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Lösungen zur Aufgabensammlung / Wärmebehandlung des Stahls - 10. AuflageBibliothek des technischen Wissens Wärmebehandlung des Stahls 10., aktualisierte und erweiterte Auflage, Europa-Nr. 13039 Lösungen zur Aufgabensammlung Prof. Dr.-Ing. Volker Läpple, Schorndorf VERLAG EUROPA LEHRMITTEL Nourney, Vollmer GmbH & Co. KG Düsselberger Straße 23 42781 Haan-Gruiten Europa-Nr. 13039

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Wärmebehandlung des Stahls - 10. Auflage, Europa-Nr. 13039

Bibliothek des technischen Wissens

Wärmebehandlungdes Stahls 10., aktualisierte und erweiterte Auflage, Europa-Nr. 13039 Lösungen zur Aufgabensammlung

Prof. Dr.-Ing. Volker Läpple, Schorndorf

VERLAG EUROPA LEHRMITTEL Nourney, Vollmer GmbH & Co. KG Düsselberger Straße 23 42781 Haan-Gruiten

Europa-Nr. 13039

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Wärmebehandlung des Stahls - 10. Auflage, Europa-Nr. 13039

Inhaltsverzeichnis 1 Grundlagen der Metallkunde Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 1 ................................................................. 3

2 Eisenwerkstoffe Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 2 ................................................................. 8

3 Stahlnormung Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 3.................................................................. 9

4 Einführung in die Wärmebehandlung der Stähle Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 4 ................................................................. 10

5 Glühen Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 5 ................................................................. 11

6 Härten Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 6 ................................................................. 14

7 Anlassen und Vergüten Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 7.................................................................. 22

8 Verfahren des Oberflächenhärtens Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 8.................................................................. 25

9 Verhaltensregeln und Vorsichtsmaßnahmen zum Schutz der Gesundheit Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 9.................................................................. 32

10 Wärmebehandlungsangaben in Technischen Zeichnungen Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 10................................................................ 33

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Lösungen zu Kapitel 1

Lösung zu Aufgabe 1.1

a) Atommodell nach Demokrit (um 400 v. Chr.): Materie ist nicht beliebig teilbar. Die Teilung von Materie führt zu nicht mehr zerlegbaren Urbestandteilen (Atome). Zwischen den Atomen herrscht leerer Raum.

b) Atommodell nach Dalton (1808): Materie besteht aus sehr kleinen Atomen. Die Atome können weder zerlegt noch erschaffen werden. Jedes chemische Element besteht aus einer Atomart. Die verschiedenen Atomsorten unterscheiden sich durch

Größe und Masse voneinander. Bei der Verbindungsbildung vereinigen sich die Atome der Elemente in einem bestimmten Zahlenverhältnis.

c) Atommodell nach Thomson (1897): Atome sind gleichmäßig mit positiver Ladung ausgefüllte Kugeln, in welche die kleinen, negativ geladenen Elektro-

nen eingebettet sind („kompakter“ Atombau).

d) Atommodell nach Rutherford (1911): Atome bestehen aus einem positiv geladenen, sehr kleinen Atomkern und einer negativ geladenen Atomhülle. Die Atomhülle ist relativ zum Kern räumlich ausgedehnt und enthält die fast masselosen Elektronen („Kern-Hülle-

Modell“).

Lösung zu Aufgabe 1.2

a) Elektronengasmodell: Positiv geladene Metall-Kationen sind von einem negativen Elektronengas (freie Valenzelektro-nen) umgeben. Der Zusammenhalt erfolgt durch die gegensätzlichen elektrostatischen Anziehungskräfte zwischen Elektronengas und Metall-Kationen. Da die anziehenden und abstoßenden Kräfte allseits gerichtet sind, kommt es zur Ausbildung eines Kristallgitters. Skizze siehe Lehrbuch, Seite 14, Bild 1.4.

b) Die abstoßenden Kräfte zwischen den positiv geladenen Metall-Kationen sowie die Anziehungskräfte zwischen den negativ geladenen Elektronen des Elektronengases und den positiv geladenen Metall-Kationen sind nach allen Richtun-gen gleich groß. Damit folgt zwangsläufig eine regelmäßige Anordnung der Metall-Kationen und damit die Bildung eines Kristallgitters.

Lösung zu Aufgabe 1.3

a) Elementarzelle: Kleinstes geometrisches Raumelement, durch dessen Verschiebung um seine eigenen Kantenlän-gen man sich das Kristallgitter aufgebaut denken kann.

Gitterparameter: Abstände der Atommitten in einem Kristallgitter.

b) Kubisch-raumzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich ist auch die Würfelmitte mit einem Metall-Ion besetzt. Siehe Lehrbuch, Seite 16, Bild 1.8.

Kubisch-flächenzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich sind auch die Mitten der Würfelflächen mit Atomen besetzt. Die Raummitte des Würfels enthält keine Metall-Ionen. Siehe Lehrbuch, Seite 17, Bild 1.3.

Hexagonales Gitter dichtester Packung: Die Metall-Ionen bilden eine regelmäßige sechseckige Säule. Zwischen der Grund- und Deckfläche befindet sich eine Atomlage „auf Lücke“. Siehe Lehrbuch, Seite 18, Bild 1.10.

c) krz-Gitter: -Eisen ( -Fe); Chrom (Cr) kfz-Gitter: Aluminium (Al); Nickel (Ni) hdP-Gitter: Magnesium (Mg); Zink (Zn)

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Lösung zu Aufgabe 1.4

a) Packungsdichte: Von Materie ausgefülltes Volumen einer Elementarzelle. Koordinationszahl: Anzahl der Nachbarn eines Atoms in einem Kristallgitter mit gleichem, kleinstem Abstand.

b) krz hdP 1)

Volumen eines Atoms VA 334 R 3

34 R

Anzahl n der Atome je Elementarzelle 1 + 8 1/8 = 2 8 1/8 + 6 1/2 = 4 2) Zusammenhang zwischen Gitterkonstante a der Elementarzelle und Atomradius R

34

43 22

Ra

Ra

24

42 22

Ra

Ra

3AchtePackungsdi

aVnP

%6868,03

4342

3

3

R

RP

%7474,02

4344

3

3

R

RP

1) Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungsdichten sind daher identisch (siehe auch Lösung zu Aufgabenteil c). Da sich die Packungsdichte des kfz-Gitters jedoch wesentlich einfacher ermitteln lässt, wird die Berechnung des Zah-lenswertes für die Packungsdichte daher am Beispiel des kfz-Gitters durchgeführt.

2) Gültig für das kfz-Gitter. 3) Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Raumdiagonale des Kristallgitters. 4) Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Flächendiagonale des Kristallgitters.

c) Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungs-dichte bleibt daher unverändert.

Lösung zu Aufgabe 1.5

a) In der Schmelze befinden sich die Metallatome und die freien Elektronen in ungeordneter Bewegung. Wird mit sin-kender Temperatur der Erstarrungspunkt erreicht, dann werden die chemischen Bindungskräfte wirksam. Ausgehend von Kristallisationskeimen (z. B. Fremd- bzw. Legierungsatome) bzw. Grenzflächen (z. B. Gefäßwand) beginnt das Kristallgitterwachstum. Die Gitterbereiche wachsen hierbei unabhängig voneinander, bis die gesamte Schmelze auf-gebraucht (erstarrt) ist. Da die Keimbildung und das Kristallwachstum an mehreren Stellen gleichzeitig stattfindet, lie-gen nach der Erstarrung eine Vielzahl voneinander abgegrenzter Kristallbereiche vor. Auf diese Weise bilden sich die einzelnen Kristallite (Körner) als Hauptbestandteile eines (polykristallinen) Gefüges (siehe Lehrbuch, Seite 20, Bild 1.13).

b) Korn (Kristallit): Einzelner, räumlich ausgedehnter Bereich eines in der Regel metallischen Werkstoffs mit einheitlich ausgerichtetem Kristallgitter.

Korngrenze: Grenzfläche zwischen benachbarten Körnern (Kristalliten) mit in der Regel großem Orientierungsunter-schied. Diese das Korn flächenhaft umschließende Grenzfläche ist eine ungeordnete (strukturlose bzw. amorphe) Übergangszone mit der Breite einiger (2 ... 3) Atomdurchmesser.

c) Die Korngröße hängt von der Anzahl der Kristallisationskeime (z. B. Anzahl der Fremdelemente in der Schmelze) ab. Mit zunehmender Keimzahl steigt auch die Anzahl der gleichzeitig entstehenden Kristallgitterbereiche und das Ge-füge wird feinkörnig.

d) Impfen: Zugabe von Fremdkeimen (z. B. Legieren mit geringen Mengen an Aluminium oder Seltene Erdmetalle bei den Eisenwerkstoffen).

Zweck: Erzeugung eines feinkörnigen Gefüges durch Erhöhung der Anzahl an Kristallisationskeimen.

e) Höhere Festigkeit. Verbesserte plastische Verformbarkeit und verbesserte Zähigkeit. Bessere Oberflächenqualität nach einer plastischen Verformung (z. B. nach dem Tiefziehen).

3) 2) 4)

2)

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Lösung zu Aufgabe 1.6

Leerstellen: Haben bei Raumtemperatur oder wenig erhöhten Temperaturen keinen nennenswerten Einfluss auf die Werkstoffeigenschaften.

Einlagerungs- oder Substitutionsatome: Erhöhen durch Mischkristallbildung die Festigkeit eines metallischen Werk-stoff und vermindern die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit.

Versetzungen: Ermöglichen die plastische Verformbarkeit eines metallischen Werkstoffs (siehe Aufgabe 1.7).

Korngrenzen: Nehmen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit, plastische Verformbarkeit, Zä-higkeit) von Metallen (siehe Aufgabe 1.5e).

Lösung zu Aufgabe 1.7

a) Plastische Verformbarkeit. b) Plastische Verformbarkeit ist unter normalen Bedingungen die Folge von Abgleitvorgängen benachbarter Gitterbereiche,

hervorgerufen durch Versetzungsbewegungen. Am Beispiel von Stufenversetzungen kann man sich die plastische Ver-formung als Bewegung von in das Kristallgitter eingeschobenen „Halbebenen“ vorstellen. Diese Abgleitvorgänge finden in Richtung der größten Schubspannung in denjenigen Gitterebenen statt, die dichtest gepackt sind (Gleitebenen) und dort längs der dichtest gepackten Richtungen (Gleitrichtungen). Erreicht eine Versetzung eine Grenzfläche (z. B. Korn-fläche oder Bauteiloberfläche), dann tritt sie dort unter Bildung einer Gleitstufe aus. Mit jeder weiteren Versetzung die sich längs dieser Gleitebene bewegt, wächst schließlich die Höhe der Gleitstufe. Das Korn und somit auch die Nachbar-körner und damit letztlich auch das gesamte Bauteil verformen sich plastisch.

