Wärmebehandlung des Stahls - Europa-Lehrmittel
Wärmebehandlung des Stahls - Europa-Lehrmittel
Wärmebehandlung des Stahls - Europa-Lehrmittel
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Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 1<br />
Bibliothek <strong>des</strong> technischen Wissens<br />
Wärmebehandlung<br />
<strong>des</strong> <strong>Stahls</strong><br />
10., aktualisierte und erweiterte Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung<br />
Prof. Dr.-Ing. Volker Läpple, Schorndorf<br />
VERLAG EUROPA LEHRMITTEL Nourney, Vollmer GmbH & Co. KG<br />
Düsselberger Straße 23 42781 Haan-Gruiten<br />
<strong>Europa</strong>-Nr. 13039
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 2<br />
Inhaltsverzeichnis<br />
1 Grundlagen der Metallkunde<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 1 ................................................................. 3<br />
2 Eisenwerkstoffe<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 2 ................................................................. 8<br />
3 Stahlnormung<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 3.................................................................. 9<br />
4 Einführung in die Wärmebehandlung der Stähle<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 4 ................................................................. 10<br />
5 Glühen<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 5 ................................................................. 11<br />
6 Härten<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 6 ................................................................. 14<br />
7 Anlassen und Vergüten<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 7.................................................................. 22<br />
8 Verfahren <strong>des</strong> Oberflächenhärtens<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 8.................................................................. 25<br />
9 Verhaltensregeln und Vorsichtsmaßnahmen zum Schutz der Gesundheit<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 9.................................................................. 32<br />
10 Wärmebehandlungsangaben in Technischen Zeichnungen<br />
Lösungen zu den Aufgaben zu Kapitel 10................................................................ 33
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 3<br />
Lösungen zu Kapitel 1<br />
Lösung zu Aufgabe 1.1<br />
a) Atommodell nach Demokrit (um 400 v. Chr.):<br />
Materie ist nicht beliebig teilbar.<br />
Die Teilung von Materie führt zu nicht mehr zerlegbaren Urbestandteilen (Atome).<br />
Zwischen den Atomen herrscht leerer Raum.<br />
b) Atommodell nach Dalton (1808):<br />
Materie besteht aus sehr kleinen Atomen. Die Atome können weder zerlegt noch erschaffen werden.<br />
Je<strong>des</strong> chemische Element besteht aus einer Atomart. Die verschiedenen Atomsorten unterscheiden sich durch<br />
Größe und Masse voneinander.<br />
Bei der Verbindungsbildung vereinigen sich die Atome der Elemente in einem bestimmten Zahlenverhältnis.<br />
c) Atommodell nach Thomson (1897):<br />
Atome sind gleichmäßig mit positiver Ladung ausgefüllte Kugeln, in welche die kleinen, negativ geladenen Elektronen<br />
eingebettet sind („kompakter“ Atombau).<br />
d) Atommodell nach Rutherford (1911):<br />
Atome bestehen aus einem positiv geladenen, sehr kleinen Atomkern und einer negativ geladenen Atomhülle.<br />
Die Atomhülle ist relativ zum Kern räumlich ausgedehnt und enthält die fast masselosen Elektronen („Kern-Hülle-<br />
Modell“).<br />
Lösung zu Aufgabe 1.2<br />
a) Elektronengasmodell: Positiv geladene Metall-Kationen sind von einem negativen Elektronengas (freie Valenzelektronen)<br />
umgeben. Der Zusammenhalt erfolgt durch die gegensätzlichen elektrostatischen Anziehungskräfte zwischen<br />
Elektronengas und Metall-Kationen. Da die anziehenden und abstoßenden Kräfte allseits gerichtet sind, kommt es zur<br />
Ausbildung eines Kristallgitters. Skizze siehe Lehrbuch, Seite 14, Bild 1.4.<br />
b) Die abstoßenden Kräfte zwischen den positiv geladenen Metall-Kationen sowie die Anziehungskräfte zwischen den<br />
negativ geladenen Elektronen <strong>des</strong> Elektronengases und den positiv geladenen Metall-Kationen sind nach allen Richtungen<br />
gleich groß. Damit folgt zwangsläufig eine regelmäßige Anordnung der Metall-Kationen und damit die Bildung eines<br />
Kristallgitters.<br />
Lösung zu Aufgabe 1.3<br />
a) Elementarzelle: Kleinstes geometrisches Raumelement, durch <strong>des</strong>sen Verschiebung um seine eigenen Kantenlängen<br />
man sich das Kristallgitter aufgebaut denken kann.<br />
Gitterparameter: Abstände der Atommitten in einem Kristallgitter.<br />
b) Kubisch-raumzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich<br />
ist auch die Würfelmitte mit einem Metall-Ion besetzt. Siehe Lehrbuch, Seite 16, Bild 1.8.<br />
Kubisch-flächenzentriertes Kristallgitter: Die Metall-Ionen sind an den Ecken eines Würfels angeordnet. Zusätzlich<br />
sind auch die Mitten der Würfelflächen mit Atomen besetzt. Die Raummitte <strong>des</strong> Würfels enthält keine Metall-Ionen.<br />
Siehe Lehrbuch, Seite 17, Bild 1.3.<br />
Hexagonales Gitter dichtester Packung: Die Metall-Ionen bilden eine regelmäßige sechseckige Säule. Zwischen<br />
der Grund- und Deckfläche befindet sich eine Atomlage „auf Lücke“. Siehe Lehrbuch, Seite 18, Bild 1.10.<br />
c) krz-Gitter: -Eisen (-Fe); Chrom (Cr)<br />
kfz-Gitter: Aluminium (Al); Nickel (Ni)<br />
hdP-Gitter: Magnesium (Mg); Zink (Zn)
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Lösung zu Aufgabe 1.4<br />
a) Packungsdichte: Von Materie ausgefülltes Volumen einer Elementarzelle.<br />
Koordinationszahl: Anzahl der Nachbarn eines Atoms in einem Kristallgitter mit gleichem, kleinstem Abstand.<br />
b)<br />
krz hdP 1)<br />
4<br />
Volumen eines Atoms V 3<br />
A R<br />
3<br />
4<br />
R<br />
3<br />
3<br />
Anzahl n der Atome je Elementarzelle 1 + 8 1/8 = 2 8 1/8 + 6 1/2 = 4<br />
Zusammenhang zwischen Gitterkonstante a der<br />
Elementarzelle und Atomradius R<br />
3<br />
2 2<br />
2<br />
a 4<br />
R<br />
2 a 4<br />
R<br />
4 R<br />
a <br />
3<br />
3) 2) 4)<br />
2<br />
4 R<br />
a <br />
2<br />
2)<br />
Packungsdichte<br />
n V<br />
P A<br />
3<br />
a<br />
4 3<br />
2 <br />
R<br />
P 3<br />
3<br />
4 R<br />
<br />
<br />
3 <br />
0,68 68 %<br />
4 3<br />
4 <br />
R<br />
P 3<br />
3<br />
4 R<br />
<br />
<br />
2 <br />
0,74 74 %<br />
2)<br />
1) Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungsdichten sind daher identisch (siehe<br />
auch Lösung zu Aufgabenteil c). Da sich die Packungsdichte <strong>des</strong> kfz-Gitters jedoch wesentlich einfacher ermitteln lässt, wird die Berechnung <strong>des</strong> Zahlenswertes<br />
für die Packungsdichte daher am Beispiel <strong>des</strong> kfz-Gitters durchgeführt.<br />
2) Gültig für das kfz-Gitter.<br />
3) Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Raumdiagonale <strong>des</strong> Kristallgitters.<br />
4) Die Gitteratome bzw. Metall-Ionen berühren sich über die Flächendiagonale <strong>des</strong> Kristallgitters.<br />
c) Das kfz-Gitter und das hdP-Gitter unterscheiden sich nur hinsichtlich der Stapelfolge der Gitterebenen. Die Packungsdichte<br />
bleibt daher unverändert.<br />
Lösung zu Aufgabe 1.5<br />
a) In der Schmelze befinden sich die Metallatome und die freien Elektronen in ungeordneter Bewegung. Wird mit sinkender<br />
Temperatur der Erstarrungspunkt erreicht, dann werden die chemischen Bindungskräfte wirksam. Ausgehend<br />
von Kristallisationskeimen (z. B. Fremd- bzw. Legierungsatome) bzw. Grenzflächen (z. B. Gefäßwand) beginnt das<br />
Kristallgitterwachstum. Die Gitterbereiche wachsen hierbei unabhängig voneinander, bis die gesamte Schmelze aufgebraucht<br />
(erstarrt) ist. Da die Keimbildung und das Kristallwachstum an mehreren Stellen gleichzeitig stattfindet, liegen<br />
nach der Erstarrung eine Vielzahl voneinander abgegrenzter Kristallbereiche vor. Auf diese Weise bilden sich die<br />
einzelnen Kristallite (Körner) als Hauptbestandteile eines (polykristallinen) Gefüges (siehe Lehrbuch, Seite 20, Bild<br />
1.13).<br />
b) Korn (Kristallit): Einzelner, räumlich ausgedehnter Bereich eines in der Regel metallischen Werkstoffs mit einheitlich<br />
ausgerichtetem Kristallgitter.<br />
Korngrenze: Grenzfläche zwischen benachbarten Körnern (Kristalliten) mit in der Regel großem Orientierungsunterschied.<br />
Diese das Korn flächenhaft umschließende Grenzfläche ist eine ungeordnete (strukturlose bzw. amorphe)<br />
Übergangszone mit der Breite einiger (2 ... 3) Atomdurchmesser.<br />
c) Die Korngröße hängt von der Anzahl der Kristallisationskeime (z. B. Anzahl der Fremdelemente in der Schmelze) ab.<br />
Mit zunehmender Keimzahl steigt auch die Anzahl der gleichzeitig entstehenden Kristallgitterbereiche und das Gefüge<br />
wird feinkörnig.<br />
d) Impfen: Zugabe von Fremdkeimen (z. B. Legieren mit geringen Mengen an Aluminium oder Seltene Erdmetalle bei<br />
den Eisenwerkstoffen).<br />
Zweck: Erzeugung eines feinkörnigen Gefüges durch Erhöhung der Anzahl an Kristallisationskeimen.<br />
e) Höhere Festigkeit.<br />
Verbesserte plastische Verformbarkeit und verbesserte Zähigkeit.<br />
Bessere Oberflächenqualität nach einer plastischen Verformung (z. B. nach dem Tiefziehen).
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Lösung zu Aufgabe 1.6<br />
Leerstellen: Haben bei Raumtemperatur oder wenig erhöhten Temperaturen keinen nennenswerten Einfluss auf die<br />
Werkstoffeigenschaften.<br />
Einlagerungs- oder Substitutionsatome: Erhöhen durch Mischkristallbildung die Festigkeit eines metallischen Werkstoff<br />
und vermindern die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit.<br />
Versetzungen: Ermöglichen die plastische Verformbarkeit eines metallischen Werkstoffs (siehe Aufgabe 1.7).<br />
Korngrenzen: Nehmen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit, plastische Verformbarkeit, Zähigkeit)<br />
von Metallen (siehe Aufgabe 1.5e).<br />
Lösung zu Aufgabe 1.7<br />
a) Plastische Verformbarkeit.<br />
b) Plastische Verformbarkeit ist unter normalen Bedingungen die Folge von Abgleitvorgängen benachbarter Gitterbereiche,<br />
hervorgerufen durch Versetzungsbewegungen. Am Beispiel von Stufenversetzungen kann man sich die plastische Verformung<br />
als Bewegung von in das Kristallgitter eingeschobenen „Halbebenen“ vorstellen. Diese Abgleitvorgänge finden<br />
in Richtung der größten Schubspannung in denjenigen Gitterebenen statt, die dichtest gepackt sind (Gleitebenen) und<br />
dort längs der dichtest gepackten Richtungen (Gleitrichtungen). Erreicht eine Versetzung eine Grenzfläche (z. B. Kornfläche<br />
oder Bauteiloberfläche), dann tritt sie dort unter Bildung einer Gleitstufe aus. Mit jeder weiteren Versetzung die<br />
sich längs dieser Gleitebene bewegt, wächst schließlich die Höhe der Gleitstufe. Das Korn und somit auch die Nachbarkörner<br />
und damit letztlich auch das gesamte Bauteil verformen sich plastisch.<br />
Lösung zu Aufgabe 1.8<br />
Kaltverformung: Erhöht die Festigkeit und vermindert die plastische Verformbarkeit (Kaltverfestigung). Durch eine<br />
Kaltverformung wird die Versetzungsdichte sehr stark erhöht ( Frank-Read-Mechanismus). Die einzelnen Versetzungen<br />
behindern sich hierbei in ihrer Fortbewegung gegenseitig.<br />
Legieren: Durch Einlagerung von Fremdatomen auf regulären Gitterplätzen oder auf Zwischengitterplätzen (Mischkristallbildung)<br />
wird das Kristallgitter lokal elastisch verformt. Hierdurch wird die Versetzungsbewegung behindert,<br />
d. h. die Festigkeit steigt und die plastische Verformbarkeit verschlechtert sich (Mischkristallverfestigung).<br />
Kornfeinung: Mit abnehmender Korngröße nimmt die Anzahl der Korngrenzen zu. Da jede Korngrenze ein Hindernis<br />
für die Versetzungsbewegung darstellt, steigt mit abnehmender Korngröße die Festigkeit <strong>des</strong> metallischen Werkstoffs,<br />
während sich die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert (Feinkorn- oder Korngrenzenhärtung).<br />
Fremdphasen: Durch Einbringen von Fremdphasen mittels einer Wärmebehandlung (z. B. Vergüten oder Ausscheidungshärten)<br />
oder mittels pulvermetallurgischer Verfahren, wird die Versetzungsbewegung effizient behindert und<br />
hierdurch die Festigkeit erhöht, jedoch die plastische Verformbarkeit sowie die Zähigkeit vermindert (Teilchenverfestigung).
