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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Leichtprofilen aus niedriggekohltem, unlegiertem Stahl mit höchstens 0, 5CP/o C und einer Werkstoffdicke von höchstens 7 mm durch Warmbadhärten.
Zwischenstufenvergüten wird in der Regel anstatt herkömmlichem Härten (Abschrecken und Anlassen) verwendet, um höhere mechanische Eigenschaften, wie Dehnung und Kerbfestigkeit, bei entsprechend hoher Härte zu erreichen und/oder das Auftreten von Rissen und Verziehungen zu vermeiden, wobei nur zwei Verfahrensschrit- te verwendet werden müssen, im Gegensatz zum herkömmlichen Harten, das aus drei Verfahrensschritten besteht.
Zum Zwischenstufenvergüten von Stahl sind bereits mehrere Verfahren vorgeschlagen worden, wie z. B. das
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tentieren.
Zwischenstufenvergüten oder"Austempering"des Stahles besteht in einer Erhitzung auf eine Temperatur im Austenitgebiet und in einem darauffolgenden Abschrecken in einem Bad von konstanter Temperatur oberhalb der Ms-Temperatur der beginnenden Umwandlung in Martensit. Der Stahl wird in diesem Bad gehalten, bis der Austenit isothermisch in Bainit übergeht, wonach der Stahl der Abkühlung auf Zimmertemperatur, meistens an Luft, überlassen wird. Das"Austempering"ist inEinzelheitenin der USA-Patentschrift Nr. 1, 924, 099 von Edgar C. Bain beschrieben, wobei auch abgeänderte Ausführungsformen vorgeschlagen worden sind, bei welchen das Gefüge neben Bainit auch Perlit aufweist.
Eine andere Ausführungsform des"Austempering"be- steht im Patenteren, das in einer Warmbehandlung von Drähten und Stangen besteht, die eine mässig hohe Festigkeit bei grosser Dehnung bewirkt.
Das Warmbadhärten ("Martempering") besteht im Abschrecken eines Stahles aus dem Austenitgebiet auf eine Temperatur im Martensitgebiet oder etwas darüber, wobei der Stahl so lange bei dieser Temperatur gehalten wird, bis seine Querschnittsfläche überall dieselbe Abschrecktemperatur erreicht. Nachher wird der Stahl einer langsamen Abkühlung überlassen. Auf diese Weise findet in einem Werkstück durchwegs eine ziemlich gleichmässige Martensitbildung statt, ohne dabei mit übermässigen restlichen Spannungen rechnen zu müssen. Das Warmbadhärten weist ebenfalls abgeänderte Ausführungsformen auf, die sich vom regelrechten Warmbadhärten lediglich durch eine niedrigere Temperatur des Abschreckbades unterscheiden.
Abgeändertes Warmbadhärten dieser Art ermöglicht, höhere Abkühlgeschwindigkeiten zu verwenden, was insbesondere bei Stählen geringerer Härtbarkeit von Bedeutung ist.
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sind z. B. auf S. 24 bis 30 des Buches "Wärmebehandlung der Eisenwerkstoffe"von Dipl. Ing. Heinrich Ruhfus, Verlag Stahleisen m. b. H., Düsseldorf [1958], beschrieben.
Wenn die Abkühlungskurve (der Abkühlungsver- lauf) die Nase der S-Kurve schneidet, ist ein"Austempering"bereits unmöglich. Dies ist der Fall, wenn der Kohlenstoffgehalt des Stahles zu gering und das Verhältnis zwischen Oberfläche und Masse zu klein ist, da dann mit ausserordentlich hohen Reaktionsgeschwindigkeiten der Perlitbildung zu rechnen ist, wobei die Abkühlungskurve die Nase der S-Kurve der beginnenden Umwandlung wegen zu enger Zeitgrenzen der Abkühlung weder theoretisch noch praktisch vermeiden kann. Mit Rücksicht auf diese beschränkten Möglichkeiten ist das Gebiet von einfachen Kohlenstoffstählen, die zum Zwischenstufenvergüten geeignet sind, auf Kohlenstoffgehalte von mehr als 0, 50 und 10/0 und auf einen Mindestgehalt von 0, 600/0 Mn beschränkt.