Lösung zu Aufgabe 1.8

Kaltverformung: Erhöht die Festigkeit und vermindert die plastische Verformbarkeit (Kaltverfestigung). Durch eine Kaltverformung wird die Versetzungsdichte sehr stark erhöht ( Frank-Read-Mechanismus). Die einzelnen Verset-zungen behindern sich hierbei in ihrer Fortbewegung gegenseitig.

Legieren: Durch Einlagerung von Fremdatomen auf regulären Gitterplätzen oder auf Zwischengitterplätzen (Misch-kristallbildung) wird das Kristallgitter lokal elastisch verformt. Hierdurch wird die Versetzungsbewegung behindert, d. h. die Festigkeit steigt und die plastische Verformbarkeit verschlechtert sich (Mischkristallverfestigung).

Kornfeinung: Mit abnehmender Korngröße nimmt die Anzahl der Korngrenzen zu. Da jede Korngrenze ein Hindernis für die Versetzungsbewegung darstellt, steigt mit abnehmender Korngröße die Festigkeit des metallischen Werkstoffs, während sich die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert (Feinkorn- oder Korngrenzenhärtung).

Fremdphasen: Durch Einbringen von Fremdphasen mittels einer Wärmebehandlung (z. B. Vergüten oder Ausschei-dungshärten) oder mittels pulvermetallurgischer Verfahren, wird die Versetzungsbewegung effizient behindert und hierdurch die Festigkeit erhöht, jedoch die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit vermindert (Teilchenverfes-tigung).

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Lösung zu Aufgabe 1.9

a)

b) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der Versetzungen (Versetzungsdichte) zu ( Frank-Read-Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzungen in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechterhaltung der Versetzungsbewegung bedarf es einer zunehmend höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit des Werkstoffs steigt, während die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert wird.

Lösung zu Aufgabe 1.10

Reine Metalle: Wird bei der Abkühlung einer reinen Metallschmelze die Erstarrungs- bzw. Kristallisationstemperatur erreicht, dann bleibt aufgrund der frei werdenden Kristallisationswärme, die Temperatur so lange konstant, bis die ge-samte Schmelze erstarrt ist. Im Temperatur-Zeit-Diagramm ergeben sich bei der entsprechenden Erstarrungstemperatur Haltepunkte.

Metalllegierungen: Wird eine Metalllegierung abgekühlt, dann findet die Erstarrung nicht bei einer festen Temperatur (Erstarrungstemperatur) statt, sondern innerhalb eines Temperaturintervalls. Im Temperatur-Zeit-Diagramm treten Knick-punkte auf, die den Beginn sowie das Ende der Erstarrung kennzeichnen.

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Lösung zu Aufgabe 1.11

a) Eutektisches System mit Mischungslücke.

b) Vollständige Löslichkeit im flüssigen Zustand und teilweise Löslichkeit im festen Zustand.

c) 1. Möglichkeit: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb 2. Möglichkeit: 88 Masse-% Sn und 12 Masse-% Pb

d) Begutachtung des Gefüges anhand eines metallographischen Schliffs.

e) Freisetzung von Kristallisationswärme durch Ausscheidung von Mischkristallen aus der Schmelze (A-B) bzw. Erstarrung der Restschmelze zu Eutektikum (B-C).

f) Siehe Abbildung.

g) 1. Schmelze: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb. -Mischkristalle: 18 % Sn und 82 % Pb.

2. 58 % Schmelze und 42 % -Mischkristalle. 3. Der Mengenanteil Eutektikum nach Unterschreiten der Eutektikalen entspricht dem Mengenanteil Schmelze un-

mittelbar vor der eutektischen Erstarrung, also: 21 % Eutektikum und 79 % -Mischkristalle. 4. Eutektikum ist ein Kristallgemisch aus - und -Mischkristallen:

-Mischkristalle: 5 Masse-% Sn und 95 Masse-% Pb. -Mischkristalle: 98 Masse-% Sn und 2 Masse-% Pb.

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Lösungen zu Kapitel 2

Lösung zu Aufgabe 2.1

a) Das -Eisen hat ein kubisch-raumzentriertes Kristallgitter, das -Eisen hingegen ein kubisch-flächenzentriertes Gitter. Da die Gitterlücken im kfz-Gitter, im Vergleich zum krz-Gitter, deutlich größer sind, können kleinere Fremdatome in das kfz-Gitter besser eingelagert werden, d. h. die Löslichkeit ist höher.

b) -Eisen (krz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen Ferrit -Eisen (kfz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen Austenit

c) Tetraederlücken im kfz-Gitter: Die Tetraederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Tetra-eders. Der Abstand zu den 4 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils (a 3)/4 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante des kfz -Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (oberes Teilbild).

Oktaederlücken im kfz-Gitter: Die Oktaederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Okta-eders. Der Abstand zu den 6 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils a/2 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante des kfz -Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (unteres Teilbild).

d) In die Oktaederlücke des kfz -Eisens lassen sich ohne Verzerrung des Kristallgitters kleinere Fremdatome, wie z. B. Kohlenstoff, bis zu einem maximalen Durchmesser von 0,103 nm und im Falle der Tetraederlücken bis zu einem ma-ximalen Durchmesser von nur 0,058 nm einlagern. Die Einlagerung erfolgt dementsprechend bevorzugt auf den Ok-taederlücken.

Lösung zu Aufgabe 2.2

a) Zementit ist eine metastabile Verbindungsphase zwischen Eisen- und Kohlenstoffatomen mit stöchiometrischer Zu-sammensetzung (Fe3C) und überwiegend metallischem Bindungscharakter. Zementit weist ein komplexes, rhom-boedrisches Kristallgitter mit 12 Eisenatomen und 4 eingelagerte Kohlenstoffatomen auf (siehe Lehrbuch, Seite 53, Bild 2.4).

b) Zementit zerfällt bei höheren Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit („Temperkohle“).

c) Die Zementitbildung wird durch die Zugabe Carbid bildender Legierungselemente wie zum Beispiel Mn, Mo, Zr oder V sowie durch eine rasche Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand begünstigt.

Lösung zu Aufgabe 2.3

Das Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff liefert die folgenden wichtigen Informationen: 1. In Abhängigkeit von Kohlenstoffgehalt und Temperatur können aus dem Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff die

jeweils vorliegen Phasen ermittelt und somit die Gefügeausbildungen abgeschätzt werden. 2. Werden bei einer Temperaturänderung Phasengrenzen über- oder unterschritten, dann können mit Hilfe des Dia-

gramms die zu erwartenden Gefügeveränderungen ermittelt werden.

Lösung zu Aufgabe 2.4

Im metastabilen System ist der im Kristallgitter des -, - oder -Eisens nicht mehr lösbare Kohlenstoff in Form von Ze-mentit (Fe3C) chemisch an das Eisen gebunden. Zementit ist thermisch nicht stabil (metastabil), d. h. er zerfällt bei höhe-ren Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit. Im stabilen System liegt der nicht mehr im Kristallgitter lösbare Kohlenstoff in Form von Graphit (C) vor.

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Lösungen zu Kapitel 3

Lösung zu Aufgabe 3.1

Kurzname Bedeutung

1. C10R Unlegierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem Bereich für den Schwefelgehalt.

2. 60WCrV7 Legierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C); 1,75 % Wolfram (W); Anteile an Chrom (Cr) und Vanadium (V).

3. C60E Unlegierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem maximalem Schwe-felgehalt.

4. GX50NiCrCo20-20-20 Legierter Stahlguss; 0,50 % Kohlenstoff (C); 20 % Nickel (Ni); 20 % Chrom (Cr); 20 % Cobalt (Co).

5. X20CrMoV11-1 Legierter Stahl; 0,20 % Kohlenstoff (C); 11 % Chrom (Cr); 1 % Molybdän (Mo); An-teile an Vanadium (V).

6. 11SMnPb37 Legierter Stahl; 0,11 % Kohlenstoff (C); 0,37 % Mangan (Mn); Anteile an Blei (Pb).

7. G32NiCrMo8-5-4 Legierter Stahlguss; 0,32 % Kohlenstoff; 2 % Nickel; 1,25 % Chrom; 0,4 % Molybdän.

8. HS6-5-2-5 Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; 5 % Cobalt.

9. X10CrNi18-8+C1900 Legierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C); 18 % Chrom (Cr); 8 % Nickel (Ni); kaltver-festigt auf eine Mindestzugfestigkeit von 1900 MPa.

10. C120U+A+C Unlegierter Stahl; 1,20 % Kohlenstoff (C), für Werkzeuge (unlegierter Kaltarbeits-stahl), weichgeglüht (+A) und kaltverfestigt (+C).

11. 16MnCr5 Legierter Stahl; 0,16 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); Anteile an Chrom (Cr).

12. 15MnCrMoNiV5-3 Legierter Stahl; 0,15 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); 0,75 % Chrom (Cr); Anteile an Molybdän (Mo), Nickel (Ni) und Vanadium (V).

13. HS0-4-1 Schnellarbeitsstahl; kein Wolfram, 4 % Molybdän; 1 % Vanadium; kein Cobalt.

14. 46S20 Legierter Stahl; 0,46 % Kohlenstoff (C); 0,20 % Schwefel (S).

15. 42CrMo4+H Legierter Stahl; 0,42 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom (Cr); Anteile an Molybdän, mit Anforderungen an die Härtbarkeit.

16. HS6-5-2+N Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; kein Cobalt; nor-malgeglüht.

17. 51CrV4+QT Legierter Stahl; 0,51 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom; Anteile an Vanadium (V); ver-gütet.

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Lösungen zu Kapitel 4

Lösung zu Aufgabe 4.1

Verbesserung der mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit oder Zähigkeit). Beispiel: Vergüten.

Verbesserung der Oberflächeneigenschaften (z. B. Härte bzw. Verschleißbeständigkeit). Beispiel: Härten.

Verbesserung der Verarbeitbarkeit (z. B. Zerspanbarkeit oder Umformbarkeit). Beispiel: Weichglühen.

Abbau innerer Spannungen. Beispiel: Spannungsarmglühen.

Lösung zu Aufgabe 4.2

a) Anwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in den oberflächennahen Bereichen.

Durchwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in der Kernzone seit dem Erreichen der Behandlungstemperatur in den oberflächennahen Bereichen.

b) Bei einer Reihe von Wärmebehandlungsverfahren, wie zum Beispiel dem Normalglühen oder Vergüten, sollte das Werkstück unmittelbar nach Erreichen der Glüh- bzw. Härtetemperatur wieder (zweckentsprechend) abgekühlt wer-den. Voraussetzung für den Erfolg der Wärmebehandlung ist jedoch, dass möglichst in der gesamten Querschnittsflä-che die Behandlungstemperatur erreicht wird. Bei dickwandigen Bauteilen führt dies zu einem Optimierungsproblem: Die oberflächennahen Bereiche des Bauteils erreichen die Behandlungstemperatur relativ schnell (Anwärmzeit), wäh-rend die Kernzone, bedingt durch Wärmeleitung, erst nach einer relativ langen Haltedauer die gewünschte Behand-lungstemperatur erreicht (Durchwärmzeit). Ist die Haltedauer zu kurz, findet in der Kernzone die gewünschte Wärme-behandlung nicht statt, ist die Haltedauer jedoch zu lang, dann können in den oberflächennahen Bereichen uner-wünschte Effekte wie zum Beispiel Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung auftreten.