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Lösung zu Aufgabe 1.9<br />
a)<br />
b) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der Versetzungen (Versetzungsdichte) zu ( Frank-Read-<br />
Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzungen in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechterhaltung<br />
der Versetzungsbewegung bedarf es einer zunehmend höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit <strong>des</strong> Werkstoffs<br />
steigt, während die plastische Verformbarkeit bzw. die Zähigkeit vermindert wird.<br />
Lösung zu Aufgabe 1.10<br />
Reine Metalle: Wird bei der Abkühlung einer reinen Metallschmelze die Erstarrungs- bzw. Kristallisationstemperatur<br />
erreicht, dann bleibt aufgrund der frei werdenden Kristallisationswärme, die Temperatur so lange konstant, bis die gesamte<br />
Schmelze erstarrt ist. Im Temperatur-Zeit-Diagramm ergeben sich bei der entsprechenden Erstarrungstemperatur<br />
Haltepunkte.<br />
Metalllegierungen: Wird eine Metalllegierung abgekühlt, dann findet die Erstarrung nicht bei einer festen Temperatur<br />
(Erstarrungstemperatur) statt, sondern innerhalb eines Temperaturintervalls. Im Temperatur-Zeit-Diagramm treten Knickpunkte<br />
auf, die den Beginn sowie das Ende der Erstarrung kennzeichnen.
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Lösung zu Aufgabe 1.11<br />
a) Eutektisches System mit Mischungslücke.<br />
b) Vollständige Löslichkeit im flüssigen Zustand und teilweise Löslichkeit im festen Zustand.<br />
c) 1. Möglichkeit: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb<br />
2. Möglichkeit: 88 Masse-% Sn und 12 Masse-% Pb<br />
d) Begutachtung <strong>des</strong> Gefüges anhand eines metallographischen Schliffs.<br />
e) Freisetzung von Kristallisationswärme durch Ausscheidung von Mischkristallen aus der Schmelze (A-B) bzw. Erstarrung<br />
der Restschmelze zu Eutektikum (B-C).<br />
f) Siehe Abbildung.<br />
g) 1. Schmelze: 45 Masse-% Sn und 55 Masse-% Pb.<br />
-Mischkristalle: 18 % Sn und 82 % Pb.<br />
2. 58 % Schmelze und 42 % -Mischkristalle.<br />
3. Der Mengenanteil Eutektikum nach Unterschreiten der Eutektikalen entspricht dem Mengenanteil Schmelze unmittelbar<br />
vor der eutektischen Erstarrung, also: 21 % Eutektikum und 79 % -Mischkristalle.<br />
4. Eutektikum ist ein Kristallgemisch aus - und -Mischkristallen:<br />
-Mischkristalle: 5 Masse-% Sn und 95 Masse-% Pb.<br />
-Mischkristalle: 98 Masse-% Sn und 2 Masse-% Pb.
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Lösungen zu Kapitel 2<br />
Lösung zu Aufgabe 2.1<br />
a) Das -Eisen hat ein kubisch-raumzentriertes Kristallgitter, das -Eisen hingegen ein kubisch-flächenzentriertes Gitter.<br />
Da die Gitterlücken im kfz-Gitter, im Vergleich zum krz-Gitter, deutlich größer sind, können kleinere Fremdatome in<br />
das kfz-Gitter besser eingelagert werden, d. h. die Löslichkeit ist höher.<br />
b) -Eisen (krz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen Ferrit<br />
-Eisen (kfz) + Kohlenstoff auf Zwischengitterplätzen Austenit<br />
c) Tetraederlücken im kfz-Gitter: Die Tetraederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Tetraeders.<br />
Der Abstand zu den 4 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils (a3)/4 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante <strong>des</strong> kfz<br />
-Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (oberes Teilbild).<br />
Oktaederlücken im kfz-Gitter: Die Oktaederlücken im kfz-Gitter befinden sich in der Mitte eines regelmäßigen Oktaeders.<br />
Der Abstand zu den 6 nächsten Eisen-Ionen beträgt jeweils a/2 mit a = 0,3646 nm (Gitterkonstante <strong>des</strong> kfz -<br />
Eisens). Siehe Lehrbuch, Seite 52, Bild 2.3 (unteres Teilbild).<br />
d) In die Oktaederlücke <strong>des</strong> kfz -Eisens lassen sich ohne Verzerrung <strong>des</strong> Kristallgitters kleinere Fremdatome, wie z. B.<br />
Kohlenstoff, bis zu einem maximalen Durchmesser von 0,103 nm und im Falle der Tetraederlücken bis zu einem maximalen<br />
Durchmesser von nur 0,058 nm einlagern. Die Einlagerung erfolgt dementsprechend bevorzugt auf den Oktaederlücken.<br />
Lösung zu Aufgabe 2.2<br />
a) Zementit ist eine metastabile Verbindungsphase zwischen Eisen- und Kohlenstoffatomen mit stöchiometrischer Zusammensetzung<br />
(Fe 3 C) und überwiegend metallischem Bindungscharakter. Zementit weist ein komplexes, rhomboedrisches<br />
Kristallgitter mit 12 Eisenatomen und 4 eingelagerte Kohlenstoffatomen auf (siehe Lehrbuch, Seite 53,<br />
Bild 2.4).<br />
b) Zementit zerfällt bei höheren Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit („Temperkohle“).<br />
c) Die Zementitbildung wird durch die Zugabe Carbid bildender Legierungselemente wie zum Beispiel Mn, Mo, Zr oder V<br />
sowie durch eine rasche Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand begünstigt.<br />
Lösung zu Aufgabe 2.3<br />
Das Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff liefert die folgenden wichtigen Informationen:<br />
1. In Abhängigkeit von Kohlenstoffgehalt und Temperatur können aus dem Zustandsdiagramm Eisen-Kohlenstoff die<br />
jeweils vorliegen Phasen ermittelt und somit die Gefügeausbildungen abgeschätzt werden.<br />
2. Werden bei einer Temperaturänderung Phasengrenzen über- oder unterschritten, dann können mit Hilfe <strong>des</strong> Diagramms<br />
die zu erwartenden Gefügeveränderungen ermittelt werden.<br />
Lösung zu Aufgabe 2.4<br />
Im metastabilen System ist der im Kristallgitter <strong>des</strong> -, - oder -Eisens nicht mehr lösbare Kohlenstoff in Form von Zementit<br />
(Fe 3 C) chemisch an das Eisen gebunden. Zementit ist thermisch nicht stabil (metastabil), d. h. er zerfällt bei höheren<br />
Temperaturen bzw. längerer Glühdauer in Graphit. Im stabilen System liegt der nicht mehr im Kristallgitter lösbare<br />
Kohlenstoff in Form von Graphit (C) vor.
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 9<br />
Lösungen zu Kapitel 3<br />
Lösung zu Aufgabe 3.1<br />
Kurzname<br />
1. C10R<br />
2. 60WCrV7<br />
3. C60E<br />
4. GX50NiCrCo20-20-20<br />
5. X20CrMoV11-1<br />
Bedeutung<br />
Unlegierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem Bereich für den<br />
Schwefelgehalt.<br />
Legierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C); 1,75 % Wolfram (W); Anteile an Chrom (Cr)<br />
und Vanadium (V).<br />
Unlegierter Stahl; 0,60 % Kohlenstoff (C), mit vorgeschriebenem maximalem Schwefelgehalt.<br />
Legierter Stahlguss; 0,50 % Kohlenstoff (C); 20 % Nickel (Ni); 20 % Chrom (Cr); 20 %<br />
Cobalt (Co).<br />
Legierter Stahl; 0,20 % Kohlenstoff (C); 11 % Chrom (Cr); 1 % Molybdän (Mo); Anteile<br />
an Vanadium (V).<br />
6. 11SMnPb37 Legierter Stahl; 0,11 % Kohlenstoff (C); 0,37 % Mangan (Mn); Anteile an Blei (Pb).<br />
7. G32NiCrMo8-5-4 Legierter Stahlguss; 0,32 % Kohlenstoff; 2 % Nickel; 1,25 % Chrom; 0,4 % Molybdän.<br />
8. HS6-5-2-5 Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; 5 % Cobalt.<br />
9. X10CrNi18-8+C1900<br />
10. C120U+A+C<br />
Legierter Stahl; 0,10 % Kohlenstoff (C); 18 % Chrom (Cr); 8 % Nickel (Ni); kaltverfestigt<br />
auf eine Min<strong>des</strong>tzugfestigkeit von 1900 MPa.<br />
Unlegierter Stahl; 1,20 % Kohlenstoff (C), für Werkzeuge (unlegierter Kaltarbeitsstahl),<br />
weichgeglüht (+A) und kaltverfestigt (+C).<br />
11. 16MnCr5 Legierter Stahl; 0,16 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); Anteile an Chrom (Cr).<br />
12. 15MnCrMoNiV5-3<br />
Legierter Stahl; 0,15 % Kohlenstoff (C); 1,25 % Mangan (Mn); 0,75 % Chrom (Cr);<br />
Anteile an Molybdän (Mo), Nickel (Ni) und Vanadium (V).<br />
13. HS0-4-1 Schnellarbeitsstahl; kein Wolfram, 4 % Molybdän; 1 % Vanadium; kein Cobalt.<br />
14. 46S20 Legierter Stahl; 0,46 % Kohlenstoff (C); 0,20 % Schwefel (S).<br />
15. 42CrMo4+H<br />
16. HS6-5-2+N<br />
17. 51CrV4+QT<br />
Legierter Stahl; 0,42 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom (Cr); Anteile an Molybdän, mit<br />
Anforderungen an die Härtbarkeit.<br />
Schnellarbeitsstahl; 6 % Wolfram; 5 % Molybdän; 2 % Vanadium; kein Cobalt; normalgeglüht.<br />
Legierter Stahl; 0,51 % Kohlenstoff (C); 1 % Chrom; Anteile an Vanadium (V); vergütet.
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Lösungen zu Kapitel 4<br />
Lösung zu Aufgabe 4.1<br />
Verbesserung der mechanischen Eigenschaften (z. B. Festigkeit oder Zähigkeit).<br />
Beispiel: Vergüten.<br />
Verbesserung der Oberflächeneigenschaften (z. B. Härte bzw. Verschleißbeständigkeit).<br />
Beispiel: Härten.<br />
Verbesserung der Verarbeitbarkeit (z. B. Zerspanbarkeit oder Umformbarkeit).<br />
Beispiel: Weichglühen.<br />
Abbau innerer Spannungen.<br />
Beispiel: Spannungsarmglühen.<br />
Lösung zu Aufgabe 4.2<br />
a) Anwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in den oberflächennahen Bereichen.<br />
Durchwärmzeit: Zeit bis zum Erreichen der Glüh- oder Härtetemperatur in der Kernzone seit dem Erreichen der<br />
Behandlungstemperatur in den oberflächennahen Bereichen.<br />
b) Bei einer Reihe von Wärmebehandlungsverfahren, wie zum Beispiel dem Normalglühen oder Vergüten, sollte das<br />
Werkstück unmittelbar nach Erreichen der Glüh- bzw. Härtetemperatur wieder (zweckentsprechend) abgekühlt werden.<br />
Voraussetzung für den Erfolg der Wärmebehandlung ist jedoch, dass möglichst in der gesamten Querschnittsfläche<br />
die Behandlungstemperatur erreicht wird. Bei dickwandigen Bauteilen führt dies zu einem Optimierungsproblem:<br />
Die oberflächennahen Bereiche <strong>des</strong> Bauteils erreichen die Behandlungstemperatur relativ schnell (Anwärmzeit), während<br />
die Kernzone, bedingt durch Wärmeleitung, erst nach einer relativ langen Haltedauer die gewünschte Behandlungstemperatur<br />
erreicht (Durchwärmzeit). Ist die Haltedauer zu kurz, findet in der Kernzone die gewünschte Wärmebehandlung<br />
nicht statt, ist die Haltedauer jedoch zu lang, dann können in den oberflächennahen Bereichen unerwünschte<br />
Effekte wie zum Beispiel Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung auftreten.