Durch Erhöhung der Austenitisierungstemperatur konnte zwar die Nase der S-Kurve im Schaubild nach rechts verschoben werden, wodurch Zusammensetzungen oder Profilmasse, die sonst eine Möglichkeitsgrenze für"Austempering"bilden würden, für das Zwischenstufenvergüten geeignet gemacht werden können ; die Erhöhung der Austenitisierungstemperatur verursacht aber eine Komvergröberung, die ihrerseits in einer Verschlechterung der gewünschten mechanischen Eigenschaften, wie Dehnung und Fliessgrenze, fühlbar wäre. Aus gleichen Gründen ist die Dicke der niedriggekohlten unlegierten Stähle entsprechend beschränkt, wobei 5 mm etwa die obere Grenze darstellen.
Eine abgeänderte Art des"Austempering"unterscheidet sich vom eigentlichen"Austempering"nur darin, dass die Abschreckgeschwindigkeit nicht hoch genug ist, um ein Schneiden der Nase der S-Kurve durch die Abkühlungskurve wesentlich oberhalb der Ms-Temperatur zu vermeiden, wodurch feiner Perlit entsteht.
In gleicher Weise müssen für das Warmbadhärten bestimmte Stähle genügend Kohlenstoff enthalten, damit die Nase der S-Kurve im Schaubild nach rechts verschoben wird und auf diese Weise ein Werkstück an der Nase vorbei abgeschreckt werden kann. In der Regel müssen für das Warmbadhärten bestimmte Stähle einen Kohlenstoffgehalt aufweisen, der etwas höher ist als bei Stählen, die in herkömmlicher Weise durch ununterbrochene Abkühlung gehärtet werden. Dies bedeutet wieder, dass niedrig gekohlte unlegierte Kohlenstoffstähle zum normalen wie auch zum abgeänderten Warmbadhärten ungeeignet sind, da bei diesen Stählen die Nase der S-Kurve von der Abschreckkurve geschnitten würde und die Umwandlung von Austenit in Martensit vereitelt wäre.
Aus gleichen Gründen soll die Dicke der Werkstücke eine obere Grenze von etwa 5 mm nicht über- schreien.
Gemäss dem bekannten Stand der Technik können demnach dünne Profile aus niedrig gekohltem, unle-
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giertem Kohlenstoffstahl weder in der üblichen Weise durch Austenitisieren, Abschrecken und Anlassen wegen ihres niedrigen Kohlenstoffgehalts und der Gefahr von durch restliche Spannungen bedingtenVerziehungen, noch durch Zwischenstufenvergüten gehärtet werden, da das letztere Verfahren bei unlegierten Kohlenstoffstählen auf einen Kohlenstoffgehalt von mehr als 0, zo beschränkt ist. Wegen ihrer geringen Härtbarkeit können sie auch durch Warmbadhärten nicht gehärtet werden.
Anderseits ist es bekannt, dass unlegierte niedriggekohlte Stähle wesentlich billiger sind als ähnliche Stäh- le mit höherem Kohlenstoffgehalt. Es wäre deshalb vorteilhaft, Stähle dieser Art zu Kaltprofilen oder zu kalt- verformten Bestandteilen zu verarbeiten, da die Nachfrage nach zerlegbaren Leichtbaukonstruktionen, die aus derartigen Gliedern auf der Baustelle errichtet werden können, sehr gross ist. Würden Metallkonstruktionen aus
Kaltprofilen zusammengebaut, die aus niedriggekohltem Stahl bestehen, so könnte offensichtlich viel an Spe- sen, Gewicht und Raumbedarf erspart werden.
Bis jetzt waren aber unlegierte, niedriggekohlte Kohlenstoffstäh- le wegen ihrer verhältnismässig geringen Fliessgrenze und insbesondere wegen des geringen Wertes der Verhält- niszahl zwischen Fliessgrenze und Zugfestigkeit, die die Grundlage für die Bemessung von Leichtbaukonstruk- tionen aus Kaltprofilen bildet, für die Verwendung in Leichtbaukonstruktionen als ungeeignet erachtet.