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Lösungen zu Kapitel 5

Lösung zu Aufgabe 5.1

Glühverfahren 1. Art: Werkstoffunabhängige Glühverfahren. Beispiel: Spannungsarmglühen.

Glühverfahren 2. Art: Werkstoffabhängige Glühverfahren. Beispiel: Normalglühen von Stählen.

Lösung zu Aufgabe 5.2

a) Zur Schaffung von Oberflächen (z. B. Korngrenzen) muss Energie aufgewendet werden. Ein grobkörniges Gefüge hat, im Vergleich zu einem feinkörnigen Gefüge, bei gleichem Volumen eine geringere Gesamtoberfläche der Körner. Dementsprechend ist die Oberflächenenergie des grobkörnigen Gefüges geringer, im Vergleich zu einem Gefüge mit feinem Korn. Da jeder Körper bestrebt ist, einen möglichst energiearmen Zustand einzunehmen, ist die treibende Kraft für ein Kornwachstum in der damit verbundenen Verminderung der Oberflächenenergie begründet. Unter der Voraussetzung einer ausreichenden diffusionsgestützten Beweglichkeit der Metall-Ionen, d. h. bei ausreichend hoher Temperatur, wird daher stets ein mehr oder weniger ausgeprägtes Kornwachstum in metallischen Werkstoffen statt-finden.

b) Eine Grobkornbildung kann u. a. durch Legieren mit geringen Mengen an Al, Ti, Nb oder V (Mikrolegieren) vermieden werden. Diese Legierungselemente bilden fein verteilte und thermisch beständige Carbide oder Nitride im Austenit und stellen auf diese Weise Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar.

Lösung zu Aufgabe 5.3

Für den Erfolg einer Spannungsarmglühung ist u. a. die Abkühlgeschwindigkeit aus der Glühtemperatur entscheidend. Überschreitet die Abkühlgeschwindigkeit einen Wert von etwa 50 K/h bis 100 K/h, dann muss mit einer erneuten Entste-hung von Eigenspannungen während der Abkühlung gerechnet werden.

In vorliegendem Fall wird das Bauteil aus der Glühtemperatur innerhalb von etwa 15 Minuten von 640 °C auf etwa 200 °C also mit 1760 K/h abgekühlt. Dementsprechend muss damit gerechnet werden, dass die Wärmebehandlung im Sinn des Abbaus vorhandener Eigenspannungen erfolglos bleibt. Abhilfe: Abkühlgeschwindigkeit auf unter 100 K/h vermin-dern.

Lösung zu Aufgabe 5.4

a) Eigenspannungen: Spannungen im Bauteilinnern ohne das Vorhandensein einer äußeren Beanspruchung. Eigenspannungen 1. Art: Erstrecken sich über größere Werkstoffbereiche, teilweise über den gesamten Werk-

stückquerschnitt und befinden sich stets im inneren Gleichgewicht (auch als Makroeigen-spannungen bezeichnet).

Eigenspannungen 2. Art: Erstrecken sich über kleinere Werkstoffbereiche, in der Regel über einige Körner. Eigenspannungen 3. Art: Erstrecken sich über kleinste Werkstoffbereiche (einige Atomabstände).

b) Schweißen: Ungleichmäßige Abkühlung und behinderte Schrumpfung. Gießen: Unterschiedliche Schrumpfung infolge fester Schwindung (z. B. bei unterschiedlichen Wanddicken). Zerspanen: Verfestigung der Werkstückoberfläche z. B. aufgrund der Schnittkräfte.

c) Eigenspannungen überlagern sich den Betriebsspannungen. Dadurch wird die Beanspruchbarkeit des Bauteils ver-mindert.

Eigenspannungen können während einer spanenden Bearbeitung zu unerwünschten Maß- und Formänderungen führen.

Eigenspannungen vermindern das plastische Verformungsvermögen eines Werkstoffs.

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d) Spannungsarmglühen von Stählen:

1. Erwärmung: 500 °C ... 650 °C (abhängig von der Stahlsorte bzw. vom Werkstoffzustand des Stahles) 2. Haltedauer: 1 h ... 2 h (abhängig von der Werkstückdicke) 3. Langsame Abkühlung

Besonders beachtet werden muss, dass die gewählte Glühtemperatur keine unerwünschten Gefügeveränderungen zur Folge hat (z. B. Veränderung eines bereits über eine Wärmebehandlung eingestellten Vergütungsgefüges).

e) Die inneren Vorgänge beim Spannungsarmglühen können der Kristallerholung zugeordnet werden. Bei der Kristallerho-lung findet im Wesentlichen eine Umordnung der Versetzungen (Polygonisation) unter Bildung einer Subkornstruktur statt. Die Versetzungsdichte ändert sich kaum (keine ausgeprägte Versetzungsannihilation). Damit werden die mecha-nischen Eigenschaften nur unwesentlich verändert. Auch treten keine nennenswerten Gefügeveränderungen auf. Ledig-lich die Spannungsspitzen werden durch plastische Verformung reduziert.

f) Durch Spannungsarmglühen können Eigenspannungen nur bis zur jeweiligen Warmstreckgrenze vermindert werden. Eine vollständige Beseitigung ist nicht möglich. Die Bezeichnung „Spannungsfreiglühen“ ist daher nicht korrekt (siehe auch Lehrbuch, Seite 80, Bild 5.6).

Lösung zu Aufgabe 5.5

a) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der Versetzungen (Versetzungsdichte) zu ( Frank-Read-Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzun-gen in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechter-haltung der Versetzungsbewegung bedarf es einer zu-nehmend höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit des Werkstoffs steigt, während sich die plastische Ver-formbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert.

b) Verminderung der plastischen Verformbarkeit sowie der Zähigkeit.

Anisotropie der Werkstoffeigenschaften.

c) Halbzeuge mit eng bemessenen Toleranzen erhalten ihre endgültigen Abmessungen in der Regel durch eine Kaltverformung. Bei starker Umformung ist jedoch die

Fließfähigkeit des Werkstoffs häufig erschöpft, noch ehe die gewünschten Endabmessungen erreicht sind. Um eine Rissbildung zu vermeiden, muss daher zwischen den einzelnen Verformungsschritten eine Rekristallisationsglü-hung durchgeführt werden.

Für Fertigteile die durch eine Kaltumformung, wie zum Beispiel Tiefziehen oder Massivumformung, hergestellt wer-den und im Anschluss wieder eine ausreichende plastische Verformungsfähigkeit aufweisen müssen.

Lösung zu Aufgabe 5.6

a) Aus einem Rekristallisationsdiagramm kann für eine jeweils konstante Glühdauer bei gegebener Glühtemperatur und gegebenem Umformgrad die zu erwartende Korngröße abgeschätzt werden.

b) Bei geringer Kaltverformung entstehen im Kristallgitter nur relativ wenige als Keime für eine nachfolgende Rekristalli-sation wirkende, stark verformte Gitterbereiche. Da dementsprechend die Kornneubildung (Rekristallisation) nur an diesen wenigen Keimen beginnt, wird das Gefüge nach abgeschlossener Kornneubildung grobkörnig.

Lösung zu Aufgabe 5.7

a) Beseitigung einer Kaltverfestigung. Beseitigung von Grobkorn. Beseitigung von Widmannstätten’schem Gefüge (bei Stahlguss).

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b) Normalglühen von unlegierten, untereutektoiden Stählen:

1. Erwärmung auf Glühtemperatur 30 °C ... 50 °C über G-S 2. Halten auf Glühtemperatur Haltedauer (in Minuten): 60 + max. Werkstückdicke in mm 3. Langsame Abkühlung

c) Randentkohlung. Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen. Verzunderung der Werkstückoberfläche. Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen. Grobkornbildung. Abhilfe: Verwendung legierter Stähle (Hemmung des Kornwachstums im Austenitgebiet).

d) Schweißen. Warmumformen (z. B. Schmieden). e) Perlit und Ferrit wandeln sich bei Temperaturen zwischen G-S und P-S in ein feinkörniges austenitisches Gefüge um,

da der Umwandlungsvorgang innerhalb eines Kornes an mehreren Stellen gleichzeitig beginnt. Die anschließende Abkühlung führt zu einem ebenso feinkörnigen ferritisch-perlitischen Gefüge. Durch das Normalglühen werden Fes-tigkeit und plastische Verformbarkeit verbessert.

f) Das Verfahren ist nur anwendbar, da Eisen ein polymorphes Metall ist.

Lösung zu Aufgabe 5.8

Beim Normalglühen übereutektoider Stähle wird in der Regel auf eine Temperatur von 30 °C bis 60 °C über Ac1 erwärmt, damit kein unerwünschtes Grobkornwachstum eintritt. Der bei diesen Temperaturen noch weitgehend an den Korngren-zen vorliegende Sekundärzementit stellt Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar.

Lösung zu Aufgabe 5.9

Werden Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,5 % weichgeglüht, dann treten bei einer nachfolgenden Zerspanung Probleme im Sinne von Zusetzen der Spanräume sowie Bildung von Aufbauschneiden auf. Außerdem muss mit einer unerwünschten Fließspanbildung gerechnet werden.

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Lösungen zu Kapitel 6

Lösung zu Aufgabe 6.1

a) Verbesserung der Härte und Verschleißbeständigkeit (für Werkzeugstähle, Wälzlagerstähle sowie andere härtbare Stähle).

Verbesserung der Festigkeit bei angemessener Zähigkeit bzw. Einstellung eines vorgegebenen Verhältnisses von Festigkeit und Zähigkeit (für härtbare und vergütbare Konstruktionsstähle).

b) Siehe Abbildung (linkes Teilbild).

c) Siehe Abbildung (rechtes Teilbild). Die optimale Härtetemperatur für unlegierte Stähle ist etwa 30 °C bis 50 °C über G-S-K.

d) Mit Erreichen der Härtetemperatur wird ein Teil oder der gesamte Kohlenstoff des Stahls im kfz-Kristallgitter des Auste-nits gelöst. Wird anschließend mit einer höheren Geschwindigkeit als der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit ab-geschreckt, dann ist eine Diffusion der Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Im Verlauf der Abkühlung wandelt sich das kfz-Austenitgitter durch eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer Atomgruppen in eine raumzent-rierte Gitterstruktur um. Die Kohlenstoffatome bleiben in Zwangslösung und führen zu einer starken Übersättigung des nunmehr raumzentrierten Gitters. Die zwangsgelösten Kohlenstoffatome führen zu einer starken tetragonalen Gitterver-zerrung (siehe auch Lehrbuch, Seite 109, Bild 6.15) und damit zu einer hohen Härte, da keine nennenswerte Verset-zungsbewegung mehr möglich ist. Die entstehende Kristallstruktur (Mischkristall) wird nach dem deutschen Metallfor-scher Adolf Martens als Martensit bezeichnet.

e) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Ab-kühlgeschwindigkeiten die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27).

2. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe auch Lehrbuch, Seite 120, Bild 6.33).

Lösung zu Aufgabe 6.2

Voraussetzung für den Erfolg der Stahlhärtung ist, dass eine ausreichende Kohlenstoffmenge im kfz-Kristallgitter des Austenits gelöst wird. Legierte Stähle müssen in Abhängigkeit von Art und Menge ihrer Legierungselemente auf höhere Temperaturen erwärmt werden um eine ausreichende Carbidauflösung sicherzustellen und die Legierungselemente in Lösung zu bringen (im Austenit zu lösen).

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Lösung zu Aufgabe 6.3

Nach Erwärmung des Stahls auf Härtetemperatur sind die Kohlenstoffatome auf Zwischengitterplätzen im Kristallgitter des kfz-Austenits gelöst. Die Menge des gelösten Kohlenstoffs hängt vom Kohlenstoffgehalt des Stahls sowie von der gewählten Härtetemperatur ab (siehe auch Lehrbuch, Seite 117, Bild 6.30).

Wird aus dem Austenitgebiet hinreichend schnell abgekühlt (abgeschreckt), dann ist eine Diffusion der Eisen- sowie der Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Wird während des Abschreckvorgangs die Martensit-Starttemperatur unterschrit-ten, dann wandelt sich das kfz-Gitter des Austenits in ein thermodynamisch stabiles raumzentriertes Gitter um. Da im raumzentrierten Kristallgitter des Eisens die Kohlenstofflöslichkeit einerseits sehr gering ist, anderseits jedoch keine Kohlenstoffdiffusion stattfinden konnte, bleiben die vormals im Austenitkristall gelösten Kohlenstoffatome in Zwangslö-sung. Dies führt letztlich zu einer tetragonalen Verzerrung des raumzentrierten Eisens (Martensitkristall) sowie zu einer hohen Gitterfehlerdichte. Eine Versetzungsbewegung ist in dieser Gitterstruktur nicht mehr möglich. Das entstandene martensitische Gefüge weist dementsprechend eine hohe Festigkeit bzw. Härte auf, es ist jedoch plastisch nicht mehr verformbar.

Lösung zu Aufgabe 6.4

Unter einer martensitischen Umwandlung versteht man eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer Atomgruppen von einer bei erhöhter Temperatur thermodynamisch stabilen Gitterstruktur in eine andere, bei tieferen Temperaturen stabile Gitterstruktur.

Lösung zu Aufgabe 6.5

Die kritische Abkühlgeschwindigkeit ist diejenige Abkühlgeschwindigkeit, nach deren Überschreiten mit Martensitbildung gerechnet werden muss.

Untere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der unteren kritischen Abkühlgeschwindigkeit tritt erstmals Martensit im Gefüge auf.

Obere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit besteht das Gefüge vollständig aus Martensit.

Lösung zu Aufgabe 6.6

a) Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt behindern sich die Kohlenstoffatome in ihrer Diffusionsfähigkeit gegenseitig. Dementsprechend wird bereits bei geringerer Abkühlgeschwindigkeit eine Diffusion der Kohlenstoffatome aus dem kfz-Kristallgitter des Austenits verhindert, so dass sich Martensit bildet. Die kritische Abkühlgeschwindigkeit der Mar-tensitbildung sinkt dementsprechend.

b) Legierungselemente wie zum Beispiel Cr, Ni, Mo oder Mn behindern die Diffusionsfähigkeit der Kohlenstoffatome erheblich. Dementsprechend kann auch mit deutlichen niedrigeren Abkühlgeschwindigkeiten noch eine vollständige Martensitbildung erreicht werden. Eine verminderte Abkühlgeschwindigkeit führt zu einem geringen Verzug und die Gefahr der Bildung von Härterissen ist deutlich vermindert.

Mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeit wird außerdem der Temperaturgradient bedingt durch Wärmeleitung fla-cher, so dass auch tiefere Querschnitte noch vollständig gehärtet bzw. vergütet werden können (siehe Lehrbuch, Sei-te 116, Bild 6.29).

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Lösung zu Aufgabe 6.7

a) Restaustenit: Nach dem Abschrecken nicht in Martensit umgewandelter Austenit.

b) Tiefkühlen unter die Martensit-Endtemperatur nach dem Abschrecken (siehe auch Lehrbuch, Seite 118, Bild 6.31).

c) Bei der Umwandlung von Restaustenit in Martensit besteht die Gefahr der Entstehung unerwünschter Spannungen, Maßänderungen oder Verzug, da Martensit ein um etwa 1 % größeres Volumen einnimmt im Vergleich zum (Rest-) Austenit.

Lösung zu Aufgabe 6.8

a) Wärmespannungen: Die Abkühlung (Abschrecken) aus der Härtetemperatur ist stets mit einer Volumenkontrak-tion verbunden. Da die Randzonen des Werkstücks schneller abkühlen als der Kern, wird das Schrumpfen der Randzone durch den noch heißen Kern behindert, so dass zunächst Risse in radialer Richtung entstehen. An-schließend kühlt auch der Kern bei bereits erkalteter Oberfläche ab, wobei dessen Schrumpfung durch die kalten und damit bereits starren Oberflächenbereiche behindert wird. Hierdurch können weitere Spannungen in Um-fangsrichtung und damit auch Risse (Umfangsrisse) entstehen.

Umwandlungsspannungen: Martensit weist mit seinem tetragonal raumzentrierten Kristallgitter ein um etwa 1 % größeres Volumen auf, im Vergleich zum Austenitkristall aus dem er gebildet wird. Diese Volumenzunahme kann aufgrund der niedrigen Umwandlungstemperatur jedoch nicht mehr durch plastisches Fließen abgebaut werden. Das Gefüge wird elastisch verformt, wodurch Umwandlungsspannungen und somit Maß- und Formänderungen entstehen.

b) Verwendung legierter Stähle: Aufgrund der Diffusionsbehinderung der Legierungselemente kann die Abkühlge-

schwindigkeit deutlich reduziert werden. Hierdurch findet zwischen Randzone und Kern ein besserer Temperatur-ausgleich statt, so dass insgesamt geringere Spannungen und somit auch geringere Maßänderungen auftreten.

Gebrochenes Härten: Beim gebrochenen Härten wird das Werkstück zunächst schroff (meist in Wasser) abge-schreckt. Nach Erreichen einer bestimmten Temperatur (Abfangtemperatur etwa 300 °C ... 400 °C) wird das Werkstück entnommen und in Härteöl weiter bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Spannungen und damit Maßän-derungen, Verzug oder gar Rissbildungen werden verringert, da im unteren Temperaturbereich ein besserer Tem-peraturausgleich zwischen Randzone und Kern stattfinden kann (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild 6.36, mittleres Teilbild).

Warmbadhärten: Beim Warmbadhärten (auch gebrochenes Härten) wird das Werkstück zunächst in einem Warmbad mit einer konstanten Temperatur geringfügig oberhalb der Martensit-Starttemperatur abgeschreckt und bei dieser Temperatur gehalten. Hierdurch findet ein Temperaturausgleich zwischen Randschicht und Kern statt. Da das Gefüge noch vollständig austenitisch ist, können sich Spannungen sehr gut abbauen. Die Martensitbildung findet erst bei der weiteren Abkühlung an ruhender Luft oder in Härteölen statt (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild 6.36, rechtes Teilbild).

Lösung zu Aufgabe 6.9

a) Abschrecken: Unter Abschrecken versteht man nach DIN EN 10052 eine Abkühlung, in der Regel aus der Härte-temperatur, mit einer Abkühlgeschwindigkeit die größer ist als ruhende Luft (> 1 K/s).

b) Wird das heiße Metall in ein flüssiges Abschreckmedium (z. B. Wasser oder Härteöl) getaucht, dann bildet sich an der Werkstückoberfläche zunächst ein Wärme isolierender Dampffilm (Dampfhautphase). Die Wärme wird dement-sprechend dem Bauteil zunächst nur relativ langsam entzogen, die Abkühlgeschwindigkeit ist gering.

Wird während der Abkühlung schließlich die Leidenfrost-Temperatur unterschritten, dann bricht der Dampfmantel zusammen und das Abschreckmittel kommt direkt mit der Metalloberfläche in Berührung. Die Abschreckgeschwin-digkeit steigt dementsprechend im mittleren Temperaturbereich sehr stark an (Kochphase).

Sinkt die Werkstücktemperatur schließlich unter die Siedetemperatur des Abschreckmittels, dann erfolgt die weitere Wärmeabfuhr nur noch durch Wärmeleitung (Konvektionsphase) und die Abschreckgeschwindigkeit nimmt wieder deutlich ab.

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Lösung zu Aufgabe 6.10

Verschiebung der Umwandlungslinien zu höheren Zeiten und tieferen Temperaturen sowie Absenkung der Martensit-start-Temperatur (MS-Temperatur).

Ursache: Verminderung der Diffusionsfähigkeit des Kohlenstoffs sowie Erhöhung der Austenitstabilität durch die Le-gierungselemente.

Verschiebung des Bereichs der Perlitbildung zu längeren Zeiten, falls Carbid bildende Legierungselemente vorhanden sind.

Ursache: Die Carbidbildung führt zu einer verzögerten Diffusion des Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffu-sion der Legierungselemente.

Aufspaltung der Umwandlungsbereiche für die Bainit- und für die Perlitbildung bei sehr hohem Gehalt Carbid bildender Legierungselemente.

Ursache: Verzögerte Diffusion des Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffusion der Legierungselemente.

Lösung zu Aufgabe 6.11

Das Bainitisieren hat zum Ziel ein rein bainitisches Gefüge (unterer Bainit) zu erzeugen. Dieses Gefüge hat, ähnlich ei-nem Vergütungsgefüge, eine hervorragende Zähigkeit bei gleichzeitig guter Festigkeit. Voraussetzung hierfür ist jedoch, dass kein zusätzlicher Ferrit, Perlit oder Martensit im Gefüge auftritt.

Bei kontinuierlicher Abkühlung kann kein rein bainitisches Gefüge erzielt werden, da vor der Umwandlung des Austenits in Bainit zusätzlich Ferrit und Perlit entsteht. Außerdem entsteht im Anschluss an die Bainitbildung bei kontinuierlicher Akühlung aus dem noch vorhandenen Austenit unerwünschter Martensit (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 182, Bild 7.21). Eine vollständige Umwandlung in der (unteren) Bainitstufe kann nur durch eine isotherme Temperaturführung erreicht werden (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 183, Bild 7.22), da in diesem Fall keine anderen Gefügebestandteile vor oder nach der Bainitbildung entstehen.