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Lösungen zu Kapitel 5<br />
Lösung zu Aufgabe 5.1<br />
Glühverfahren 1. Art: Werkstoffunabhängige Glühverfahren.<br />
Beispiel: Spannungsarmglühen.<br />
Glühverfahren 2. Art: Werkstoffabhängige Glühverfahren.<br />
Beispiel: Normalglühen von Stählen.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.2<br />
a) Zur Schaffung von Oberflächen (z. B. Korngrenzen) muss Energie aufgewendet werden. Ein grobkörniges Gefüge<br />
hat, im Vergleich zu einem feinkörnigen Gefüge, bei gleichem Volumen eine geringere Gesamtoberfläche der Körner.<br />
Dementsprechend ist die Oberflächenenergie <strong>des</strong> grobkörnigen Gefüges geringer, im Vergleich zu einem Gefüge mit<br />
feinem Korn. Da jeder Körper bestrebt ist, einen möglichst energiearmen Zustand einzunehmen, ist die treibende<br />
Kraft für ein Kornwachstum in der damit verbundenen Verminderung der Oberflächenenergie begründet. Unter der<br />
Voraussetzung einer ausreichenden diffusionsgestützten Beweglichkeit der Metall-Ionen, d. h. bei ausreichend hoher<br />
Temperatur, wird daher stets ein mehr oder weniger ausgeprägtes Kornwachstum in metallischen Werkstoffen stattfinden.<br />
b) Eine Grobkornbildung kann u. a. durch Legieren mit geringen Mengen an Al, Ti, Nb oder V (Mikrolegieren) vermieden<br />
werden. Diese Legierungselemente bilden fein verteilte und thermisch beständige Carbide oder Nitride im Austenit<br />
und stellen auf diese Weise Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.3<br />
Für den Erfolg einer Spannungsarmglühung ist u. a. die Abkühlgeschwindigkeit aus der Glühtemperatur entscheidend.<br />
Überschreitet die Abkühlgeschwindigkeit einen Wert von etwa 50 K/h bis 100 K/h, dann muss mit einer erneuten Entstehung<br />
von Eigenspannungen während der Abkühlung gerechnet werden.<br />
In vorliegendem Fall wird das Bauteil aus der Glühtemperatur innerhalb von etwa 15 Minuten von 640 °C auf etwa 200<br />
°C also mit 1760 K/h abgekühlt. Dementsprechend muss damit gerechnet werden, dass die Wärmebehandlung im Sinn<br />
<strong>des</strong> Abbaus vorhandener Eigenspannungen erfolglos bleibt. Abhilfe: Abkühlgeschwindigkeit auf unter 100 K/h vermindern.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.4<br />
a) Eigenspannungen: Spannungen im Bauteilinnern ohne das Vorhandensein einer äußeren Beanspruchung.<br />
Eigenspannungen 1. Art: Erstrecken sich über größere Werkstoffbereiche, teilweise über den gesamten Werkstückquerschnitt<br />
und befinden sich stets im inneren Gleichgewicht (auch als Makroeigenspannungen<br />
bezeichnet).<br />
Eigenspannungen 2. Art: Erstrecken sich über kleinere Werkstoffbereiche, in der Regel über einige Körner.<br />
Eigenspannungen 3. Art: Erstrecken sich über kleinste Werkstoffbereiche (einige Atomabstände).<br />
b) Schweißen: Ungleichmäßige Abkühlung und behinderte Schrumpfung.<br />
Gießen: Unterschiedliche Schrumpfung infolge fester Schwindung (z. B. bei unterschiedlichen Wanddicken).<br />
Zerspanen: Verfestigung der Werkstückoberfläche z. B. aufgrund der Schnittkräfte.<br />
c) Eigenspannungen überlagern sich den Betriebsspannungen. Dadurch wird die Beanspruchbarkeit <strong>des</strong> Bauteils vermindert.<br />
Eigenspannungen können während einer spanenden Bearbeitung zu unerwünschten Maß- und Formänderungen<br />
führen.<br />
Eigenspannungen vermindern das plastische Verformungsvermögen eines Werkstoffs.
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 12<br />
d) Spannungsarmglühen von Stählen:<br />
1. Erwärmung: 500 °C ... 650 °C (abhängig von der <strong>Stahls</strong>orte bzw. vom Werkstoffzustand <strong>des</strong> Stahles)<br />
2. Haltedauer: 1 h ... 2 h (abhängig von der Werkstückdicke)<br />
3. Langsame Abkühlung<br />
Besonders beachtet werden muss, dass die gewählte Glühtemperatur keine unerwünschten Gefügeveränderungen zur<br />
Folge hat (z. B. Veränderung eines bereits über eine Wärmebehandlung eingestellten Vergütungsgefüges).<br />
e) Die inneren Vorgänge beim Spannungsarmglühen können der Kristallerholung zugeordnet werden. Bei der Kristallerholung<br />
findet im Wesentlichen eine Umordnung der Versetzungen (Polygonisation) unter Bildung einer Subkornstruktur<br />
statt. Die Versetzungsdichte ändert sich kaum (keine ausgeprägte Versetzungsannihilation). Damit werden die mechanischen<br />
Eigenschaften nur unwesentlich verändert. Auch treten keine nennenswerten Gefügeveränderungen auf. Lediglich<br />
die Spannungsspitzen werden durch plastische Verformung reduziert.<br />
f) Durch Spannungsarmglühen können Eigenspannungen nur bis zur jeweiligen Warmstreckgrenze vermindert werden.<br />
Eine vollständige Beseitigung ist nicht möglich. Die Bezeichnung „Spannungsfreiglühen“ ist daher nicht korrekt (siehe<br />
auch Lehrbuch, Seite 80, Bild 5.6).<br />
Lösung zu Aufgabe 5.5<br />
a) Mit zunehmendem Umformgrad nimmt die Anzahl der<br />
Versetzungen (Versetzungsdichte) zu ( Frank-Read-<br />
Mechanismus). In Folge behindern sich die Versetzungen<br />
in ihrer Fortbewegung gegenseitig. Zur Aufrechterhaltung<br />
der Versetzungsbewegung bedarf es einer zunehmend<br />
höheren (Schub-)Spannung. Die Festigkeit<br />
<strong>des</strong> Werkstoffs steigt, während sich die plastische Verformbarkeit<br />
bzw. die Zähigkeit vermindert.<br />
b) Verminderung der plastischen Verformbarkeit sowie<br />
der Zähigkeit.<br />
Anisotropie der Werkstoffeigenschaften.<br />
c) Halbzeuge mit eng bemessenen Toleranzen erhalten<br />
ihre endgültigen Abmessungen in der Regel durch eine<br />
Kaltverformung. Bei starker Umformung ist jedoch die<br />
Fließfähigkeit <strong>des</strong> Werkstoffs häufig erschöpft, noch ehe die gewünschten Endabmessungen erreicht sind. Um eine<br />
Rissbildung zu vermeiden, muss daher zwischen den einzelnen Verformungsschritten eine Rekristallisationsglühung<br />
durchgeführt werden.<br />
Für Fertigteile die durch eine Kaltumformung, wie zum Beispiel Tiefziehen oder Massivumformung, hergestellt werden<br />
und im Anschluss wieder eine ausreichende plastische Verformungsfähigkeit aufweisen müssen.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.6<br />
a) Aus einem Rekristallisationsdiagramm kann für eine jeweils konstante Glühdauer bei gegebener Glühtemperatur und<br />
gegebenem Umformgrad die zu erwartende Korngröße abgeschätzt werden.<br />
b) Bei geringer Kaltverformung entstehen im Kristallgitter nur relativ wenige als Keime für eine nachfolgende Rekristallisation<br />
wirkende, stark verformte Gitterbereiche. Da dementsprechend die Kornneubildung (Rekristallisation) nur an<br />
diesen wenigen Keimen beginnt, wird das Gefüge nach abgeschlossener Kornneubildung grobkörnig.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.7<br />
a) Beseitigung einer Kaltverfestigung.<br />
Beseitigung von Grobkorn.<br />
Beseitigung von Widmannstätten’schem Gefüge (bei Stahlguss).
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 13<br />
b) Normalglühen von unlegierten, untereutektoiden Stählen:<br />
1. Erwärmung auf Glühtemperatur 30 °C ... 50 °C über G-S<br />
2. Halten auf Glühtemperatur Haltedauer (in Minuten): 60 + max. Werkstückdicke in mm<br />
3. Langsame Abkühlung<br />
c) Randentkohlung.<br />
Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen.<br />
Verzunderung der Werkstückoberfläche.<br />
Abhilfe: Verwendung einer Schutzgasatmosphäre oder Glühen im Vakuumofen.<br />
Grobkornbildung.<br />
Abhilfe: Verwendung legierter Stähle (Hemmung <strong>des</strong> Kornwachstums im Austenitgebiet).<br />
d) Schweißen.<br />
Warmumformen (z. B. Schmieden).<br />
e) Perlit und Ferrit wandeln sich bei Temperaturen zwischen G-S und P-S in ein feinkörniges austenitisches Gefüge um,<br />
da der Umwandlungsvorgang innerhalb eines Kornes an mehreren Stellen gleichzeitig beginnt. Die anschließende<br />
Abkühlung führt zu einem ebenso feinkörnigen ferritisch-perlitischen Gefüge. Durch das Normalglühen werden Festigkeit<br />
und plastische Verformbarkeit verbessert.<br />
f) Das Verfahren ist nur anwendbar, da Eisen ein polymorphes Metall ist.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.8<br />
Beim Normalglühen übereutektoider Stähle wird in der Regel auf eine Temperatur von 30 °C bis 60 °C über Ac 1 erwärmt,<br />
damit kein unerwünschtes Grobkornwachstum eintritt. Der bei diesen Temperaturen noch weitgehend an den Korngrenzen<br />
vorliegende Sekundärzementit stellt Hindernisse für die Bewegung der Korngrenzen dar.<br />
Lösung zu Aufgabe 5.9<br />
Werden Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt unter 0,5 % weichgeglüht, dann treten bei einer nachfolgenden Zerspanung<br />
Probleme im Sinne von Zusetzen der Spanräume sowie Bildung von Aufbauschneiden auf. Außerdem muss mit einer<br />
unerwünschten Fließspanbildung gerechnet werden.
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 14<br />
Lösungen zu Kapitel 6<br />
Lösung zu Aufgabe 6.1<br />
a) Verbesserung der Härte und Verschleißbeständigkeit (für Werkzeugstähle, Wälzlagerstähle sowie andere härtbare<br />
Stähle).<br />
Verbesserung der Festigkeit bei angemessener Zähigkeit bzw. Einstellung eines vorgegebenen Verhältnisses von<br />
Festigkeit und Zähigkeit (für härtbare und vergütbare Konstruktionsstähle).<br />
b) Siehe Abbildung (linkes Teilbild).<br />
c) Siehe Abbildung (rechtes Teilbild). Die optimale Härtetemperatur für unlegierte Stähle ist etwa 30 °C bis 50 °C über G-<br />
S-K.<br />
d) Mit Erreichen der Härtetemperatur wird ein Teil oder der gesamte Kohlenstoff <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> im kfz-Kristallgitter <strong>des</strong> Austenits<br />
gelöst. Wird anschließend mit einer höheren Geschwindigkeit als der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit abgeschreckt,<br />
dann ist eine Diffusion der Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Im Verlauf der Abkühlung wandelt sich das<br />
kfz-Austenitgitter durch eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer Atomgruppen in eine raumzentrierte<br />
Gitterstruktur um. Die Kohlenstoffatome bleiben in Zwangslösung und führen zu einer starken Übersättigung <strong>des</strong><br />
nunmehr raumzentrierten Gitters. Die zwangsgelösten Kohlenstoffatome führen zu einer starken tetragonalen Gitterverzerrung<br />
(siehe auch Lehrbuch, Seite 109, Bild 6.15) und damit zu einer hohen Härte, da keine nennenswerte Versetzungsbewegung<br />
mehr möglich ist. Die entstehende Kristallstruktur (Mischkristall) wird nach dem deutschen Metallforscher<br />
Adolf Martens als Martensit bezeichnet.<br />
e) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr<br />
erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Abkühlgeschwindigkeiten<br />
die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch<br />
Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27).<br />
2. Aufgrund <strong>des</strong> geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe<br />
auch Lehrbuch, Seite 120, Bild 6.33).<br />
Lösung zu Aufgabe 6.2<br />
Voraussetzung für den Erfolg der Stahlhärtung ist, dass eine ausreichende Kohlenstoffmenge im kfz-Kristallgitter <strong>des</strong><br />
Austenits gelöst wird. Legierte Stähle müssen in Abhängigkeit von Art und Menge ihrer Legierungselemente auf höhere<br />
Temperaturen erwärmt werden um eine ausreichende Carbidauflösung sicherzustellen und die Legierungselemente in<br />
Lösung zu bringen (im Austenit zu lösen).
