mit mir einer Meinung war.
 
Last edited:
Kann ich davon ausgehen, dass auch das Konzentrationsgefälle dabei eine Rolle spielt? Si zum Beispiel kommt in beiden Stählen zu 0,2 % vor da dürfte es dann keine Tendenz zur Diffusion geben.
Gruss schakaa
 
Guten Abend Achim,
vermutlich unterscheiden wir uns mehr in der sprachlichen Definition als in der Sache.
Da die Frage von allgemeiner Bedeutung ist, will ich meine Überlegungen und Beobachtungen noch einmal ausführlicher schildern.

Selbstverständlich findet eine gewisse Diffusion zwischen Stahl und Nickel statt. Sonst wäre eine haltbare Verschweißung ja nicht möglich.

Ich hatte des schönen Kontrasts und auch des erhofften Zugewinns an Zähigkeit mit Reinnickel in Deckschichten oder in den weichen Zonen des Leistungszonendamasts gearbeitet.
Dabei waren zwei Beobachtungen auffällig und nicht auf den ersten Blick erklärlich.
Zum einen war das die Tatsache, daß die Bindung zwischen den geschweißten Schichten überraschend gut war-Bohrspäne ließen sich nur mit Mühe zerbrechen oder zerreißen, obwohl sie ganz dünn waren.
Zum andern war mir aufgefallen, daß ab einer gewissen Lagenzahl der Nickelanteil optisch zu dominieren begann.
Wo bei wenigen Lagen die Nickelschichten als dünne Striche zu erkennen waren, erschienen sie im selben Paket nach ein paar weiteren Faltungen als optisch dominierend.
Eine meiner Lieblingsklingen mit Deckschichten aus 1.2842 und Nickel sieht aus, als wäre sie aus beiden Materialien im Verhältnis 1 : 1 zusammengesetzt. In Wirklichkeit ist das Massenverhältnis etwa 20 : 1 zugunsten des Stahls.

Beide Beobachtungen sprachen auf den ersten Blick für eine deutliche Diffusion des Nickels in die umgebenden Stahlschichten.

Das hätte nun für die Eigenschaften ganz interessante Folgerungen gehabt.
Es hätten sich ja danach auch Zonen bilden müssen, in denen naturmartensitische Strukturen auftreten mußten-etwa bei 1 % C bei 4- 12 % Nickel- und ab 13 % Nickel solche mit austenitischem, unwandelbarem Gefüge (Vergl. dazu Rapatz, S. 170 ).

Darüber wollte ich weniger Vermutungen anstellen und mehr w i s s e n.
Ich habe deshalb von Roman, der damals noch an der Uni in München war, mikroskopische Aufnahmen eines Damasts aus 1.2842, Feile und Reinnickel bis zur Vergrößerung 1-1800 machen lassen.
Die Gefügeaufnahmen habe ich noch und sie zeigen eine messerscharfe Trennlinie zwischen den Nickel- und den Stahlschichten.

Dieses Ergebnis war für mich überraschend und ich habe deshalb ausgehend von einem großen Paket, von dem ich immer Stücke abgeschnitten habe, eine Kombination von 1.2842 und Reinnickel geschweißt und ab 32 Lagen Nickel immer zwei mal gefaltet, ein neues Probestück entnommen und den Rest weiter gefaltet, bis ich theoretisch bei 32.000 Nickellagen war.
Das ganze habe ich zweimal gemacht. Ein Satz Proben ging an Roman, der sie wieder unter das Mikroskop gelegt und fotografiert hat, ein Satz ist bei mir verblieben.
Die Mikroskopaufnahmen zeigen bei etwa 1000 Nickellagen noch klare Trennlinien zwischen Nickel und Stahl, ab 4000 Lagen sieht es so aus, als seien die ursprünglich geschlossenen Nickellagen zerfasert. Danach zeigen sich unter dem Mikroskop diffus zerfaserte Zonen.
Dem entspricht auch das Bild der Probestücke bei Betrachtung im natürlichen Maßstab. Das Muster ist bis ca. 1000 Lagen Nickel noch klar, obwohl es ganz überwiegend hell ist, danach wird es verwaschen und kaum auflösbar.