Lösung zu Aufgabe 6.12

a) Der vorliegende übereutektoide Stahl (100Cr6) wird in das Zweiphasengebiet „Austenit + Carbid“ erwärmt. Bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und der Forderung nach einer maximalen Martensithärte liegt die optimale Härte-temperatur bei etwa 900 °C.

b) Bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und einer Härtetemperatur von 900 °C erhält man aus dem Diagramm zunächst eine ASTM-Korngrößenkennzahl von GASTM = 11 bis 9. Hieraus errechnet sich die ISO-Korngrößenkenn-zahl G entsprechend DIN EN ISO 643 zu: G = GASTM – 0,0458 und damit G 11 bis 9 (die Korngrößenkennzahlen nach ASTM und ISO entsprechen sich nahezu). Dies entspricht einem mittleren Korndurchmesser von etwa 8 μm bis 16 μm (siehe Lehrbuch, Seite 143, Tabelle 6.6).

c) Bei induktiver Erwärmung mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 500 K/s und der Forderung nach einer maximalen Martensithärte ist eine Härtetemperatur von etwa 1040 °C optimal.

Lösung zu Aufgabe 6.13

a) Härte ist der Widerstand, den ein Körper aus einem bestimmten Werkstoff dem Eindringen eines Körpers aus einem anderen (härteren) Werkstoff entgegensetzt.

b) Härteprüfungen sind einfach und schnell durchführbar (keine Probenentnahme erforderlich). Aus den Härtewerten können die mechanischen Eigenschaften (Zugfestigkeit) der gehärteten Gefügebereiche abgeschätzt werden.

Mit der Härteprüfung können Härteverlaufskurven aufgenommen werden und die Ergebnisse mit vertraglichen Ver-einbarungen (z. B. Angaben in Technischen Zeichnungen) verglichen werden.

Mit den ermittelten Härtewerten kann der Erfolg einer Wärmebehandlung abgeschätzt werden. Insbesondere kann man aus den Werten erkennen, ob ggf. eine unerwünschte Versprödung (z. B. Anlassversprödung nach dem Ver-güten) aufgetreten sein könnte.

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Lösung zu Aufgabe 6.14

Härteprüfverfahren nach Brinell

(DIN EN ISO 6506) nach Vickers 1)

(DIN EN ISO 6507)nach Rockwell 2)

(DIN EN ISO 6508)

Beschreibung des Verfahrens einschließlich Werkstoffart und Geometrie des Prüfkörpers

Bei der Härteprüfung nach Brinell wird eine Hartmetall-Kugel mit einer bestimmten Prüfkraft (abhängig vom Kugeldurchmesser) senkrecht in die glatte, gereinigte Probenober-fläche eingedrückt.

Nach einer Einwirkdauer von 10 s ... 15 s wird entlastet und die Kugel entfernt.

Der entstandene, meist ovale Ein-druck, wird mit z. B. Hilfe eines Mi-kroskops ausgemessen, d. h. die beiden Durchmesser des Eindrucks (d1 und d2) werden ermittelt. Aus d1

und d2 errechnet man schließlich den mittleren Durchmesser d = ½ (d1 + d2).

Die Brinellhärte HB wird als Quoti-ent aus Prüfkraft F und Eindruck-oberfläche A (Kugelkalotte) errech-net oder entsprechenden Tabellen aus DIN EN ISO 6506-1 entnom-men.

Bei der Härteprüfung nach Vickers wird eine regelmäßige, vierseitige Diamantpyramide mit einem Flä-chenwinkel von 136° in die Oberflä-che des Prüflings eingedrückt.

Nach einer Einwirkdauer von 10 s ... 15 s wird der Prüfkörper entfernt, die beiden Diagonalen d1 und d2 des Eindrucks ausgemessen und der mittlere Durchmesser d = ½ (d1 + d2) errechnet.

Die Vickershärte HV errechnet sich als Quotient aus Prüfkraft F und Eindruckoberfläche A oder kann in Abhängigkeit von d aus Tabellen in DIN EN ISO 6507-1 entnommen werden.

Bei der Härteprüfung nach Rockwell wird der Prüfkörper (Diamantkegel mit einem Spitzenwinkel von 120° beim Rockwell-C-Verfahren) zu-nächst mit einer vom jeweiligen Rockwell-Verfahren abhängigen Vorlast F0 (beim Rockwell-C-Verfah-ren: F0 = 99,07 N) in die Oberfläche der Prüflings eingedrückt und die Messskala auf den Wert „Null“ ab-geglichen.

Anschließend wird die ebenfalls vom jeweiligen Rockwell-Verfahren abhängige Prüfzusatzkraft F1 (beim Rockwell-C-Verfahren: F1 = 1.373 N) aufgebracht.

Nach einer Belastungsdauer von 4 2 s wird auf die Vorlast entlastet

und der Rockwell-Härtewert als blei-bende Eindringtiefe am Prüfgerät abgelesen.

Typisches An-wendungs- beispiel für das Verfahren und Begründung für dessen beson-dere Eignung

Härteprüfung an Bauteilen aus Grauguss.

Begründung: Grauguss weist harte (Ferrit und / oder Perlit) und weiche (Graphit) Gefügebestandteile auf. Aufgrund der Größe des Prüfkörpers (Kugel mit einem Durchmesser zwischen 1 mm und 10 mm) werden gleichzeitig viele harte und weiche Gefügebe-standteile bei der Messung erfasst. Somit erhält man bereits mit einer Messung einen mittleren Härtewert, der relativ wenig streut.

Ermittlung von Härteverlaufskurven an polierten Querschliffen oberflä-chengehärteter Bauteile.

Begründung: Um eine Härteverlaufskurve aufzu-nehmen, müssen die Härteeindrü-cke möglichst eng nebeneinander platziert werden. Da jedoch zwi-schen den Härteeindrücken be-stimmte Mindestabstände einzu-halten sind, ist ein möglichst kleiner Eindringkörper erforderlich bzw. es sind möglichst geringe Prüfkräfte anzuwenden. Diese Eigenschaft ist beim Vickers-Verfahren gegeben.

Da der Eindringkörper (Vickers-Pyramide) außerdem aus Diamant (härtester Stoff) besteht, ist auch eine Messung harter Gefügebe-standteile (Martensit- und Nitrier-schichten) möglich, ohne dass sich der Prüfkörper unzulässig verformt.

Härtemessung an gehärteten Stahl-teilen.

Begründung: An gehärteten Stahlteilen ist das Brinell-Verfahren aufgrund der erforderlichen hohen Prüfkräfte nicht anwendbar (Hartmetallkugel würde abplatten). Das Vickers-Verfahren würde unter Umständen eine erhöhte Streuung der Mess-werte liefern, da neben Martensit auch weichere Gefügebestandteile wie Restaustenit vorhanden sein können. Mit dem gegenüber der Vickers-Pyramide größeren Dia-mantkegel des Rockwell-C-Ver-fahrens werden die Nachteile des Brinell- sowie des Vickers-Verfah-rens umgangen.

1) Vickers-Makrohärteprüfung 2) Rockwell-C-Verfahren

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Fortsetzung der Tabelle von Seite 18

Härteprüfverfahren nach Brinell

(DIN EN ISO 6506) nach Vickers 1)

(DIN EN ISO 6507)nach Rockwell 2)

(DIN EN ISO 6508)

Zwei typische Vorteile des Verfahrens

Einfacher und robuster Prüfkörper, daher geeignet für den „rauen“ Werkstattbetrieb. Geringe Kosten für die Prüfkugeln.

Sehr geringe Beschädigung der Oberfläche. Unabhängigkeit des Härtewertes von der Prüfkraft im Makrobereich (F 49,03 N).

Schnelle und preiswerte Prüfung, da keine aufwändige Probenvor-bereitung sowie Direktanzeige des Härtewertes. Preiswertes Prüfgerät, da lediglich ein Längenmessgerät erforderlich ist (keine teure Optik).

Zwei typische Nachteile des Verfahrens

Nur für weiche bis mittelharte Werkstoffe (< 650 HBW). Sonst Abplattung der Hartmetallkugel und Verfälschung des Härtewertes Relativ große Probenbeschädi-gung durch Prüfeindruck.

Relativ großer Aufwand für die Vorbereitung der Prüffläche und das Ausmessen der Eindruckdia-gonalen. Sehr empfindlich gegenüber Er-schütterungen und Stößen.

Ungenau aufgrund von Ver-formungen der Probe und ande-rer im Kraftfluss liegender Bau-teile (Streuung der Messergeb-nisse). Empfindlichkeit des Diamant-Eindringkörpers gegenüber Stö-ßen.

Beispiel für normgerechte Härteangabe (bitte erläutern)

320 HBW/5/187,5/25 Härtewert nach Brinell: 320 Prüfkörper: Hartmetallkugel Kugeldurchmesser: 5 mm Prüfkraft: 1839 N Einwirkdauer der Prüfkraft: 25 s

470 HV5 Härtewert nach Vickers: 470 Prüfkraft: 49,03 N

56 HRC Härtewert nach dem Rockwell-C-Verfahren: 56

1) Vickers-Makrohärteprüfung 2) Rockwell-C-Verfahren

Lösung zu Aufgabe 6.15

Gehäuse aus Grauguss: Brinell-Verfahren. Begründung: Grauguss weist harte (Ferrit und / oder Perlit) und weiche (Graphit) Gefügebestandteile auf. Aufgrund

der Größe des Prüfkörpers (Kugel mit einem Durchmesser zwischen 1 mm und 10 mm) werden viele harte und weiche Gefügebestandteile bei der Messung gleichzeitig erfasst. Somit erhält man bereits mit einer Messung einen mittleren Härtewert, der relativ wenig streut.

Drehmeißel aus gehärtetem Schnellarbeitsstahl: Rockwell-Verfahren. Begründung: An gehärteten Stahlteilen ist das Brinell-Verfahren aufgrund der erforderlichen hohen Prüfkräfte nicht

anwendbar (Hartmetallkugel würde abplatten). Das Vickers-Verfahren würde unter Umständen eine erhöhte Streuung der Messwerte liefern, da neben Martensit auch weichere Gefügebestandteile wie Restaustenit vorhanden sein können. Mit dem gegenüber der Vickers-Pyramide größeren Diamant-kegel des Rockwell-C-Verfahrens werden die Nachteile des Brinell- sowie des Vickers-Verfahrens umgangen.

Rohr aus EN AW-Al 99,5: Vickers- oder Brinell-Verfahren. Begründung: Beide Verfahren haben gegenüber der Rockwell-Prüfung eine höhere Messgenauigkeit und sind damit

für die Prüfung grundsätzlich geeignet. EN AW-Al 99,5 ist außerdem ein relativ niedrigfester Werkstoff, so dass keine nennenswerte Abplattung der Brinell-Prüfkugel zu erwarten und damit grundsätzlich auch das Brinell-Verfahren anwendbar ist.