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 15<br />
Lösung zu Aufgabe 6.3<br />
Nach Erwärmung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> auf Härtetemperatur sind die Kohlenstoffatome auf Zwischengitterplätzen im Kristallgitter<br />
<strong>des</strong> kfz-Austenits gelöst. Die Menge <strong>des</strong> gelösten Kohlenstoffs hängt vom Kohlenstoffgehalt <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> sowie von der<br />
gewählten Härtetemperatur ab (siehe auch Lehrbuch, Seite 117, Bild 6.30).<br />
Wird aus dem Austenitgebiet hinreichend schnell abgekühlt (abgeschreckt), dann ist eine Diffusion der Eisen- sowie der<br />
Kohlenstoffatome nicht mehr möglich. Wird während <strong>des</strong> Abschreckvorgangs die Martensit-Starttemperatur unterschritten,<br />
dann wandelt sich das kfz-Gitter <strong>des</strong> Austenits in ein thermodynamisch stabiles raumzentriertes Gitter um. Da im<br />
raumzentrierten Kristallgitter <strong>des</strong> Eisens die Kohlenstofflöslichkeit einerseits sehr gering ist, anderseits jedoch keine<br />
Kohlenstoffdiffusion stattfinden konnte, bleiben die vormals im Austenitkristall gelösten Kohlenstoffatome in Zwangslösung.<br />
Dies führt letztlich zu einer tetragonalen Verzerrung <strong>des</strong> raumzentrierten Eisens (Martensitkristall) sowie zu einer<br />
hohen Gitterfehlerdichte. Eine Versetzungsbewegung ist in dieser Gitterstruktur nicht mehr möglich. Das entstandene<br />
martensitische Gefüge weist dementsprechend eine hohe Festigkeit bzw. Härte auf, es ist jedoch plastisch nicht mehr<br />
verformbar.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.4<br />
Unter einer martensitischen Umwandlung versteht man eine diffusionslose, koordinierte, gekoppelte Bewegung ganzer<br />
Atomgruppen von einer bei erhöhter Temperatur thermodynamisch stabilen Gitterstruktur in eine andere, bei tieferen<br />
Temperaturen stabile Gitterstruktur.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.5<br />
Die kritische Abkühlgeschwindigkeit ist diejenige Abkühlgeschwindigkeit, nach deren Überschreiten mit Martensitbildung<br />
gerechnet werden muss.<br />
Untere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der unteren kritischen Abkühlgeschwindigkeit tritt<br />
erstmals Martensit im Gefüge auf.<br />
Obere kritische Abkühlgeschwindigkeit: Nach Überschreiten der oberen kritischen Abkühlgeschwindigkeit besteht<br />
das Gefüge vollständig aus Martensit.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.6<br />
a) Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt behindern sich die Kohlenstoffatome in ihrer Diffusionsfähigkeit gegenseitig.<br />
Dementsprechend wird bereits bei geringerer Abkühlgeschwindigkeit eine Diffusion der Kohlenstoffatome aus dem<br />
kfz-Kristallgitter <strong>des</strong> Austenits verhindert, so dass sich Martensit bildet. Die kritische Abkühlgeschwindigkeit der Martensitbildung<br />
sinkt dementsprechend.<br />
b) Legierungselemente wie zum Beispiel Cr, Ni, Mo oder Mn behindern die Diffusionsfähigkeit der Kohlenstoffatome<br />
erheblich. Dementsprechend kann auch mit deutlichen niedrigeren Abkühlgeschwindigkeiten noch eine vollständige<br />
Martensitbildung erreicht werden. Eine verminderte Abkühlgeschwindigkeit führt zu einem geringen Verzug und die<br />
Gefahr der Bildung von Härterissen ist deutlich vermindert.<br />
Mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeit wird außerdem der Temperaturgradient bedingt durch Wärmeleitung flacher,<br />
so dass auch tiefere Querschnitte noch vollständig gehärtet bzw. vergütet werden können (siehe Lehrbuch, Seite<br />
116, Bild 6.29).
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 16<br />
Lösung zu Aufgabe 6.7<br />
a) Restaustenit: Nach dem Abschrecken nicht in Martensit umgewandelter Austenit.<br />
b) Tiefkühlen unter die Martensit-Endtemperatur nach dem Abschrecken (siehe auch Lehrbuch, Seite 118, Bild 6.31).<br />
c) Bei der Umwandlung von Restaustenit in Martensit besteht die Gefahr der Entstehung unerwünschter Spannungen,<br />
Maßänderungen oder Verzug, da Martensit ein um etwa 1 % größeres Volumen einnimmt im Vergleich zum (Rest-)<br />
Austenit.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.8<br />
a) Wärmespannungen: Die Abkühlung (Abschrecken) aus der Härtetemperatur ist stets mit einer Volumenkontraktion<br />
verbunden. Da die Randzonen <strong>des</strong> Werkstücks schneller abkühlen als der Kern, wird das Schrumpfen der<br />
Randzone durch den noch heißen Kern behindert, so dass zunächst Risse in radialer Richtung entstehen. Anschließend<br />
kühlt auch der Kern bei bereits erkalteter Oberfläche ab, wobei <strong>des</strong>sen Schrumpfung durch die kalten<br />
und damit bereits starren Oberflächenbereiche behindert wird. Hierdurch können weitere Spannungen in Umfangsrichtung<br />
und damit auch Risse (Umfangsrisse) entstehen.<br />
Umwandlungsspannungen: Martensit weist mit seinem tetragonal raumzentrierten Kristallgitter ein um etwa 1 %<br />
größeres Volumen auf, im Vergleich zum Austenitkristall aus dem er gebildet wird. Diese Volumenzunahme kann<br />
aufgrund der niedrigen Umwandlungstemperatur jedoch nicht mehr durch plastisches Fließen abgebaut werden.<br />
Das Gefüge wird elastisch verformt, wodurch Umwandlungsspannungen und somit Maß- und Formänderungen<br />
entstehen.<br />
b) Verwendung legierter Stähle: Aufgrund der Diffusionsbehinderung der Legierungselemente kann die Abkühlgeschwindigkeit<br />
deutlich reduziert werden. Hierdurch findet zwischen Randzone und Kern ein besserer Temperaturausgleich<br />
statt, so dass insgesamt geringere Spannungen und somit auch geringere Maßänderungen auftreten.<br />
Gebrochenes Härten: Beim gebrochenen Härten wird das Werkstück zunächst schroff (meist in Wasser) abgeschreckt.<br />
Nach Erreichen einer bestimmten Temperatur (Abfangtemperatur etwa 300 °C ... 400 °C) wird das<br />
Werkstück entnommen und in Härteöl weiter bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Spannungen und damit Maßänderungen,<br />
Verzug oder gar Rissbildungen werden verringert, da im unteren Temperaturbereich ein besserer Temperaturausgleich<br />
zwischen Randzone und Kern stattfinden kann (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild 6.36, mittleres<br />
Teilbild).<br />
Warmbadhärten: Beim Warmbadhärten (auch gebrochenes Härten) wird das Werkstück zunächst in einem<br />
Warmbad mit einer konstanten Temperatur geringfügig oberhalb der Martensit-Starttemperatur abgeschreckt und<br />
bei dieser Temperatur gehalten. Hierdurch findet ein Temperaturausgleich zwischen Randschicht und Kern statt.<br />
Da das Gefüge noch vollständig austenitisch ist, können sich Spannungen sehr gut abbauen. Die Martensitbildung<br />
findet erst bei der weiteren Abkühlung an ruhender Luft oder in Härteölen statt (siehe Lehrbuch, Seite 123, Bild<br />
6.36, rechtes Teilbild).<br />
Lösung zu Aufgabe 6.9<br />
a) Abschrecken: Unter Abschrecken versteht man nach DIN EN 10052 eine Abkühlung, in der Regel aus der Härtetemperatur,<br />
mit einer Abkühlgeschwindigkeit die größer ist als ruhende Luft (> 1 K/s).<br />
b) Wird das heiße Metall in ein flüssiges Abschreckmedium (z. B. Wasser oder Härteöl) getaucht, dann bildet sich an<br />
der Werkstückoberfläche zunächst ein Wärme isolierender Dampffilm (Dampfhautphase). Die Wärme wird dementsprechend<br />
dem Bauteil zunächst nur relativ langsam entzogen, die Abkühlgeschwindigkeit ist gering.<br />
Wird während der Abkühlung schließlich die Leidenfrost-Temperatur unterschritten, dann bricht der Dampfmantel<br />
zusammen und das Abschreckmittel kommt direkt mit der Metalloberfläche in Berührung. Die Abschreckgeschwindigkeit<br />
steigt dementsprechend im mittleren Temperaturbereich sehr stark an (Kochphase).<br />
Sinkt die Werkstücktemperatur schließlich unter die Siedetemperatur <strong>des</strong> Abschreckmittels, dann erfolgt die weitere<br />
Wärmeabfuhr nur noch durch Wärmeleitung (Konvektionsphase) und die Abschreckgeschwindigkeit nimmt wieder<br />
deutlich ab.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 17<br />
Lösung zu Aufgabe 6.10<br />
Verschiebung der Umwandlungslinien zu höheren Zeiten und tieferen Temperaturen sowie Absenkung der Martensitstart-Temperatur<br />
(M S -Temperatur).<br />
Ursache: Verminderung der Diffusionsfähigkeit <strong>des</strong> Kohlenstoffs sowie Erhöhung der Austenitstabilität durch die Legierungselemente.<br />
Verschiebung <strong>des</strong> Bereichs der Perlitbildung zu längeren Zeiten, falls Carbid bildende Legierungselemente vorhanden<br />
sind.<br />
Ursache: Die Carbidbildung führt zu einer verzögerten Diffusion <strong>des</strong> Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffusion<br />
der Legierungselemente.<br />
Aufspaltung der Umwandlungsbereiche für die Bainit- und für die Perlitbildung bei sehr hohem Gehalt Carbid bildender<br />
Legierungselemente.<br />
Ursache: Verzögerte Diffusion <strong>des</strong> Kohlenstoffs sowie zur Notwendigkeit der Diffusion der Legierungselemente.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.11<br />
Das Bainitisieren hat zum Ziel ein rein bainitisches Gefüge (unterer Bainit) zu erzeugen. Dieses Gefüge hat, ähnlich einem<br />
Vergütungsgefüge, eine hervorragende Zähigkeit bei gleichzeitig guter Festigkeit. Voraussetzung hierfür ist jedoch,<br />
dass kein zusätzlicher Ferrit, Perlit oder Martensit im Gefüge auftritt.<br />
Bei kontinuierlicher Abkühlung kann kein rein bainitisches Gefüge erzielt werden, da vor der Umwandlung <strong>des</strong> Austenits<br />
in Bainit zusätzlich Ferrit und Perlit entsteht. Außerdem entsteht im Anschluss an die Bainitbildung bei kontinuierlicher<br />
Akühlung aus dem noch vorhandenen Austenit unerwünschter Martensit (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 182, Bild<br />
7.21). Eine vollständige Umwandlung in der (unteren) Bainitstufe kann nur durch eine isotherme Temperaturführung<br />
erreicht werden (siehe zum Beispiel Lehrbuch, Seite 183, Bild 7.22), da in diesem Fall keine anderen Gefügebestandteile<br />
vor oder nach der Bainitbildung entstehen.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.12<br />
a) Der vorliegende übereutektoide Stahl (100Cr6) wird in das Zweiphasengebiet „Austenit + Carbid“ erwärmt. Bei einer<br />
Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und der Forderung nach einer maximalen Martensithärte liegt die optimale Härtetemperatur<br />
bei etwa 900 °C.<br />
b) Bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 1 K/s und einer Härtetemperatur von 900 °C erhält man aus dem Diagramm<br />
zunächst eine ASTM-Korngrößenkennzahl von G ASTM = 11 bis 9. Hieraus errechnet sich die ISO-Korngrößenkennzahl<br />
G entsprechend DIN EN ISO 643 zu: G = G ASTM – 0,0458 und damit G 11 bis 9 (die Korngrößenkennzahlen<br />
nach ASTM und ISO entsprechen sich nahezu). Dies entspricht einem mittleren Korndurchmesser von etwa 8 μm bis<br />