Ich habe diese Befunde im Sinne einer schwachen und langsamen Diffusion interpretiert und das Dominieren des Nickelanteils auf ein optisches Phänomen zurückgeführt. Das ist natürlich nur eine Meinung und nicht zwingend. Die Kopien der Untersuchung von Dr. Kinder würden mich natürlich sehr interessieren.

Auf Romans Erinnerungen an die Vorgängewürde ich mich nicht verlassen: Der Bursche ist schon über 40 und wird langsam vergeßlich.

Freundliche Grüße

U. Gerfin
 
Hallo,

da ist ja zwischen Ulrich und Achim eine recht interessante Diskussion über die Diffusion von Nickel im Stahl entstanden.
Gehen wir die Sache mal mit harten belegbaren Zahlen an. In J.R.Ewans et al. S.1635 befindet sich in Abb. 3 ein Diagramm, dass die Diffusionskonstanten von Eisen in Nickel D(Fe,Ni)=20x10^-10 cm^2s^-1 und die von Nickel in Eisen D(Ni,Fe)=1x10^-10 cm^2s^-1 angibt. Wenn man diese Werte in die Näherungsformel d=(6Dt)^0.5 (z.B. Verhoeven S.65) einsetzt z.B. mit t=3600s, dann ergibt das eine Diffusionsstrecke d für Ni(in Fe) von ca. 10µm und für Eisen (in Ni) von 60µm. Das alles gilt (näherungsweise) für 1300°C und bei einer Stunde auf dieser Temperatur (zumindest wenn ich mich nicht verrechnet habe und bei der Arbeitsweise eines älteren Mannes, der langsam arbeitet und die Glühfarben nicht mehr richtig einschätzen kann:steirer:) Bei etwas realistischeren Werten werden wir mit den Diffusionsstrecken deutlich darunter liegen, aber bei Schichtstärken im µm Bereich müsste sich das dann schon bemerkbar machen.
Was auffällt, sind die unterschiedlichen Diffusionsgeschwindigkeiten von Ni und Fe in ihren jeweiligen Partnern, was zwanglläufig eine Kirkendall-Effekt hervorruft (wie auch in erster Quelle bestätigt wird). Eine solche Lochbildung wird dann in der Stahlschicht durch schnellere Diffusion des Eisens in die Nickellage erfolgen. Beim Schmieden werden diese Löcher, wenn sie denn überhaupt Zeit dafür finden dann sofort wieder geschlossen, aber es könnte Ulrichs "Zerfaserung" erklären.
Was aber auf jeden Fall damit (nämlich den unterschiedlichen Diffusionsgeschwindigkeiten) erklärt werden kann ist Ulrichs Beobachtung (wenn ich sie richtig interpretiere), dass die nickelhaltigen Schichten volumenmässig zunehmen, da verhältnismassig mehr Eisen in sie hineindiffundiert.
Man muss sich auch die unterschiedlichen Untersuchungsmethoden vor Augen halten, während man beim REM mit EDX-Mapping bestimmt einen Diffusionsgradienten sehen kann, werden durch Anätzen auch ganz andere physikalisch chemische Mechanismen bedient (ganz zu schweigen von der unterschiedlichen Auflösung der Mikroskope).

Gruß

MythBuster
 
Mythbusters Beitrag ist recht aufschlußreich.
Zur möglichen Auswertung noch ein paar Informationen zur Entstehung meiner Probestücke.
Als Ausgangspaket hatte ich 1 mm Nickel zwischen je 10 mm Schichten Stahl gelegt. Die erste Probe habe ich bei rechnerisch 32 Nickellagen entnommen und sie -wie später die anderen auch- auf ca 5 mm heruntergeschmiedet.
Schon in der ersten Probe waren die Nickelschichten also nur noch ca. 1/128 mm dick, bei der zweiten dann nur noch ca 1/1000 mm-usw.
Mit Temperaturen um 1300 Grad habe ich ganz sicher nicht geschweißt.
1100 Grad werden schon eher hinkommen.
Gelegentlich wird über die schwierige Verschweißung von Reinnickel berichtet. Das kann ich nicht bestätigen.
Ich habe sowohl Bleche aus Pforzheim mit metallisch blanker Oberfläche verwendet, als auch abgelutschte Anoden aus Galvanisierbädern. Es ist noch nicht einmal nötig, diese grünlich verzunderten (??) Stücke zu reinigen. Ich haue sie von dem Stück ab, walze sie auf passende Dicke, lege sie zwischen ihre Partner und verschweiße sie ganz normal.