Ermittlung einer Härteverlaufskurve an einem nitrierten Bauteil: Vickers-Verfahren. Begründung: Um eine Härteverlaufskurve aufzunehmen, müssen die Härteeindrücke möglichst eng nebeneinander

platziert werden. Da jedoch zwischen den Härteeindrücken bestimmte Mindestabstände einzuhalten sind, ist ein möglichst kleiner Eindringkörper erforderlich bzw. es sind möglichst geringe Prüfkräfte an-zuwenden. Diese Eigenschaft ist beim Vickers-Verfahren gegeben. Da der Eindringkörper (Vickers-Pyramide) außerdem aus Diamant (härtester Stoff) besteht, ist auch eine Messung harter Gefügebe-standteile (Martensit- und Nitrierschichten) möglich, ohne dass sich der Prüfkörper unzulässig verformt.

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Härtemessung an einem Ferritkorn in einem Baustahl (S275JR): Vickers-Verfahren (Mikrohärteprüfung). Begründung: Aufgrund der sehr niedrigen Prüfkräfte der Vickers-Mikrohärteprüfung sowie des mikroskopisch kleinen

Eindringkörpers, kann auch eine Härteprüfung an sehr kleinen Strukturen, wie zum Beispiel einzelnen Gefügebestandteilen, ohne deren Zerstörung, durchgeführt werden.

Lösung zu Aufgabe 6.16

Es gilt: und somit: Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfolgen. Aus Tabelle A.1 entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 53 eine Vickers-Härte von 560 HV10. Dieser Wert ent-spricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.

Normgerechte Angabe des Ergebnisses: Umwertung ISO 18265 - 560 HV – A.1-HRC

Lösung zu Aufgabe 6.17

a) Zwischen der Zugfestigkeit Rm und der Vickers-Härte existiert für Stähle die folgende empirische Umwertebeziehung: Rm (in MPa) = 3,5 HV = 3,5 280 = 980 MPa

Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 in DIN EN ISO 18265 erfolgen. Aus Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) entnimmt man für eine Vickers-Härte von 280 HV10 eine Zugfestigkeit von 900 MPa. Dieser Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.

b) Eine Härtemessung kann, obwohl das Werkstück nur geringfügig beschädigt wird und einfach durchführbar ist, den Zugversuch nicht ersetzen, da:

die Härtewerte nur den oberflächennahen Zustand erfassen. Beim Zugversuch wird, bedingt durch den Bruch der Probe, die gesamte Querschnittsfläche erfasst,

die Umwertung mit sehr hohen Streuungen behaftet ist und daher allenfalls eine grobe Schätzung darstellt.

Lösung zu Aufgabe 6.18

Beim Stirnabschreckversuch nach Jominy (DIN EN ISO 642) wird eine nor-malgeglühte und anschließend allseits bearbeitete Probe (Durchmesser 25 mm, Länge 100 mm) auf die vereinbarte Härtetemperatur im Ofen erwärmt (austenitisiert). Die Haltedauer auf Härtetemperatur beträgt 30 bis 35 Minu-ten. Eine Randentkohlung muss hierbei vermieden werden.

Anschließend wird die Probe dem Ofen entnommen und in einer genormten Abschreckvorrichtung (siehe Abbildung, Skizze de Abbildung wird nicht ver-langt) mindestens 10 Minuten lang mit einem definierten Wasserstrahl (freie Steighöhe: 65 10 mm; Wassertemperatur 20 °C 5 °C abgeschreckt. Die Zeitspanne zwischen Entnahme der Probe aus dem Ofen und Beginn der Abschreckung darf 5 s nicht überschreiten.

Nach Abkühlen der Probe auf Raumtemperatur werden zwei gegenüberlie-gende Flächen auf eine Tiefe von 0,4 mm bis 0,5 mm nass angeschliffen. In festgelegten Abständen von der abgeschreckten Stirnfläche (1,5 mm; 3 mm; usw.) wird die Rockwell-C-Härte (DIN EN ISO 6507) ermittelt und in einem Diagramm aufgetragen. Als Ergebnis des Stirnabschreckversuchs erhält man eine Härteverlaufs- bzw. Stirnabschreck-Härtekurve. Diese Kurve wird mit vorgegebenen Streubändern für die Härtbarkeit verglichen, die man bei-spielsweise in Normen oder Werkstoffdatenblätter findet.

HV1500116HRC 567

22

53-1161500

HRC-1161500HV

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Wärmebehandlung des Stahls - 10. Auflage, Europa-Nr. 13039

Lösung zu Aufgabe 6.19

a)

b) Ergebnis des Stirnabschreckversuchs: J 47-15

c) In einem Abstand von 10 mm von der abgeschreckten Stirnfläche der Probe beträgt die Rockwell-C-Härte etwa 50 HRC. Nach DIN EN ISO 18265 ergibt sich nach Umwartung hieraus eine Vickershärte von:

Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfol-

gen. Aus Tabelle A.1 der Norm entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 50 eine Vickers-Härte von 513 HV10. Dieser Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.

Aus dem ZTU-Diagramm entnimmt man, dass der Temperatur-Zeit-Verlauf der Abkühlung, welcher zu einer Härte von 513 HV10 führt, geringfügig rechts von derjenigen Kurve im Diagramm verläuft, die dort eine Härte von 550 HV10 er-gibt. Aus dem Diagramm schätzt man somit für diesen Werkstoff ein Gefüge aus etwa 5 % Bainit und 95 % Martensit ab.

51650-116

1500HRC-116

1500HV22

Die gemessenen Rockwell-C-Härtewerte befinden sich aus-nahmslos innerhalb des Streu-bandes. Der Werkstoff weist also eine ausreichende Härtbarkeit auf.

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Lösungen zu Kapitel 7

Lösung zu Aufgabe 7.1

a) Anlassen: Erwärmen eines in der Regel martensitisch gehärteten Werkstücks auf eine Temperatur unter P-S-K (Ac1-Temperatur), Halten bei dieser Temperatur sowie nachfolgendes, zweckentsprechendes Abkühlen.

b) Das Anlassen ist kein eigenständiges Wärmebehandlungsverfahren, da es in der Regel im Anschluss an das Härten durchgeführt wird.

c) 1. Verminderung der Sprödigkeit und Abbau innerer Spannungen Anwendung: Unlegierte und legierte Kaltarbeitsstähle Niedriglegierte Warmarbeitsstähle Wälzlagerstähle (durchhärtende Sorten)

2. Verbesserung der Festigkeit bzw. Zähigkeit oder Einstellung eines bestimmten Verhältnisses aus Festigkeit und Zähigkeit.

Anwendung: Vergütbare Bau- und Konstruktionsstähle Vergütbare Wälzlagerstähle

3. Verbesserung der Warmhärte bzw. Warmfestigkeit sowie der Verschleißbeständigkeit durch Sekundärhärtung Anwendung: Hochlegierte Warmarbeitsstähle Schnellarbeitsstähle Warmharte Wälzlagerstähle

Lösung zu Aufgabe 7.2

Anlass-stufe

Temperaturbereich Wesentliche Vorgänge im Gefüge F 1) Z 1) H 1) Bemerkungen

1 100 °C ... 200 °C Stähle mit C unter 0,2 %: Ein Teil des Kohlenstoffs entweicht aus der Zwangslösung des Martensits. Es bildet sich der weniger verspannte kubi-sche Martensit. Die aus der Zwangslö-sung „entkommenen“ Kohlenstoffatome bilden feinste noch kohärent mit dem Kristallgitter verbundene -Carbide (ggf. bilden sich auch Übergangscarbide der Form Fe2C oder Fe2,5C). Stähle mit C über 0,2 %: Noch keine -Carbidbildung.

( )

Die Umwandlung des tetragonalen in den kubischen Martensit ist mit einer Volumenabnahme verbunden. Damit besteht die Gefahr von Ver-zug.

2 200 °C ... 320 °C Bildung von Zementit aus - und ggf. - oder -Carbid. Ausscheidung von Carbiden im Rest-austenit

Gefahr der Versprödung (300°C-Versprödung). Gefahr von Verzug durch Um-wandlung des Restaustenits in kubischen Martensit.

3 320 °C ... 400 °C Der gesamte Kohlenstoff entweicht aus seiner Zwangslösung. Der kubische Martensit erreicht schließlich die Zusam-mensetzung des Ferrits. Das Gefüge besteht aus Ferrit mit feinst verteilten Zementitteilchen (Fe3C). Die vom Marten-sit herrührende nadelige Gefügestruktur bleibt zunächst noch erhalten. Aus dem noch verbliebenen -Carbid bildet sich Zementit.

Gefahr der Versprödung im Tem-peraturbereich zwischen 370°C und 500 °C (500°C-Versprödung).

1) Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte2) Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. ( ) geringfügig abnehmende Tendenz zunehmende Tendenz 3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. abnehmende Tendenz stark zunehmende Tendenz stark abnehmende Tendenz

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Fortsetzung der Tabelle von Seite 22

( )

4 400 °C ... Ac1 Unlegierte und legierte Stähle 2) Oberhalb von 550 °C ... 600 °C wird die nadelförmige Gefügestruktur durch Re-kristallisation zurückgebildet. Mit zunehmender Anlasstemperatur bal-len sich die Zementitausscheidungen zu gröberen Partikeln zusammen (Koa-gulation).

Legierte Stähle 3)

Sekundärhärtung

----

1) Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte

2) Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. ( ) geringfügig abnehmende Tendenz zunehmende Tendenz 3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. abnehmende Tendenz stark zunehmende Tendenz stark abnehmende Tendenz

Lösung zu Aufgabe 7.3

Verbesserung der plastischen Verformbarkeit sowie der Zähigkeit. Damit auch Verbesserung der Sprödbruchsicherheit, insbesondere bei tiefen Temperaturen, schlagartiger Beanspruchung sowie ausgeprägter Kerbwirkung.

Verbesserung der Schwingfestigkeit infolge erhöhter Zähigkeit sowie der Abwesenheit von voreutektoidem Ferrit.

Verbesserung der Festigkeit, insbesondere der Dehngrenze. Hierdurch, bei gleicher Beanspruchung, Möglichkeit der Verminderung der Querschnittsfläche und somit Reduktion der Bauteilmasse sowie verminderter Fertigungsaufwand (z. B. bei Schweißkonstruktionen).

Festigkeits- und Verformbarkeitskennwerte können durch die entsprechende Wahl der Anlasstemperatur an die späteren Betriebsbedingungen optimal angepasst werden.

Ausgleich der Werkstoffeigenschaften zwischen Randzone und Kern.