16 μm (siehe Lehrbuch, Seite 143, Tabelle 6.6).<br />
c) Bei induktiver Erwärmung mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 500 K/s und der Forderung nach einer maximalen<br />
Martensithärte ist eine Härtetemperatur von etwa 1040 °C optimal.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.13<br />
a) Härte ist der Widerstand, den ein Körper aus einem bestimmten Werkstoff dem Eindringen eines Körpers aus einem<br />
anderen (härteren) Werkstoff entgegensetzt.<br />
b) Härteprüfungen sind einfach und schnell durchführbar (keine Probenentnahme erforderlich). Aus den Härtewerten<br />
können die mechanischen Eigenschaften (Zugfestigkeit) der gehärteten Gefügebereiche abgeschätzt werden.<br />
Mit der Härteprüfung können Härteverlaufskurven aufgenommen werden und die Ergebnisse mit vertraglichen Vereinbarungen<br />
(z. B. Angaben in Technischen Zeichnungen) verglichen werden.<br />
Mit den ermittelten Härtewerten kann der Erfolg einer Wärmebehandlung abgeschätzt werden. Insbesondere kann<br />
man aus den Werten erkennen, ob ggf. eine unerwünschte Versprödung (z. B. Anlassversprödung nach dem Vergüten)<br />
aufgetreten sein könnte.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 18<br />
Lösung zu Aufgabe 6.14<br />
Härteprüfverfahren<br />
nach Brinell<br />
(DIN EN ISO 6506)<br />
nach Vickers 1)<br />
(DIN EN ISO 6507)<br />
nach Rockwell 2)<br />
(DIN EN ISO 6508)<br />
Beschreibung<br />
<strong>des</strong> Verfahrens<br />
einschließlich<br />
Werkstoffart und<br />
Geometrie <strong>des</strong><br />
Prüfkörpers<br />
Bei der Härteprüfung nach Brinell<br />
wird eine Hartmetall-Kugel mit einer<br />
bestimmten Prüfkraft (abhängig<br />
vom Kugeldurchmesser) senkrecht<br />
in die glatte, gereinigte Probenoberfläche<br />
eingedrückt.<br />
Nach einer Einwirkdauer von 10 s ...<br />
15 s wird entlastet und die Kugel<br />
entfernt.<br />
Der entstandene, meist ovale Eindruck,<br />
wird mit z. B. Hilfe eines Mikroskops<br />
ausgemessen, d. h. die<br />
beiden Durchmesser <strong>des</strong> Eindrucks<br />
(d 1 und d 2 ) werden ermittelt. Aus d 1<br />
und d 2 errechnet man schließlich<br />
den mittleren Durchmesser d =<br />
½(d 1 + d 2 ).<br />
Die Brinellhärte HB wird als Quotient<br />
aus Prüfkraft F und Eindruckoberfläche<br />
A (Kugelkalotte) errechnet<br />
oder entsprechenden Tabellen<br />
aus DIN EN ISO 6506-1 entnommen.<br />
Bei der Härteprüfung nach Vickers<br />
wird eine regelmäßige, vierseitige<br />
Diamantpyramide mit einem Flächenwinkel<br />
von 136° in die Oberfläche<br />
<strong>des</strong> Prüflings eingedrückt.<br />
Nach einer Einwirkdauer von 10 s ...<br />
15 s wird der Prüfkörper entfernt,<br />
die beiden Diagonalen d 1 und d 2 <strong>des</strong><br />
Eindrucks ausgemessen und der<br />
mittlere Durchmesser d = ½(d 1 +<br />
d 2 ) errechnet.<br />
Die Vickershärte HV errechnet sich<br />
als Quotient aus Prüfkraft F und<br />
Eindruckoberfläche A oder kann in<br />
Abhängigkeit von d aus Tabellen in<br />
DIN EN ISO 6507-1 entnommen<br />
werden.<br />
Bei der Härteprüfung nach Rockwell<br />
wird der Prüfkörper (Diamantkegel<br />
mit einem Spitzenwinkel von 120°<br />
beim Rockwell-C-Verfahren) zunächst<br />
mit einer vom jeweiligen<br />
Rockwell-Verfahren abhängigen<br />
Vorlast F 0 (beim Rockwell-C-Verfahren:<br />
F 0 = 99,07 N) in die Oberfläche<br />
der Prüflings eingedrückt und die<br />
Messskala auf den Wert „Null“ abgeglichen.<br />
Anschließend wird die ebenfalls<br />
vom jeweiligen Rockwell-Verfahren<br />
abhängige Prüfzusatzkraft F 1 (beim<br />
Rockwell-C-Verfahren: F 1 = 1.373<br />
N) aufgebracht.<br />
Nach einer Belastungsdauer von 4<br />
2 s wird auf die Vorlast entlastet<br />
und der Rockwell-Härtewert als bleibende<br />
Eindringtiefe am Prüfgerät<br />
abgelesen.<br />
Typisches Anwendungsbeispiel<br />
für das<br />
Verfahren und<br />
Begründung für<br />
<strong>des</strong>sen besondere<br />
Eignung<br />
Härteprüfung an Bauteilen aus<br />
Grauguss.<br />
Begründung:<br />
Grauguss weist harte (Ferrit und /<br />
oder Perlit) und weiche (Graphit)<br />
Gefügebestandteile auf. Aufgrund<br />
der Größe <strong>des</strong> Prüfkörpers (Kugel<br />
mit einem Durchmesser zwischen 1<br />
mm und 10 mm) werden gleichzeitig<br />
viele harte und weiche Gefügebestandteile<br />
bei der Messung erfasst.<br />
Somit erhält man bereits mit einer<br />
Messung einen mittleren Härtewert,<br />
der relativ wenig streut.<br />
Ermittlung von Härteverlaufskurven<br />
an polierten Querschliffen oberflächengehärteter<br />
Bauteile.<br />
Begründung:<br />
Um eine Härteverlaufskurve aufzunehmen,<br />
müssen die Härteeindrücke<br />
möglichst eng nebeneinander<br />
platziert werden. Da jedoch zwischen<br />
den Härteeindrücken bestimmte<br />
Min<strong>des</strong>tabstände einzuhalten<br />
sind, ist ein möglichst kleiner<br />
Eindringkörper erforderlich bzw. es<br />
sind möglichst geringe Prüfkräfte<br />
anzuwenden. Diese Eigenschaft ist<br />
beim Vickers-Verfahren gegeben.<br />
Da der Eindringkörper (Vickers-<br />
Pyramide) außerdem aus Diamant<br />
(härtester Stoff) besteht, ist auch<br />
eine Messung harter Gefügebestandteile<br />
(Martensit- und Nitrierschichten)<br />
möglich, ohne dass sich<br />
der Prüfkörper unzulässig verformt.<br />
Härtemessung an gehärteten Stahlteilen.<br />
Begründung:<br />
An gehärteten Stahlteilen ist das<br />
Brinell-Verfahren aufgrund der<br />
erforderlichen hohen Prüfkräfte<br />
nicht anwendbar (Hartmetallkugel<br />
würde abplatten). Das Vickers-<br />
Verfahren würde unter Umständen<br />
eine erhöhte Streuung der Messwerte<br />
liefern, da neben Martensit<br />
auch weichere Gefügebestandteile<br />
wie Restaustenit vorhanden sein<br />
können. Mit dem gegenüber der<br />
Vickers-Pyramide größeren Diamantkegel<br />
<strong>des</strong> Rockwell-C-Verfahrens<br />
werden die Nachteile <strong>des</strong><br />
Brinell- sowie <strong>des</strong> Vickers-Verfahrens<br />
umgangen.<br />
1) Vickers-Makrohärteprüfung<br />
2) Rockwell-C-Verfahren
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 19<br />
Fortsetzung der Tabelle von Seite 18<br />
Härteprüfverfahren<br />
nach Brinell<br />
(DIN EN ISO 6506)<br />
nach Vickers 1)<br />
(DIN EN ISO 6507)<br />
nach Rockwell 2)<br />
(DIN EN ISO 6508)<br />
Zwei typische<br />
Vorteile <strong>des</strong><br />
Verfahrens<br />
Einfacher und robuster Prüfkörper,<br />
daher geeignet für den „rauen“<br />
Werkstattbetrieb.<br />
Geringe Kosten für die Prüfkugeln.<br />
Sehr geringe Beschädigung der<br />
Oberfläche.<br />
Unabhängigkeit <strong>des</strong> Härtewertes<br />
von der Prüfkraft im Makrobereich<br />
(F 49,03 N).<br />
Schnelle und preiswerte Prüfung,<br />
da keine aufwändige Probenvorbereitung<br />
sowie Direktanzeige<br />
<strong>des</strong> Härtewertes.<br />
Preiswertes Prüfgerät, da lediglich<br />
ein Längenmessgerät erforderlich<br />
ist (keine teure Optik).<br />
Zwei typische<br />
Nachteile <strong>des</strong><br />
Verfahrens<br />
Nur für weiche bis mittelharte<br />
Werkstoffe (< 650 HBW). Sonst<br />
Abplattung der Hartmetallkugel<br />
und Verfälschung <strong>des</strong> Härtewertes<br />
Relativ große Probenbeschädigung<br />
durch Prüfeindruck.<br />
Relativ großer Aufwand für die<br />
Vorbereitung der Prüffläche und<br />
das Ausmessen der Eindruckdiagonalen.<br />
Sehr empfindlich gegenüber Erschütterungen<br />
und Stößen.<br />
Ungenau aufgrund von Verformungen<br />
der Probe und anderer<br />
im Kraftfluss liegender Bauteile<br />
(Streuung der Messergebnisse).<br />
Empfindlichkeit <strong>des</strong> Diamant-<br />
Eindringkörpers gegenüber Stößen.<br />
Beispiel für<br />
normgerechte<br />
Härteangabe<br />
(bitte erläutern)<br />
320 HBW/5/187,5/25<br />
Härtewert nach Brinell: 320<br />
Prüfkörper: Hartmetallkugel<br />
Kugeldurchmesser: 5 mm<br />
Prüfkraft: 1839 N<br />
Einwirkdauer der Prüfkraft: 25 s<br />
470 HV5<br />
Härtewert nach Vickers: 470<br />
Prüfkraft: 49,03 N<br />
56 HRC<br />
Härtewert nach dem Rockwell-C-<br />
Verfahren: 56<br />
1) Vickers-Makrohärteprüfung<br />
2) Rockwell-C-Verfahren<br />
Lösung zu Aufgabe 6.15<br />
Gehäuse aus Grauguss: Brinell-Verfahren.<br />
Begründung: Grauguss weist harte (Ferrit und / oder Perlit) und weiche (Graphit) Gefügebestandteile auf. Aufgrund<br />
der Größe <strong>des</strong> Prüfkörpers (Kugel mit einem Durchmesser zwischen 1 mm und 10 mm) werden viele<br />
harte und weiche Gefügebestandteile bei der Messung gleichzeitig erfasst. Somit erhält man bereits<br />
mit einer Messung einen mittleren Härtewert, der relativ wenig streut.<br />
Drehmeißel aus gehärtetem Schnellarbeitsstahl: Rockwell-Verfahren.<br />
Begründung: An gehärteten Stahlteilen ist das Brinell-Verfahren aufgrund der erforderlichen hohen Prüfkräfte nicht<br />
anwendbar (Hartmetallkugel würde abplatten). Das Vickers-Verfahren würde unter Umständen eine<br />
erhöhte Streuung der Messwerte liefern, da neben Martensit auch weichere Gefügebestandteile wie<br />
Restaustenit vorhanden sein können. Mit dem gegenüber der Vickers-Pyramide größeren Diamantkegel<br />
<strong>des</strong> Rockwell-C-Verfahrens werden die Nachteile <strong>des</strong> Brinell- sowie <strong>des</strong> Vickers-Verfahrens<br />
umgangen.<br />
Rohr aus EN AW-Al 99,5: Vickers- oder Brinell-Verfahren.<br />
Begründung: Beide Verfahren haben gegenüber der Rockwell-Prüfung eine höhere Messgenauigkeit und sind damit<br />
für die Prüfung grundsätzlich geeignet. EN AW-Al 99,5 ist außerdem ein relativ niedrigfester Werkstoff,<br />
so dass keine nennenswerte Abplattung der Brinell-Prüfkugel zu erwarten und damit grundsätzlich auch<br />
das Brinell-Verfahren anwendbar ist.<br />
Ermittlung einer Härteverlaufskurve an einem nitrierten Bauteil: Vickers-Verfahren.<br />
Begründung: Um eine Härteverlaufskurve aufzunehmen, müssen die Härteeindrücke möglichst eng nebeneinander<br />
platziert werden. Da jedoch zwischen den Härteeindrücken bestimmte Min<strong>des</strong>tabstände einzuhalten<br />
sind, ist ein möglichst kleiner Eindringkörper erforderlich bzw. es sind möglichst geringe Prüfkräfte anzuwenden.<br />
Diese Eigenschaft ist beim Vickers-Verfahren gegeben. Da der Eindringkörper (Vickers-<br />
Pyramide) außerdem aus Diamant (härtester Stoff) besteht, ist auch eine Messung harter Gefügebestandteile<br />
(Martensit- und Nitrierschichten) möglich, ohne dass sich der Prüfkörper unzulässig verformt.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 20<br />
Härtemessung an einem Ferritkorn in einem Baustahl (S275JR): Vickers-Verfahren (Mikrohärteprüfung).<br />
Begründung: Aufgrund der sehr niedrigen Prüfkräfte der Vickers-Mikrohärteprüfung sowie <strong>des</strong> mikroskopisch kleinen<br />
Eindringkörpers, kann auch eine Härteprüfung an sehr kleinen Strukturen, wie zum Beispiel einzelnen<br />