Bei 1000 Nickellagen wäre die einzelne Lage noch ca 0,25 my dick, gleichwohl war bis zu dieser Lagenzahl das Muster noch scharf abgegrenzt mit ganz starker Dominanz des Hellen, erst danach wurde es verwaschen.

Freundliche Grüße

U. Gerfin
 
Ich hab mal die Diffusionskonstanten umgerechnet auf realistischere 1100°C.
(wen´s interessiert über Arrhenius Gleichung D=D0*e^(-Q/RT) und mit den Werten aus oben genannter Literatur)
D (Ni in Fe)= 3E-12 cm^2s^-1 bei 1100°C
D (Fe in Ni)= 6,3E-11 cm^2s^-1 bei 1100°C
Das ergibt für Diffusionsstrecken von Wurzel (4Dt) (also die Strecke von der Kontaktfläche der Metalle ins jeweils gegnerische Metall, bei der die Konzentration auf 14% des Ursprungswertes (100%) abgefallen ist) von jeweils:
0,35 µm für Ni in Fe nach 300s bei 1100°C,
1,6 µm für Fe in Ni nach 300s bei 1100°C.
(Der Kohlenstoff diffundiert unter gleichen Bedingungen etwa 0,2mm um noch auf die Ursprungsfrage einzugehen).
Ich hab mal die Zeit drastisch reduziert, also wird hier nur die letzte Feuerverschweissung betrachtet, wo die Geometrie sich schon im µm Bereich ist und die Diffusion wirklich ins Gewicht fällt.
Also sind wir hiermit schon mal bei realistischeren Diffusionsstrecken, wenn sie auch immer noch etwas hoch erscheinen zu Ulrich´s Erfahrungswerten. Recht viel mehr gibt dieses einfache Modell aber nicht her (Einseitige Diffusion eines Metalls ins andere bei konzentrationsunabhängiger Diffusionskonstante), auch muss man sehen, dass die Literaturangaben von den jeweiligen D0 und Q Werten sehr stark schwanken. Was auch nicht wundert, denn sie sind abhängig von der Stahlzusammensetzung, Korngrösse...
Was aber bleibt, ist: Es diffundiert mehr Eisen ins Nickel als umgekehrt, was eine Verbreiterung der Ni-Banden nach sich zieht und dass sich die Diffusion größenordnungsmässig im 0,1-1µm Bereich abspielt (und den Kirkendall Effekt sollte man auch noch im Hinterkopf behalten).

Ich lass mal Grüße diffundieren.

MythBuster
 
Wow MythBuster,
Du kennst Dich aber gut aus, bist Du Metallurge von Beruf?
Gruss schakaa
 
nein Metallurge bin ich nicht, aber das Ganze ist auch kein Hexenwerk und liegt im Wekzeugkasten eines Physikochemikers rum, auch wenn ich manchmal etwas darin suchen muss, denn ich gehör auch schon zur Ü40 Generation:irre:.

Gruß

MythBuster
 
bin auch schon Ü40. In meinem Werkzeugkasten liegen andere Sachen rum, weil ich aber immer mehr schmiedebegeistert bin versuch ich halt in der Theorie noch etwas nachzurüsten. Schön wenn man dann so fachkundigen Rat bekommt.
Danke und Grüße schakaa
 
Was aber bleibt, ist: Es diffundiert mehr Eisen ins Nickel als umgekehrt,

Genau!

Hier die Aufnahmen von einem der Endbarren. Schön zu sehen die Diffusionszone im Nickel.

Die Theorie hier ist, Eisen diffundiert in den Nickel ein. Dann folgt der Kohlenstoff welcher dann auch beim Häten verantwortlich ist, dass man in der Diffusionszone die Martensitnadeln sieht, welche währen der Härtung eben auch dort enstanden sind.
 

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Hallo Roman,
ich komm nicht so ganz klar mit Deinem Bild. Wo vermutest du die ehemalige Trenngrenze zwischen Nickel und Stahl? Liegt die bei den 13,7µm oder bei den 3,2 bzw. 4,9µm? Dann wär´s ja genau umgekehrt.
Wie kommen die Karbide ins Nickel?
Liegt da eine Zone mit Restaustenit (weiße Flecken) über dem Nickelband?