Lösung zu Aufgabe 7.4

Bei Kohlenstoffgehalten unter etwa 0,2 % sind sehr hohe Abschreckgeschwindigkeiten erforderlich, um eine vollständige Martensitbildung zu erreichen (siehe Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27). Diese hohen Abschreckgeschwindigkeiten können entweder technisch nicht mehr realisiert werden oder sie führen zu hohen Spannungen und damit zu Maßänderungen bzw. Verzug.

Bei Kohlenstoffgehalten über 0,7 % weist das Gefüge einen relativ hohen Zementitgehalt auf. Dieser Sekundärzementit würde jedoch bei den üblichen Härtetemperaturen von 30 °C bis 60 °C über der Ac1-Temperatur nicht aufgelöst und somit zu einer deutlichen Verminderung der Zähigkeit des Vergütungsgefüges führen.

Lösung zu Aufgabe 7.5

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Lösung zu Aufgabe 7.6

Hoch beanspruchte Maschinenteile (Materialeinsparung und Sicherheit gegen Versagen) wie z. B. Hochdruckbehälter. Werkstoffbeispiel: 36Mn4

Schlag- und stoßartig beanspruchte Teile (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stanzwerkzeuge. Werkstoffbeispiel: X35CrMo17

Komplex gestaltete Bauteile mit „technischen Kerben“ (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Kurbelwellen. Werkstoffbeispiel: 34CrMo4

Bauteile die tiefen Temperaturen ausgesetzt sind (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stahlkonstruktionen. Werkstoffbeispiel: S460QL

Schwingend beanspruchte Bauteile (Sicherheit gegen Schwingbruch bzw. Werkstoffermüdung) wie z. B. technische Fe-dern.

Werkstoffbeispiel: 51CrV4

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Lösungen zu Kapitel 8

Lösung zu Aufgabe 8.1

a) Bei den Verfahren des Randschichthärtens wird die chemische Zusammensetzung der oberflächennahen Schicht nicht verändert, wohl aber das Gefüge. Durch hinreichend schnelles Abschrecken aus dem Austenitgebiet erfolgt eine martensitische Umwandlung der oberflächenahen Bereiche und damit eine Härtesteigerung.

Beim thermochemischen Behandeln erfolgt eine Änderung des Werkstoffzustands der Randschicht unter gleichzei-tiger Änderung der chemischen Zusammensetzung. Bei diesen Verfahren diffundieren Nichtmetallatome wie z. B. Kohlenstoff, Stickstoff oder Bor oder auch Metallatome wie z. B. Chrom, Aluminium oder Silicium aus geeigneten Be-handlungsmitteln in die oberflächennahe Schicht des Werkstücks ein und bewirken dort eine Veränderung des Werk-stoffzustandes sowie der chemischen Zusammensetzung. Nachfolgend oder gleichzeitig kann auch bei diesen Ver-fahren noch eine Wärmebehandlung durchgeführt werden.

b) Beispiel für Randschichthärteverfahren: Flammhärten Beispiel für thermochemisches Behandeln: Einsatzhärten

Lösung zu Aufgabe 8.2

a) Flammhärten: Erwärmung der oberflächennahen Werkstoffschicht auf Härtetemperatur mit Hilfe einer Brenngas-Sauerstoff-Flamme (entspricht den Härtetemperaturen beim durchgreifenden Härten). Nach dem Abschrecken Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe Lehrbuch, Seite 188, Bild 8.3 bis 8.5 und Sei-te 189, Bild 8.6).

Induktionshärten: Elektroinduktive Erwärmung der oberflächennahen Schicht auf Härtetemperatur durch ein zeitlich veränderliches magnetisches Feld mittels Induktor. Damit auch bei der schnellen induktiven Er-wärmung eine vollständige Austenitisierung eintritt, muss auf Härtetemperaturen erwärmt werden, die 50 K ... 100 K höher liegen, als die üblichen Temperaturen beim durchgreifenden Härten. An-schließend erfolgt das Abschrecken (Wasser, geeignetes Härteöl oder Druckluft). Beim Hochfre-quenz-Impulshärten bzw. bei ausreichender Werkstückdicke kann auch eine Selbstabschreckung erfolgen. Nach dem Abschrecken in der Regel Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe auch Lehr-buch, Seite 189, Bild 8.7).

b) Flammhärten: Erwärmung mittels Brenngas (Ethin)-Sauerstoff-Flamme. Erwärmung der Randschicht erfolgt durch Wärmeleitung. Dementsprechend ist die höchste Temperatur in der Nähe der Wärmquelle (Bren-ner), also im Bereich der Bauteiloberfläche.

Induktionshärten: Erwärmung mittels elektromagnetischer Induktion. Erwärmung bleibt auf die oberflächennahe Schicht beschränkt, da die Magnetfeldstärke mit zunehmendem Abstand vom Induktor stark ab-nimmt.

c) Vorteile: Schnelle Erwärmung, damit keine Gefahr von Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung der Oberfläche.

Gute Reproduzierbarkeit, d. h. Einhärtungstiefe kann über die Wahl der Frequenz gut eingestellt werden. Nachteil: Teure Anlagentechnik Begrenzte Bauteilgröße

d) Stähle 1 und 2 sind nicht umwandlungsfähig und entfallen daher. Stahl 3 ist geeignet, da umwandlungsfähig und ausreichender Kohlenstoffgehalt. Stahl 4 hat einen zu geringen Kohlenstoffgehalt und eignet sich daher nicht für eine Flamm- oder Induktionshärtung.

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Lösung zu Aufgabe 8.3 a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:

HV

1891,01891,0HV2

FddF

mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält damit die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in nachfolgender Tabelle).

Vickers-Härte in HV 1 980 970 950 750 530 370 330 320

Länge der mittleren Eindruckdiago-nalen d in mm

0,0435 0,0437 0,0442 0,0497 0,0592 0,0708 0,0749 0,0761

Soll 1) mm

0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- Abstand vom Mittelpunkt des Härteeindrucks zum Proben-rand Ist

mm 0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----

Soll 2) mm

---- 0,131 0,133 0,149 0,178 0,212 0,225 0,228Abstand der Mittelpunkte zweier benachbarter Härte-eindrücke Ist

mm ---- 0,150 0,200 0,500 0,500 0,500 0,500 0,500

1) Mindestwert: 2,5 d für Stahl 2) Mindestwert: 3 d für Stahl Die geforderten Mindestabstände werden eingehalten. Die Messung ist normgerecht.

b)

Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 1,3 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 0,8 mm bis 1,6 mm. Die Forderung wird eingehalten.

Der SHD-Wert ist gültig, da SHD 0,3 mm und in einem Abstand von 3 SHD (= 3,9 mm) die Vickers-Härte mit etwa 320 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Mindesthärte (750 HV10) liegt.

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Lösung zu Aufgabe 8.4

Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 3,30 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 1,6 mm bis 3,6 mm. Die Forderung wird eingehalten.

Der SHD-Wert ist gültig, da SHD 0,3 mm und in einem Abstand von 3 SHD (= 9,90 mm) die Vickers-Härte mit etwa 250 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Mindesthärte (550 HV10) liegt.

Lösung zu Aufgabe 8.5

a) Gute Zerspanbarkeit Gute Schweißbarkeit Gute plastische Verformbarkeit

b) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Ab-kühlgeschwindigkeiten die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27).

2. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe auch Lehrbuch, Seite 120, Bild 6.33).

c) Einsatzhärten: 1. Schritt: Aufkohlen (Zufuhr von Kohlenstoff in die Randschicht des Werkstücks) in Kohlenstoff abgebenden, fes-

ten, flüssigen oder gasförmigen Medien. Die Aufkohlungstemperaturen betragen in Abhängigkeit vom Kohlungsmittel 850 °C ... 1050 °C.

2. Schritt: Härten der Randschicht. Hierfür stehen verschiedene Verfahren zur Verfügung (Direkthärten, Einfach-härten, Doppelhärten und Härten nach isothermer Umwandlung (siehe auch Lehrbuch, Kapitel 8.3.5.3).

3. Schritt: Anlassen auf Temperaturen zwischen 150 °C ... 180 °C (unlegierte Stähle) bzw. 160 °C ... 200 °C (le-gierte Stähle). Anlassdauer 1 h ... 4 h.

Lösung zu Aufgabe 8.6

a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:

HV

1891,01891,0HV2

FddF

mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in nachfolgender Tabelle).

Vickers-Härte in HV 1 980 950 800 500 420 378 335 326 320 318

Länge der mittleren Eindruckdiago-nalen d in mm

0,043 0,044 0,048 0,061 0,066 0,070 0,074 0,075 0,076 0,076

Soll 1) mm

0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- Abstand vom Mittelpunkt des Härteeindrucks zum Proben-rand Ist

mm 0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----

Soll 2) mm

---- 0,133 0,144 0,183 0,199 0,210 0,223 0,226 0,228 0,229Abstand der Mittelpunkte zweier benachbarter Härte-eindrücke Ist

mm ---- 0,150 0,200 0,200 0,200 0,200 0,300 0,500 0,500 0,500

1) Mindestwert: 2,5 d für Stahl 2) Mindestwert: 3 d für Stahl Die geforderten Mindestabstände werden nahezu eingehalten. Lediglich beim Härtewert von 378 HV1 wird der gefor-derte Mindestabstand geringfügig unterschritten.

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b) Aus dem Diagramm liest man ab: CHD = 0,62 mm. c) Die Forderung (CHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da CHD = 0,62 mm beträgt. Der Wert ist gültig, da in einem Abstand

von 3 CHD (= 1,86 mm) die Härte unter 450 HV1 abgefallen ist.

Lösung zu Aufgabe 8.7

Härteverfahren Kurzbeschreibung des Verfahrens Vorteile Nachteile

Direkthärten Beim Direkthärten wird das Werkstück nach dem Aufkohlen aus der Kern- oder Randhärte-temperatur so schnell abgekühlt, dass eine Härtung durch Martensitbildung eintritt.

Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige Temperaturen angelassen.

Siehe Lehrbuch, Seite 210, Bild 8.31.

Einfaches und schnelles Verfahren. Geringer Energieaufwand.

Gefahr der Grobkornbildung. Keine Möglichkeit der Korn-feinung.

Einfachhärten Beim Einfachhärten wird das Werkstück nach dem Aufkohlen zunächst langsam bis auf Raumtemperatur abgekühlt, so dass zunächst keine Härtung eintritt.

Im abgekühlten Zustand besteht dann die Mög-lichkeit das Werkstück zu bearbeiten oder zu richten.

Anschließend erfolgt eine Wiedererwärmung auf Rand- oder Kernhärtetemperatur mit nachfol-gendem Abschrecken zur Martensitbildung.

Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige Temperaturen angelassen.

Siehe Lehrbuch, Seite 211, Bild 8.32.

Möglichkeit der Werkstück-bearbeitung nach der ers-ten Abkühlung. Kornfeinung durch Wieder-erwärmung.

Erhöhter Zeit- und Energie-aufwand. Erhöhte Verzugs- und Riss-gefahr.