Gefügebestandteilen, ohne deren Zerstörung, durchgeführt werden.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.16<br />
Es gilt:<br />
1500<br />
1500 1500 <br />
HRC 116 und somit: HV 567<br />
HV<br />
116 - HRC 116 - 53 <br />
2<br />
2<br />
Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfolgen.<br />
Aus Tabelle A.1 entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 53 eine Vickers-Härte von 560 HV10. Dieser Wert entspricht<br />
etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.<br />
Normgerechte Angabe <strong>des</strong> Ergebnisses: Umwertung ISO 18265 - 560 HV – A.1-HRC<br />
Lösung zu Aufgabe 6.17<br />
a) Zwischen der Zugfestigkeit R m und der Vickers-Härte existiert für Stähle die folgende empirische Umwertebeziehung:<br />
R m (in MPa) = 3,5 HV = 3,5 280 = 980 MPa<br />
Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 in DIN EN ISO 18265 erfolgen. Aus Tabelle A.1 (für<br />
Stähle und Stahlguss) entnimmt man für eine Vickers-Härte von 280 HV10 eine Zugfestigkeit von 900 MPa. Dieser<br />
Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.<br />
b) Eine Härtemessung kann, obwohl das Werkstück nur geringfügig beschädigt wird und einfach durchführbar ist, den<br />
Zugversuch nicht ersetzen, da:<br />
die Härtewerte nur den oberflächennahen Zustand erfassen. Beim Zugversuch wird, bedingt durch den Bruch der<br />
Probe, die gesamte Querschnittsfläche erfasst,<br />
die Umwertung mit sehr hohen Streuungen behaftet ist und daher allenfalls eine grobe Schätzung darstellt.<br />
Lösung zu Aufgabe 6.18<br />
Beim Stirnabschreckversuch nach Jominy (DIN EN ISO 642) wird eine normalgeglühte<br />
und anschließend allseits bearbeitete Probe (Durchmesser 25<br />
mm, Länge 100 mm) auf die vereinbarte Härtetemperatur im Ofen erwärmt<br />
(austenitisiert). Die Haltedauer auf Härtetemperatur beträgt 30 bis 35 Minuten.<br />
Eine Randentkohlung muss hierbei vermieden werden.<br />
Anschließend wird die Probe dem Ofen entnommen und in einer genormten<br />
Abschreckvorrichtung (siehe Abbildung, Skizze de Abbildung wird nicht verlangt)<br />
min<strong>des</strong>tens 10 Minuten lang mit einem definierten Wasserstrahl (freie<br />
Steighöhe: 65 10 mm; Wassertemperatur 20 °C 5 °C abgeschreckt. Die<br />
Zeitspanne zwischen Entnahme der Probe aus dem Ofen und Beginn der<br />
Abschreckung darf 5 s nicht überschreiten.<br />
Nach Abkühlen der Probe auf Raumtemperatur werden zwei gegenüberliegende<br />
Flächen auf eine Tiefe von 0,4 mm bis 0,5 mm nass angeschliffen. In<br />
festgelegten Abständen von der abgeschreckten Stirnfläche (1,5 mm; 3 mm;<br />
usw.) wird die Rockwell-C-Härte (DIN EN ISO 6507) ermittelt und in einem<br />
Diagramm aufgetragen. Als Ergebnis <strong>des</strong> Stirnabschreckversuchs erhält<br />
man eine Härteverlaufs- bzw. Stirnabschreck-Härtekurve. Diese Kurve wird<br />
mit vorgegebenen Streubändern für die Härtbarkeit verglichen, die man beispielsweise<br />
in Normen oder Werkstoffdatenblätter findet.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 21<br />
Lösung zu Aufgabe 6.19<br />
a)<br />
Die gemessenen Rockwell-C-<br />
Härtewerte befinden sich ausnahmslos<br />
innerhalb <strong>des</strong> Streuban<strong>des</strong>.<br />
Der Werkstoff weist also<br />
eine ausreichende Härtbarkeit<br />
auf.<br />
b) Ergebnis <strong>des</strong> Stirnabschreckversuchs: J 47-15<br />
c) In einem Abstand von 10 mm von der abgeschreckten Stirnfläche der Probe beträgt die Rockwell-C-Härte etwa 50 HRC.<br />
Nach DIN EN ISO 18265 ergibt sich nach Umwartung hieraus eine Vickershärte von:<br />
1500 <br />
HV <br />
116 - HRC <br />
2<br />
1500 <br />
<br />
116 - 50 <br />
2<br />
516<br />
Alternativ kann die Umwertung auch mit Hilfe von Tabelle A.1 (für Stähle und Stahlguss) in DIN EN ISO 18265 erfolgen.<br />
Aus Tabelle A.1 der Norm entnimmt man für eine Rockwell-C-Härte von 50 eine Vickers-Härte von 513 HV10.<br />
Dieser Wert entspricht etwa dem Ergebnis der Berechnung gemäß der obigen empirischen Formel.<br />
Aus dem ZTU-Diagramm entnimmt man, dass der Temperatur-Zeit-Verlauf der Abkühlung, welcher zu einer Härte von<br />
513 HV10 führt, geringfügig rechts von derjenigen Kurve im Diagramm verläuft, die dort eine Härte von 550 HV10 ergibt.<br />
Aus dem Diagramm schätzt man somit für diesen Werkstoff ein Gefüge aus etwa 5 % Bainit und 95 % Martensit<br />
ab.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 22<br />
Lösungen zu Kapitel 7<br />
Lösung zu Aufgabe 7.1<br />
a) Anlassen: Erwärmen eines in der Regel martensitisch gehärteten Werkstücks auf eine Temperatur unter P-S-K (Ac 1 -<br />
Temperatur), Halten bei dieser Temperatur sowie nachfolgen<strong>des</strong>, zweckentsprechen<strong>des</strong> Abkühlen.<br />
b) Das Anlassen ist kein eigenständiges Wärmebehandlungsverfahren, da es in der Regel im Anschluss an das Härten<br />
durchgeführt wird.<br />
c) 1. Verminderung der Sprödigkeit und Abbau innerer Spannungen<br />
Anwendung: Unlegierte und legierte Kaltarbeitsstähle<br />
Niedriglegierte Warmarbeitsstähle<br />
Wälzlagerstähle (durchhärtende Sorten)<br />
2. Verbesserung der Festigkeit bzw. Zähigkeit oder Einstellung eines bestimmten Verhältnisses aus Festigkeit und<br />
Zähigkeit.<br />
Anwendung: Vergütbare Bau- und Konstruktionsstähle<br />
Vergütbare Wälzlagerstähle<br />
3. Verbesserung der Warmhärte bzw. Warmfestigkeit sowie der Verschleißbeständigkeit durch Sekundärhärtung<br />
Anwendung: Hochlegierte Warmarbeitsstähle<br />
Schnellarbeitsstähle<br />
Warmharte Wälzlagerstähle<br />
Lösung zu Aufgabe 7.2<br />
Anlassstufe<br />
Temperaturbereich Wesentliche Vorgänge im Gefüge F 1) Z 1) H 1) Bemerkungen<br />
1 100 °C ... 200 °C Stähle mit C unter 0,2 %:<br />
Ein Teil <strong>des</strong> Kohlenstoffs entweicht aus<br />
der Zwangslösung <strong>des</strong> Martensits. Es<br />
bildet sich der weniger verspannte kubische<br />
Martensit. Die aus der Zwangslösung<br />
„entkommenen“ Kohlenstoffatome<br />
bilden feinste noch kohärent mit dem<br />
Kristallgitter verbundene -Carbide (ggf.<br />
bilden sich auch Übergangscarbide der<br />
Form Fe 2 C oder Fe 2,5 C).<br />
Stähle mit C über 0,2 %:<br />
Noch keine -Carbidbildung.<br />
2 200 °C ... 320 °C Bildung von Zementit aus - und ggf. -<br />
oder -Carbid.<br />
Ausscheidung von Carbiden im Restaustenit<br />
3 320 °C ... 400 °C Der gesamte Kohlenstoff entweicht aus<br />
seiner Zwangslösung. Der kubische<br />
Martensit erreicht schließlich die Zusammensetzung<br />
<strong>des</strong> Ferrits. Das Gefüge<br />
besteht aus Ferrit mit feinst verteilten<br />
Zementitteilchen (Fe 3 C). Die vom Martensit<br />
herrührende nadelige Gefügestruktur<br />
bleibt zunächst noch erhalten.<br />
Aus dem noch verbliebenen -Carbid<br />
bildet sich Zementit.<br />
()<br />
<br />
<br />
Die Umwandlung <strong>des</strong> tetragonalen<br />
in den kubischen Martensit ist mit<br />
einer Volumenabnahme verbunden.<br />
Damit besteht die Gefahr von Verzug.<br />
Gefahr der Versprödung (300°C-<br />
Versprödung).<br />
Gefahr von Verzug durch Umwandlung<br />
<strong>des</strong> Restaustenits in<br />
kubischen Martensit.<br />
Gefahr der Versprödung im Temperaturbereich<br />
zwischen 370°C und<br />
500 °C (500°C-Versprödung).<br />
1)<br />
Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte<br />
2)<br />
Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. () geringfügig abnehmende Tendenz zunehmende Tendenz<br />
3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. abnehmende Tendenz stark zunehmende Tendenz<br />
stark abnehmende Tendenz
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 23<br />
Fortsetzung der Tabelle von Seite 22<br />
4 400 °C ... Ac 1 Unlegierte und legierte Stähle 2)<br />
Oberhalb von 550 °C ... 600 °C wird die<br />
nadelförmige Gefügestruktur durch Rekristallisation<br />
zurückgebildet.<br />
Mit zunehmender Anlasstemperatur ballen<br />
sich die Zementitausscheidungen zu<br />
gröberen Partikeln zusammen (Koagulation).<br />
Legierte Stähle 3)<br />
Sekundärhärtung<br />
()<br />
<br />
----<br />
1)<br />
Veränderung der Werkstoffeigenschaften: F = Festigkeit, Z = Zähigkeit, H = Härte<br />
2)<br />
Keine Carbid bildenden Legierungselemente vorhanden. () geringfügig abnehmende Tendenz zunehmende Tendenz<br />
3) Carbid bildende Legierungselemente vorhanden. abnehmende Tendenz stark zunehmende Tendenz<br />
stark abnehmende Tendenz<br />
Lösung zu Aufgabe 7.3<br />
Verbesserung der plastischen Verformbarkeit sowie der Zähigkeit. Damit auch Verbesserung der Sprödbruchsicherheit,<br />
insbesondere bei tiefen Temperaturen, schlagartiger Beanspruchung sowie ausgeprägter Kerbwirkung.<br />
Verbesserung der Schwingfestigkeit infolge erhöhter Zähigkeit sowie der Abwesenheit von voreutektoidem Ferrit.<br />
Verbesserung der Festigkeit, insbesondere der Dehngrenze. Hierdurch, bei gleicher Beanspruchung, Möglichkeit der<br />
Verminderung der Querschnittsfläche und somit Reduktion der Bauteilmasse sowie verminderter Fertigungsaufwand (z.<br />
B. bei Schweißkonstruktionen).<br />
Festigkeits- und Verformbarkeitskennwerte können durch die entsprechende Wahl der Anlasstemperatur an die späteren<br />
Betriebsbedingungen optimal angepasst werden.<br />
Ausgleich der Werkstoffeigenschaften zwischen Randzone und Kern.<br />
Lösung zu Aufgabe 7.4<br />
Bei Kohlenstoffgehalten unter etwa 0,2 % sind sehr hohe Abschreckgeschwindigkeiten erforderlich, um eine vollständige<br />
Martensitbildung zu erreichen (siehe Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27). Diese hohen Abschreckgeschwindigkeiten können<br />
entweder technisch nicht mehr realisiert werden oder sie führen zu hohen Spannungen und damit zu Maßänderungen bzw.<br />
Verzug.<br />
Bei Kohlenstoffgehalten über 0,7 % weist das Gefüge einen relativ hohen Zementitgehalt auf. Dieser Sekundärzementit<br />
würde jedoch bei den üblichen Härtetemperaturen von 30 °C bis 60 °C über der Ac 1 -Temperatur nicht aufgelöst und somit<br />
zu einer deutlichen Verminderung der Zähigkeit <strong>des</strong> Vergütungsgefüges führen.<br />
Lösung zu Aufgabe 7.5
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 24<br />
Lösung zu Aufgabe 7.6<br />
Hoch beanspruchte Maschinenteile (Materialeinsparung und Sicherheit gegen Versagen) wie z. B. Hochdruckbehälter.<br />
Werkstoffbeispiel: 36Mn4<br />
Schlag- und stoßartig beanspruchte Teile (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stanzwerkzeuge.<br />
Werkstoffbeispiel: X35CrMo17<br />
Komplex gestaltete Bauteile mit „technischen Kerben“ (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Kurbelwellen.<br />
Werkstoffbeispiel: 34CrMo4<br />
Bauteile die tiefen Temperaturen ausgesetzt sind (Sprödbruchsicherheit) wie z. B. Stahlkonstruktionen.<br />
Werkstoffbeispiel: S460QL<br />
Schwingend beanspruchte Bauteile (Sicherheit gegen Schwingbruch bzw. Werkstoffermüdung) wie z. B. technische Federn.<br />