Gruß

MythBuster
 
Die ursprüngliche Lagendicke liegt bei etwa 14µm. Die Mischzone ist dann 13,7- 3,2µm bze 13,7-4,9µm.
Oben sieht man noch die völlige Durchmischung

Die Karbide kommen vom stark aufkohlenden Feuer in Ulrichs Esse.

Es handelt sich hierbei definitiv um Karbide nicht um RA.
 
Ulrich, mir ging es nicht um Nickelstähle sondern um Reinnickel. Lange suchen brauchte ich in meinen Unterlagen nicht. Hier ein Auszug aus dem Bericht zu einer Untersuchung von Dr. Joachim Kinder (seinerzeit bei der BAM) an einem Stück Material mit ca. 10.000 Lagen, das von mir aus 1.2842, C45 und Reinnickel gefertigt wurde:

"....habe ich einen Bereich mit der Mikrosonde untersucht, um Hinweise auf die Diffusionsvorgänge zwischen Nickelblech und Stahlmatrix zu erhalten. Das Bild (versuche ich mal einzuscannen) zeigt den untersuchten Bereich, in dem an 6 Stellen Elementaranalysen durchgeführt wurden. Diese Analysen wurden benutzt um farbige Mappings (Elementarverteilungsbilder) anzufertigen, die die Verteilung von Ni, C, Cr und Mn in diesem Bereich wiedergeben. Es liegt also in jedem Fall eine Diffusion zwischen dem Nickelblech und der Stahlmatrix vor, die ich schematisch als Skizze zu verdeutlichen versuche."

Es folgen weitere Aussagen über Diffusionsrichtung und so weiter. Da der Bericht insgesamt 21 Seiten und etliche Fotos umfasst, habe ich verständlicherweise keine Lust, das alles abzutippen. Ich kann Dir aber gerne eine Kopie machen.

Hinzu kommt noch ein Effekt, den man leicht selbst ausprobieren kann. bei einem Damast aus mehreren tausend Lagen, der aus nicht allzu verschiedenen Stählen gemacht ist, sieht man schnell gar nichts mehr. Aus 1.2842, 1.2519 und 75Ni8 hab ich mal ein Material mit ca. 6000 Lagen gemacht, das man allenfalls durch feinstes Schleifen und vorsichtigstes Ätzen dazu bringen konnte noch irgendeine Struktur erkennen zu lassen. Das von Herrn Dr. Kinder untersuchte Material, von dem ich auch nach 10 Jahren noch ein Stück besitze, hat um die 10000 Lagen und simples Eintauchen in Eisenchlorid genügt, um zumindest die nickelhaltigen Lagen, die anfangs extrem dünn waren, sich aber durch die Diffusion ständig verbreitern, deutlich sichtbar zu machen.

Witzigerweise war es ausgerechnet Roman, mit dem ich dieses Thema einmal diskutiert habe und der hinsichtlich der Diffusion des Nickels in die Randschichten des Stahles (oder umgekehrt?) mit mir einer Meinung war.

Ich habe eine Frage an dich.
Dieses ständige verbreitern des Nickels liest sich für mich so, als ob du damit gemeint hast, das du es 10 Jahre lang in den Schrank gelegt hast bei Raumtemperatur und als du es wieder heraus geholt hast, waren die Nickelschichten verbreitert.
Wie hast du es den gemeint?
 
Kurz gesagt: Elemente, die in der Elementarzelle Eisen substituieren, also ein Eisenatom ersetzen, wandern unterhalb der Schmelztemperatur langsam oder gar nicht, auf Zwischengitterplätzen gelagerte (interstitiell gelöste) wandern schnell.
Auf Zwischengitterplätzen gelöst sind Kohlenstoff und Stickstoff, alle andern Legierungselemente substituieren.
Achims Beobachtung bezüglich der Diffusion von Nickel kann ich nicht bestätigen.
Unterhalb der Schmelztemparatur, das ist dann immer noch über 1000° ...
 
Wo steht denn da was von 10 Jahren im Schrank? Bei den 10 Jahren im Text ging es nur darum, dass ich auch nach so langer Zeit von einem relativ kleinen Damastversuch wirklich noch Material hatte. Tatsächlich findet die Migration auch bei Zimmertemperatur statt. Allerdings ist das so langsam, dass es Äonen dauern würde, bis davon etwas sichtbar wäre.
 
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