Härten nach isothermer Umwandlung

Beim Härten nach isothermer Umwandlung werden die Werkstücke zunächst hinreichend schnell auf eine Temperatur unter A1 (550 °C bis 650 °C; Bainit- oder Perlitstufe) abgekühlt und bei dieser Temperatur bis zum vollständigen Ablauf der Gefügeumwandlungen isotherm ge-halten. Im Anschluss an das isotherme Halten wird das Werkstück auf die Randhärtetemperatur erwärmt und abgeschreckt (Martensitbildung). Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige Temperaturen angelassen.

Siehe Lehrbuch, Seite 212, Bild 8.33.

Bildung von feinstreifigem Perlit im Kern (verbesserte mechanische Kerneigen-schaften) durch Abschre-cken auf Badtemperatur. Geringe Verzugs- oder Rissgefahr.

Hoher Zeitaufwand. Notwendigkeit der Einrich-tung eines Warmbades.

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Fortsetzung der Tabelle von Seite 28

Doppelhärten Beim Doppelhärten wird das Werkstück nach dem Aufkohlen zunächst langsam abgekühlt.

Anschließend erfolgt die Wiedererwärmung auf die Härtetemperatur des Kerns mit nachfolgen-dem Abschrecken (Martensitbildung).

Nach dem Abschrecken wird erneut auf die Härtetemperatur der Randschicht erwärmt und abgeschreckt.

Im Anschluss an das zweite Abschrecken wird auf niedrige Temperaturen angelassen.

Siehe Lehrbuch, Seite 212, Bild 8.34.

Möglichkeit der Werkstück-bearbeitung nach der ers-ten Abkühlung. Erste Wiedererwärmung auf optimale Härtetemperatur des Kerns. Zweite Erwär-mung auf optimale Härte-temperatur der Rand-schicht. Hierdurch gleich-zeitig Vergütung des Kerns.

Sehr hoher Zeit- und Ener-gieaufwand. Hohe Verzugs- und Rissge-fahr.

Lösung zu Aufgabe 8.8

a) Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehaltes (C 0,25 %): gute Zerspanbarkeit (insbesondere geringer Werkzeugverschleiß), gute Schweißbarkeit, nach dem Einsatzhärten relativ hohe Härte der Randschicht und damit gute Verschleißbeständigkeit sowie gute Zä-

higkeit im Kern.

b) Um die in Aufgabenteil a) genannten Eigenschaften zu gewährleisten.

c) 17MnCr5: Wälzlagerstahl. Geeignet für die Herstellung von Bauteilen für Wälzlager. 10SPb20: Automateneinsatzstahl. Stähle weisen eine gute Zerspanbarkeit auf.

d) Vorteile: Verbesserung der Einhärtbarkeit, sodass auch bei größeren Werkstückdurchmessern verbesserte Kern-eigenschaften erzielt werden können (z. B. Chrom, Mangan, Nickel, Molybdän).

Verbesserung der Verschleißbeständigkeit durch Carbidbildung (Chrom, Molybdän).

Nachteile: Verminderung der Zähigkeit der gehärteten Randschicht durch Carbidbildung (Chromcarbide). Erhöhter Restaustenitgehalt (Nickel). e) Chrom: Verbesserung der Einhärtbarkeit. Molybdän: Verbesserung der Verschleißbeständigkeit (Carbidbildung). Nickel: Verbesserung der Zähigkeit des Kerns und Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit

zu tiefen Temperaturen.

Lösung zu Aufgabe 8.9

a) Zufuhr von Stickstoffatomen (Nitrieren) bzw. von Stickstoff- und Kohlenstoffatomen (Nitrocarburieren) in die oberflä-chennahe Schicht bei Temperaturen von 500 °C ... 590 °C aus flüssigen Medien (Salzschmelzen), gasförmigen Me-dien (NH3) oder aus dem Plasma. Die Nitrierdauer ist abhängig von der Nitriertemperatur, vom Nitriermittel sowie vom Werkstoff und beträgt wenige Minuten bis mehrere Stunden. Im Anschluss an das Nitrieren wird das Werkstück langsam abgekühlt.

b) Beim Nitrieren diffundiert Stickstoff (beim Nitrocarburieren zusätzlich Kohlenstoff) in die oberflächennahe Rand-schicht. Am äußersten, stickstoffreichen Rand des Werkstücks bildet sich eine geschlossene, sehr harte (aber auch spröde) Schicht aus Eisennitriden (Fe4N) und ggf. Nitriden der Legierungselemente (z. B. AlN), die Verbindungs-schicht. Die Dicke der Verbindungsschicht beträgt 5 μm ... 30 μm.

Unterhalb der Verbindungsschicht schließt sich die Diffusionsschicht an. Sie besteht ebenfalls aus Eisennitriden bzw. Nitriden der Legierungselemente, die sich jedoch nadelförmig in der Ferritgrundmasse ausscheiden. Die Dicke der Dif-fusionsschicht beträgt wenige 1/10 mm bis maximal 1,5 mm. Siehe auch Lehrbuch, Seite 218, Bild 8.36.

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c) Vorteile des Nitrierens bzw. Nitrocarburierens im Vergleich zu anderen Oberflächenhärteverfahren:

Die Oberfläche nitrierter Bauteile weist eine deutlich höhere Härte im Vergleich zu martensitisch gehärteten Bauteilen auf.

Nitrierschichten haben eine relativ hohe Verschleißbeständigkeit. Nitrierschichten haben eine hohe Warmhärte (bis etwa 500 °C). Die Betriebstemperaturen nitrierter Bauteile können

dementsprechend bis zu 500 °C betragen. Nitrierschichten tragen kaum auf. Die Werkstücke können dementsprechend vor dem Nitrieren weitgehend fertig be-

arbeitet werden. Beim Nitrieren bzw. Nitrocarburieren treten keine nennenswerten Maß- und Formänderungen auf, da die Behand-

lungstemperaturen relativ niedrig sind (< 600 °C) und die Bauteile nicht abgeschreckt werden müssen.

d) Vorteile des Nitrocarburierens im Vergleich zum Nitrieren: Kürzere Schichtaufbauzeiten. Verbesserte Eigenschaften wie zum Beispiel Gleiteigenschaften, Verschleißbeständigkeit, Duktilität). Geringere Neigung zum Abplatzen der Nitrierschicht. Verbesserte Korrosionsbeständigkeit.

Lösung zu Aufgabe 8.10

a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:

HV

1891,01891,0HV2

FddF

mit F = 4,9035 N (da HV 0,5) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen:

Vickers-Härte in HV0,5 1080 940 750 550 400 370 360 357 355

Länge der mittleren Eindruckdiago-nalen d in mm

0,0293 0,0314 0,0352 0,0411 0,0481 0,0501 0,0508 0,0510 0,0511

Soll 1) mm

0,073 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- Abstand vom Mittelpunkt des Härteeindrucks zum Proben-rand Ist

mm 0,020 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----

Soll 2) mm

---- 0,094 0,106 0,123 0,144 0,150 0,152 0,153 0,153Abstand der Mittelpunkte zweier benachbarter Härte-eindrücke Ist

mm ---- 0,020 0,020 0,020 0,020 0,100 0,100 0,100 0,100

1) Mindestwert: 2,5 d für Stahl 2) Mindestwert: 3 d für Stahl Die geforderten Mindestabstände werden nicht eingehalten. Die Messung ist dementsprechend nicht normgerecht.

b) Die Messwerte sind zwar nicht normgerecht, dennoch soll eine Auswertung erfolgen. Aus dem Diagramm liest man ab: NHD = 0,14 mm.

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Wärmebehandlung des Stahls - 10. Auflage, Europa-Nr. 13039

c) Die Forderung (NHD = 0,1 + 0,05) wird eingehalten, da NHD = 0,14 mm beträgt. Die Messung ist jedoch nicht normge-

recht, da die geforderten Mindestabstände der Härteeindrücke nicht eingehalten werden.

Lösung zu Aufgabe 8.11

Die Grenzhärte liegt bei etwa 310 HV05, d. h. 50 HV0,5 über der Kernhärte von 260 HV0,5. Die Nitrierhärtetiefe NHD beträgt bei dieser Grenzhärte etwa 0,65 mm.

Die Forderung (NHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da der NHD-Wert (0,65 mm) innerhalb der geforderten Grenzen (0,5 mm bis 0,8 mm) liegt.

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Lösungen zu Kapitel 9

Lösung zu Aufgabe 9.1

Vor dem Essen müssen die Hände gründlich gereinigt werden, da die in Härtereien und Wärmebehandlungsbetrieben verwendeten Aufkohlungs-, Nitrier- und Nitrocarburiersalze außerordentlich giftig sind. In den Produktionsräumen ist au-ßerdem das Essen grundsätzlich verboten.

Werkstücke von dem Eintauchen in Salzbäder trocknen, da ansonsten durch plötzliches Verdampfen des Wassers Salz aus den Bädern geschleudert werden kann.

Vorhandensein von Gas-Warnanlagen, da die verwendeten Aufkohlungs- und Nitriergase meist giftig und explosiv sind. Tragen von Schutzhandschuhen und Gesichtsschutz, um Verbrennungen zu vermeiden.

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Lösungen zu Kapitel 10

Lösung zu Aufgabe 10.1

Mittlerer Zylinder (mit dem größten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden: - Induktiv Härten und anschließend Anlassen. - Oberflächen-Mindesthärte: 780 HV30. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV30. - Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 625 HV1 zwischen 0,6

mm und 1,2 mm (Abstand vom Rand) liegen. - Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (zwischen 250 mm und 270 mm vom rechten Absatz ent-

fernt) erfolgen.

Linker Zylinder (mit dem kleinsten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden: - Induktiv Härten und anschließend Anlassen. - Oberflächen-Mindesthärte 650 HV10. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV10. - Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 525 HV1 zwischen 0,8

mm und 1,6 mm (Abstand vom Rand) liegen. - Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (etwa in der Mitte des Zylinders) erfolgen.

Die zylindrischen Absätze links und rechts des Zylinders mit dem größten Durchmesser dürfen mitbehandelt werden.

Der rechte Zylinder (mit Gewinde) darf nicht wärmebehandelt werden (wegen Gewinde). Überprüfung Zeichnungsangabe:

Bei einer Oberflächen-Mindesthärte von 780 HV und einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm darf die Oberflächenhärte höchstens mit HV50 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird erfüllt, da eine Prüfkraft von HV30 gewählt wurde.

Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm bei einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Indukti-onshärten (siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5).

Überprüfung Zeichnungsangabe:

Bei einer Oberflächen-Mindesthärte von 650 HV und einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm darf die Oberflächenhärte höchstens mit HV100 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird er-füllt, da eine Prüfkraft von HV10 gewählt wurde.

Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm bei einer Mindest-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Indukti-onshärten (siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5)..

Lösung zu Aufgabe 10.2

6,00

1000

6,0625SHD

HV30780

8,00

1000

8,0525SHD

HV10650