Werkstoffbeispiel: 51CrV4
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 25<br />
Lösungen zu Kapitel 8<br />
Lösung zu Aufgabe 8.1<br />
a) Bei den Verfahren <strong>des</strong> Randschichthärtens wird die chemische Zusammensetzung der oberflächennahen Schicht<br />
nicht verändert, wohl aber das Gefüge. Durch hinreichend schnelles Abschrecken aus dem Austenitgebiet erfolgt eine<br />
martensitische Umwandlung der oberflächenahen Bereiche und damit eine Härtesteigerung.<br />
Beim thermochemischen Behandeln erfolgt eine Änderung <strong>des</strong> Werkstoffzustands der Randschicht unter gleichzeitiger<br />
Änderung der chemischen Zusammensetzung. Bei diesen Verfahren diffundieren Nichtmetallatome wie z. B.<br />
Kohlenstoff, Stickstoff oder Bor oder auch Metallatome wie z. B. Chrom, Aluminium oder Silicium aus geeigneten Behandlungsmitteln<br />
in die oberflächennahe Schicht <strong>des</strong> Werkstücks ein und bewirken dort eine Veränderung <strong>des</strong> Werkstoffzustan<strong>des</strong><br />
sowie der chemischen Zusammensetzung. Nachfolgend oder gleichzeitig kann auch bei diesen Verfahren<br />
noch eine Wärmebehandlung durchgeführt werden.<br />
b) Beispiel für Randschichthärteverfahren: Flammhärten<br />
Beispiel für thermochemisches Behandeln: Einsatzhärten<br />
Lösung zu Aufgabe 8.2<br />
a) Flammhärten: Erwärmung der oberflächennahen Werkstoffschicht auf Härtetemperatur mit Hilfe einer Brenngas-<br />
Sauerstoff-Flamme (entspricht den Härtetemperaturen beim durchgreifenden Härten). Nach dem<br />
Abschrecken Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe Lehrbuch, Seite 188, Bild 8.3 bis 8.5 und Seite<br />
189, Bild 8.6).<br />
Induktionshärten: Elektroinduktive Erwärmung der oberflächennahen Schicht auf Härtetemperatur durch ein zeitlich<br />
veränderliches magnetisches Feld mittels Induktor. Damit auch bei der schnellen induktiven Erwärmung<br />
eine vollständige Austenitisierung eintritt, muss auf Härtetemperaturen erwärmt werden,<br />
die 50 K ... 100 K höher liegen, als die üblichen Temperaturen beim durchgreifenden Härten. Anschließend<br />
erfolgt das Abschrecken (Wasser, geeignetes Härteöl oder Druckluft). Beim Hochfrequenz-Impulshärten<br />
bzw. bei ausreichender Werkstückdicke kann auch eine Selbstabschreckung<br />
erfolgen. Nach dem Abschrecken in der Regel Anlassen auf 150 °C ... 200 °C (siehe auch Lehrbuch,<br />
Seite 189, Bild 8.7).<br />
b) Flammhärten: Erwärmung mittels Brenngas (Ethin)-Sauerstoff-Flamme. Erwärmung der Randschicht erfolgt durch<br />
Wärmeleitung. Dementsprechend ist die höchste Temperatur in der Nähe der Wärmquelle (Brenner),<br />
also im Bereich der Bauteiloberfläche.<br />
Induktionshärten: Erwärmung mittels elektromagnetischer Induktion. Erwärmung bleibt auf die oberflächennahe<br />
Schicht beschränkt, da die Magnetfeldstärke mit zunehmendem Abstand vom Induktor stark abnimmt.<br />
c) Vorteile: Schnelle Erwärmung, damit keine Gefahr von Grobkornbildung, Randentkohlung oder Verzunderung der<br />
Oberfläche.<br />
Gute Reproduzierbarkeit, d. h. Einhärtungstiefe kann über die Wahl der Frequenz gut eingestellt werden.<br />
Nachteil: Teure Anlagentechnik<br />
Begrenzte Bauteilgröße<br />
d) Stähle 1 und 2 sind nicht umwandlungsfähig und entfallen daher.<br />
Stahl 3 ist geeignet, da umwandlungsfähig und ausreichender Kohlenstoffgehalt.<br />
Stahl 4 hat einen zu geringen Kohlenstoffgehalt und eignet sich daher nicht für eine Flamm- oder Induktionshärtung.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 26<br />
Lösung zu Aufgabe 8.3<br />
a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:<br />
F<br />
HV 0,1891<br />
2<br />
d<br />
d <br />
0,1891<br />
F<br />
HV<br />
mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält damit die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in<br />
nachfolgender Tabelle).<br />
Vickers-Härte in HV 1 980 970 950 750 530 370 330 320<br />
Länge der mittleren Eindruckdiagonalen<br />
d in mm<br />
0,0435 0,0437 0,0442 0,0497 0,0592 0,0708 0,0749 0,0761<br />
Abstand vom Mittelpunkt <strong>des</strong><br />
Härteeindrucks zum Probenrand<br />
Abstand der Mittelpunkte<br />
zweier benachbarter Härteeindrücke<br />
1)<br />
Min<strong>des</strong>twert: 2,5d für Stahl<br />
2)<br />
Min<strong>des</strong>twert: 3d für Stahl<br />
Soll 1)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
Soll 2)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
---- 0,131 0,133 0,149 0,178 0,212 0,225 0,228<br />
---- 0,150 0,200 0,500 0,500 0,500 0,500 0,500<br />
Die geforderten Min<strong>des</strong>tabstände werden eingehalten. Die Messung ist normgerecht.<br />
b)<br />
Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 1,3 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 0,8 mm bis 1,6<br />
mm. Die Forderung wird eingehalten.<br />
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<br />
320 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte (750 HV10) liegt.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 27<br />
Lösung zu Aufgabe 8.4<br />
Die Randschichthärtungstiefe SHD beträgt 3,30 mm und befindet sich damit innerhalb der Grenzen von 1,6 mm bis 3,6<br />
mm. Die Forderung wird eingehalten.<br />
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<br />
250 HV1 um mehr als 100 HV1 unterhalb der Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte (550 HV10) liegt.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.5<br />
a) Gute Zerspanbarkeit<br />
Gute Schweißbarkeit<br />
Gute plastische Verformbarkeit<br />
b) 1. Bei kohlenstoffarmen Stählen wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit im praktischen Härtebetrieb nicht mehr<br />
erreicht bzw. kann nur noch mit sehr hohem Aufwand realisiert werden. Außerdem besteht bei sehr hohen Abkühlgeschwindigkeiten<br />
die Gefahr der Bildung von Härterissen bzw. Maßänderungen und Verzug (siehe auch<br />
Lehrbuch, Seite 115, Bild 6.27).<br />
2. Aufgrund <strong>des</strong> geringen Kohlenstoffgehalts kann nur eine relativ niedrige Martensithärte erwartet werden (siehe<br />
auch Lehrbuch, Seite 120, Bild 6.33).<br />
c) Einsatzhärten:<br />
1. Schritt: Aufkohlen (Zufuhr von Kohlenstoff in die Randschicht <strong>des</strong> Werkstücks) in Kohlenstoff abgebenden, festen,<br />
flüssigen oder gasförmigen Medien. Die Aufkohlungstemperaturen betragen in Abhängigkeit vom<br />
Kohlungsmittel 850 °C ... 1050 °C.<br />
2. Schritt: Härten der Randschicht. Hierfür stehen verschiedene Verfahren zur Verfügung (Direkthärten, Einfachhärten,<br />
Doppelhärten und Härten nach isothermer Umwandlung (siehe auch Lehrbuch, Kapitel 8.3.5.3).<br />
3. Schritt: Anlassen auf Temperaturen zwischen 150 °C ... 180 °C (unlegierte Stähle) bzw. 160 °C ... 200 °C (legierte<br />
Stähle). Anlassdauer 1 h ... 4 h.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.6<br />
a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:<br />
F<br />
HV 0,1891<br />
2<br />
d<br />
d <br />
0,1891<br />
F<br />
HV<br />
mit F = 9,807 N (da HV 1) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen (siehe zweite Zeile in<br />
nachfolgender Tabelle).<br />
Vickers-Härte in HV 1 980 950 800 500 420 378 335 326 320 318<br />
Länge der mittleren Eindruckdiagonalen<br />
d in mm<br />
0,043 0,044 0,048 0,061 0,066 0,070 0,074 0,075 0,076 0,076<br />
Abstand vom Mittelpunkt <strong>des</strong><br />
Härteeindrucks zum Probenrand<br />
Abstand der Mittelpunkte<br />
zweier benachbarter Härteeindrücke<br />
Soll 1)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
Soll 2)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
0,109 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
0,150 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
---- 0,133 0,144 0,183 0,199 0,210 0,223 0,226 0,228 0,229<br />
---- 0,150 0,200 0,200 0,200 0,200 0,300 0,500 0,500 0,500<br />
1)<br />
Min<strong>des</strong>twert: 2,5d für Stahl<br />
2)<br />
Min<strong>des</strong>twert: 3d für Stahl<br />
Die geforderten Min<strong>des</strong>tabstände werden nahezu eingehalten. Lediglich beim Härtewert von 378 HV1 wird der geforderte<br />
Min<strong>des</strong>tabstand geringfügig unterschritten.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 28<br />
b) Aus dem Diagramm liest man ab: CHD = 0,62 mm.<br />
c) Die Forderung (CHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da CHD = 0,62 mm beträgt. Der Wert ist gültig, da in einem Abstand<br />
von 3 CHD (= 1,86 mm) die Härte unter 450 HV1 abgefallen ist.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.7<br />
Härteverfahren Kurzbeschreibung <strong>des</strong> Verfahrens Vorteile Nachteile<br />
Direkthärten<br />
Einfachhärten<br />
Härten nach<br />
isothermer<br />
Umwandlung<br />
Beim Direkthärten wird das Werkstück nach<br />
dem Aufkohlen aus der Kern- oder Randhärtetemperatur<br />
so schnell abgekühlt, dass eine<br />
Härtung durch Martensitbildung eintritt.<br />
Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige<br />
Temperaturen angelassen.<br />
Siehe Lehrbuch, Seite 210, Bild 8.31.<br />
Beim Einfachhärten wird das Werkstück nach<br />
dem Aufkohlen zunächst langsam bis auf<br />
Raumtemperatur abgekühlt, so dass zunächst<br />
keine Härtung eintritt.<br />
Im abgekühlten Zustand besteht dann die Möglichkeit<br />
das Werkstück zu bearbeiten oder zu<br />
richten.<br />
Anschließend erfolgt eine Wiedererwärmung auf<br />
Rand- oder Kernhärtetemperatur mit nachfolgendem<br />
Abschrecken zur Martensitbildung.<br />
Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige<br />
Temperaturen angelassen.<br />
Siehe Lehrbuch, Seite 211, Bild 8.32.<br />
Einfaches und schnelles<br />
Verfahren.<br />
Geringer Energieaufwand.<br />
Möglichkeit der Werkstückbearbeitung<br />
nach der ersten<br />
Abkühlung.<br />
Kornfeinung durch Wiedererwärmung.<br />
Beim Härten nach isothermer Umwandlung<br />
werden die Werkstücke zunächst hinreichend<br />
schnell auf eine Temperatur unter A 1 (550 °C bis<br />
650 °C; Bainit- oder Perlitstufe) abgekühlt und<br />
bei dieser Temperatur bis zum vollständigen<br />
Ablauf der Gefügeumwandlungen isotherm gehalten.<br />
Im Anschluss an das isotherme Halten wird das<br />
Werkstück auf die Randhärtetemperatur erwärmt<br />
und abgeschreckt (Martensitbildung).<br />
Im Anschluss an das Härten wird auf niedrige<br />
Temperaturen angelassen.<br />
Siehe Lehrbuch, Seite 212, Bild 8.33.<br />
Bildung von feinstreifigem<br />
Perlit im Kern (verbesserte<br />
mechanische Kerneigenschaften)<br />
durch Abschrecken<br />
auf Badtemperatur.<br />
Geringe Verzugs- oder<br />
Rissgefahr.<br />
Gefahr der Grobkornbildung.<br />
Keine Möglichkeit der Kornfeinung.<br />
Erhöhter Zeit- und Energieaufwand.<br />
Erhöhte Verzugs- und Rissgefahr.<br />
Hoher Zeitaufwand.<br />
Notwendigkeit der Einrichtung<br />
eines Warmba<strong>des</strong>.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 29<br />
Fortsetzung der Tabelle von Seite 28<br />
Doppelhärten<br />
Beim Doppelhärten wird das Werkstück nach<br />
dem Aufkohlen zunächst langsam abgekühlt.<br />
Anschließend erfolgt die Wiedererwärmung auf<br />
die Härtetemperatur <strong>des</strong> Kerns mit nachfolgendem<br />
Abschrecken (Martensitbildung).<br />
Nach dem Abschrecken wird erneut auf die<br />
Härtetemperatur der Randschicht erwärmt und<br />
abgeschreckt.<br />
Im Anschluss an das zweite Abschrecken wird<br />
auf niedrige Temperaturen angelassen.<br />
Siehe Lehrbuch, Seite 212, Bild 8.34.<br />
Möglichkeit der Werkstückbearbeitung<br />
nach der ersten<br />
Abkühlung.<br />
Erste Wiedererwärmung auf<br />
optimale Härtetemperatur<br />
<strong>des</strong> Kerns. Zweite Erwärmung<br />
auf optimale Härtetemperatur<br />
der Randschicht.<br />
Hierdurch gleichzeitig<br />
Vergütung <strong>des</strong> Kerns.<br />
Sehr hoher Zeit- und Energieaufwand.<br />
Hohe Verzugs- und Rissgefahr.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.8<br />
a) Aufgrund <strong>des</strong> geringen Kohlenstoffgehaltes (C 0,25 %):<br />
gute Zerspanbarkeit (insbesondere geringer Werkzeugverschleiß),<br />
gute Schweißbarkeit,<br />
nach dem Einsatzhärten relativ hohe Härte der Randschicht und damit gute Verschleißbeständigkeit sowie gute Zähigkeit<br />
im Kern.<br />
b) Um die in Aufgabenteil a) genannten Eigenschaften zu gewährleisten.<br />
c) 17MnCr5: Wälzlagerstahl. Geeignet für die Herstellung von Bauteilen für Wälzlager.<br />
10SPb20: Automateneinsatzstahl. Stähle weisen eine gute Zerspanbarkeit auf.<br />
d) Vorteile: Verbesserung der Einhärtbarkeit, sodass auch bei größeren Werkstückdurchmessern verbesserte Kerneigenschaften<br />
erzielt werden können (z. B. Chrom, Mangan, Nickel, Molybdän).<br />
Nachteile:<br />
Verbesserung der Verschleißbeständigkeit durch Carbidbildung (Chrom, Molybdän).<br />
Verminderung der Zähigkeit der gehärteten Randschicht durch Carbidbildung (Chromcarbide).<br />
Erhöhter Restaustenitgehalt (Nickel).<br />
e) Chrom: Verbesserung der Einhärtbarkeit.<br />
Molybdän: Verbesserung der Verschleißbeständigkeit (Carbidbildung).<br />
Nickel: Verbesserung der Zähigkeit <strong>des</strong> Kerns und Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit<br />
zu tiefen Temperaturen.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.9<br />
a) Zufuhr von Stickstoffatomen (Nitrieren) bzw. von Stickstoff- und Kohlenstoffatomen (Nitrocarburieren) in die oberflächennahe<br />
Schicht bei Temperaturen von 500 °C ... 590 °C aus flüssigen Medien (Salzschmelzen), gasförmigen Medien<br />
(NH 3 ) oder aus dem Plasma. Die Nitrierdauer ist abhängig von der Nitriertemperatur, vom Nitriermittel sowie<br />
vom Werkstoff und beträgt wenige Minuten bis mehrere Stunden. Im Anschluss an das Nitrieren wird das Werkstück<br />
langsam abgekühlt.<br />
b) Beim Nitrieren diffundiert Stickstoff (beim Nitrocarburieren zusätzlich Kohlenstoff) in die oberflächennahe Randschicht.<br />
Am äußersten, stickstoffreichen Rand <strong>des</strong> Werkstücks bildet sich eine geschlossene, sehr harte (aber auch<br />
spröde) Schicht aus Eisennitriden (Fe 4 N) und ggf. Nitriden der Legierungselemente (z. B. AlN), die Verbindungsschicht.<br />
Die Dicke der Verbindungsschicht beträgt 5 μm ... 30 μm.<br />
Unterhalb der Verbindungsschicht schließt sich die Diffusionsschicht an. Sie besteht ebenfalls aus Eisennitriden bzw.<br />
Nitriden der Legierungselemente, die sich jedoch nadelförmig in der Ferritgrundmasse ausscheiden. Die Dicke der Diffusionsschicht<br />
beträgt wenige 1/10 mm bis maximal 1,5 mm. Siehe auch Lehrbuch, Seite 218, Bild 8.36.
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c) Vorteile <strong>des</strong> Nitrierens bzw. Nitrocarburierens im Vergleich zu anderen Oberflächenhärteverfahren:<br />
Die Oberfläche nitrierter Bauteile weist eine deutlich höhere Härte im Vergleich zu martensitisch gehärteten Bauteilen<br />
auf.<br />
Nitrierschichten haben eine relativ hohe Verschleißbeständigkeit.<br />
Nitrierschichten haben eine hohe Warmhärte (bis etwa 500 °C). Die Betriebstemperaturen nitrierter Bauteile können<br />
dementsprechend bis zu 500 °C betragen.<br />
Nitrierschichten tragen kaum auf. Die Werkstücke können dementsprechend vor dem Nitrieren weitgehend fertig bearbeitet<br />
werden.<br />
Beim Nitrieren bzw. Nitrocarburieren treten keine nennenswerten Maß- und Formänderungen auf, da die Behandlungstemperaturen<br />
relativ niedrig sind (< 600 °C) und die Bauteile nicht abgeschreckt werden müssen.<br />
d) Vorteile <strong>des</strong> Nitrocarburierens im Vergleich zum Nitrieren:<br />
Kürzere Schichtaufbauzeiten.<br />
Verbesserte Eigenschaften wie zum Beispiel Gleiteigenschaften, Verschleißbeständigkeit, Duktilität).<br />
Geringere Neigung zum Abplatzen der Nitrierschicht.<br />
Verbesserte Korrosionsbeständigkeit.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.10<br />
a) Aus der Vickers-Härte lässt sich zunächst der mittlere Eindruckdurchmesser ermitteln:<br />
F<br />
HV 0,1891<br />
2<br />
d<br />
d <br />
0,1891<br />
F<br />
HV<br />
mit F = 4,9035 N (da HV 0,5) erhält man die folgenden Längen der mittleren Eindruckdiagonalen:<br />
Vickers-Härte in HV0,5 1080 940 750 550 400 370 360 357 355<br />
Länge der mittleren Eindruckdiagonalen<br />
d in mm<br />
0,0293 0,0314 0,0352 0,0411 0,0481 0,0501 0,0508 0,0510 0,0511<br />
Abstand vom Mittelpunkt <strong>des</strong><br />
Härteeindrucks zum Probenrand<br />
Abstand der Mittelpunkte<br />
zweier benachbarter Härteeindrücke<br />
Soll 1)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
Soll 2)<br />
mm<br />
Ist<br />
mm<br />
0,073 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
0,020 ---- ---- ---- ---- ---- ---- ---- ----<br />
---- 0,094 0,106 0,123 0,144 0,150 0,152 0,153 0,153<br />
---- 0,020 0,020 0,020 0,020 0,100 0,100 0,100 0,100<br />
1) 2)<br />
Min<strong>des</strong>twert: 2,5d für Stahl Min<strong>des</strong>twert: 3d für Stahl<br />
Die geforderten Min<strong>des</strong>tabstände werden nicht eingehalten. Die Messung ist dementsprechend nicht normgerecht.<br />
b) Die Messwerte sind zwar nicht normgerecht, dennoch soll eine Auswertung erfolgen. Aus dem Diagramm liest man ab:<br />
NHD = 0,14 mm.
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c) Die Forderung (NHD = 0,1 + 0,05) wird eingehalten, da NHD = 0,14 mm beträgt. Die Messung ist jedoch nicht normgerecht,<br />
da die geforderten Min<strong>des</strong>tabstände der Härteeindrücke nicht eingehalten werden.<br />
Lösung zu Aufgabe 8.11<br />
Die Grenzhärte liegt bei etwa 310 HV05, d. h. 50 HV0,5 über der Kernhärte von 260 HV0,5. Die Nitrierhärtetiefe NHD<br />
beträgt bei dieser Grenzhärte etwa 0,65 mm.<br />
Die Forderung (NHD = 0,5 + 0,3) wird eingehalten, da der NHD-Wert (0,65 mm) innerhalb der geforderten Grenzen (0,5<br />
mm bis 0,8 mm) liegt.
Wärmebehandlung <strong>des</strong> <strong>Stahls</strong> - 10. Auflage, <strong>Europa</strong>-Nr. 13039<br />
Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 32<br />
Lösungen zu Kapitel 9<br />
Lösung zu Aufgabe 9.1<br />
Vor dem Essen müssen die Hände gründlich gereinigt werden, da die in Härtereien und Wärmebehandlungsbetrieben<br />
verwendeten Aufkohlungs-, Nitrier- und Nitrocarburiersalze außerordentlich giftig sind. In den Produktionsräumen ist außerdem<br />
das Essen grundsätzlich verboten.<br />
Werkstücke von dem Eintauchen in Salzbäder trocknen, da ansonsten durch plötzliches Verdampfen <strong>des</strong> Wassers Salz<br />
aus den Bädern geschleudert werden kann.<br />
Vorhandensein von Gas-Warnanlagen, da die verwendeten Aufkohlungs- und Nitriergase meist giftig und explosiv sind.<br />
Tragen von Schutzhandschuhen und Gesichtsschutz, um Verbrennungen zu vermeiden.
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Lösungen zur Aufgabensammlung / Prof. Dr.-Ing. V. Läpple 33<br />
Lösungen zu Kapitel 10<br />
Lösung zu Aufgabe 10.1<br />
Mittlerer Zylinder (mit dem größten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden:<br />
- Induktiv Härten und anschließend Anlassen.<br />
- Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte: 780 HV30. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV30.<br />
- Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 625 HV1 zwischen 0,6<br />
mm und 1,2 mm (Abstand vom Rand) liegen.<br />
- Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (zwischen 250 mm und 270 mm vom rechten Absatz entfernt)<br />
erfolgen.<br />
Linker Zylinder (mit dem kleinsten Durchmesser) muss wie folgt wärmebehandelt werden:<br />
- Induktiv Härten und anschließend Anlassen.<br />
- Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte 650 HV10. Obere Grenzabweichung der Oberflächenhärte: 100 HV10.<br />
- Randschichthärtungstiefe (SHD), ermittelt nach DIN EN 10328, muss bei einer Grenzhärte von 525 HV1 zwischen 0,8<br />
mm und 1,6 mm (Abstand vom Rand) liegen.<br />
- Die Härtemessung muss an der gekennzeichneten Stelle (etwa in der Mitte <strong>des</strong> Zylinders) erfolgen.<br />
Die zylindrischen Absätze links und rechts <strong>des</strong> Zylinders mit dem größten Durchmesser dürfen mitbehandelt werden.<br />
Der rechte Zylinder (mit Gewinde) darf nicht wärmebehandelt werden (wegen Gewinde).<br />
Überprüfung Zeichnungsangabe:<br />
SHD 625 0,6<br />
0<br />
Bei einer Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte von 780 HV und einer Min<strong>des</strong>t-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm darf<br />
die Oberflächenhärte höchstens mit HV50 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird erfüllt,<br />
da eine Prüfkraft von HV30 gewählt wurde.<br />
Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm bei einer Min<strong>des</strong>t-<br />
Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,6 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Induktionshärten<br />
(siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5).<br />
Überprüfung Zeichnungsangabe:<br />
<br />
<br />
780<br />
650<br />
100<br />
0<br />
100<br />
0<br />
<br />
<br />
HV30<br />
HV10<br />
0,6<br />
0,8<br />
SHD 525 0,8<br />
0<br />
Bei einer Oberflächen-Min<strong>des</strong>thärte von 650 HV und einer Min<strong>des</strong>t-Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm darf<br />
die Oberflächenhärte höchstens mit HV100 geprüft werden (Tabelle A.1 in DIN ISO 15787). Diese Forderung wird erfüllt,<br />
da eine Prüfkraft von HV10 gewählt wurde.<br />
Die gewählte obere Grenzabweichung für die Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm bei einer Min<strong>des</strong>t-<br />
Randschichthärtungstiefe (SHD) von 0,8 mm entspricht der Empfehlung nach DIN ISO 15787 (Tabelle A.5) für Induktionshärten<br />
(siehe auch Lehrbuch, Seite 246, Tabelle 10.5)..<br />
Lösung zu Aufgabe 10.2