Die Erfindung bezweckt die Beseitigung dieser Unzulänglichkeit und die Schaffung eines Verfahrens, mit- tels dessen die Fliessgrenze von Kaltprofilen und Bestandteilen aus niedriggekohltem, unlegiertem Stahl we- sentlich erhöht werden kann, wodurch die Werkstoffe auch bei Konstruktionen verwendet werden können, die bisher Stähle mit höherem Kohlenstoffgehalt erforderten.
Die Erfindung geht davon aus, dass im Gegensatz zur im Stand der Technik herrschenden Ansicht, Werkstücke auch aus diesen Stählen für ein Zwischenstufenvergü- ten ohne nachteilige Folgen geeignet sind, wenn einerseits die Nase der S-Kurve der beginnenden Umwandlung durch die Abkühlungskurve nicht nur angeschnitten, sondern absichtlich gekreuzt bzw. durchgeschnitten wird, und anderseits das Abschrecken bis über die Ms-Temperatur hinaus fortgesetzt wird, jedoch nicht so weit, dass das Temperaturgebiet des üblichen Härtens, bei welchem spröder Martensit entsteht, erreicht wird. Dann be- steht genügend Zeit, um den noch anwesenden Austenit in dieser Temperatur zugeordneten Martensit umwandeln zu lassen, wonach das Werkstück der Abkühlung auf Zimmertemperatur überlassen wird.
Zur Zeit wird angenommen, dass die vorteilhaften Folgen der erfindungsgemässen Wärmebehandlung, nämlich die Zunahme der Fliessgrenze und die Abwesenheit von Verziehungen, dem Umstand zuzuschreiben sind, dass nicht weit unterhalb der Ms-Temperatur wesentliche Mengen von weniger sprödem Martensit und während der Durchkreuzung der Nase der S-Kurve vor der Bildung von Martensit weichere Gefügeelemente, wie Perlit und Bainit, entstehen, wobei die weicheren Gefügeelemente und der Martensit in vorteilhaftem Verhältnis zueinander stehen, was wahrscheinlich durch den steileren Verlauf der Abkühlungskurve bedingt ist, deren erster senkrechter Abschnitt gleichsam im Uhrzeigersinn verschwenkt worden ist.
Somit steht das erfindungsgemässe Verfahren zwischen"Austempering"oder Zwischenstufenvergüten und abgeändertem Warmbadhärten, indem die Abschreckendtemperatur im Gegensatz zum Austempering unterhalb der Ms-Temperatur liegt und im Verlauf des Abschreckens weichere Gefügeelemente entstehen, weil die Nase der S-Kurve der beginnenden Umwandlung im Gegensatz zum abgeänderten Warmbadhärten durch die Abschreckkurve geschnitten wird (s. z. B. Fig. l"Aus- tempering" auf S. 57 und Fig. l"Modified martempering"auf S. 37 des "Metals Handbook ".).
Versuche haben ge- zeigt, dass ein derartiges Schneiden der Nase der S-Kurve der beginnenden Umwandlung gesichert ist, wenn das erfindungsgemässe Zwischenstufenvergüten bei Kaltprofilen und Bestandteilen zur Anwendung gelangt, die aus unlegiertem Stahlblech oder Bandstahl mit einem Kohlenstoffgehalt vom angegebenen kritischen Höchstwert von 0, zo bestehen und deren Blechdicke höchstens 7 mm beträgt. Dies bedeutet, dass durch das erfindungsgemässe Verfahren auch das Gebiet der Dicken über die bisher bekannte obere Grenze von etwa 5 bis 7 mm ausgedehnt worden ist.
Zusammengefasst betrifft die Erfindung, wie einleitend ausgeführt, ein Verfahren zur Wärmebehandlungvon Leichtprofilen aus niedriggekohltem, unlegiertem Stahl mit höchstens 0, zozo C und einer Werkstoffdicke von höchstens 7 mm durch Warmbadhärten. Die Erfindung besteht darin, dass das Werkstück von einer Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur Ac s'vorzugsweise von 850 bis 950 C, auf eine Temperatur unterhalb der Martensitbildungstemperatur Ms von 470 bis 1500C derart abgeschreckt wird, dass die Abkühlungskurve (Q) die Perlitnase schneidet (A, B, Fig.
l), so dass eine teilweise Umwandlung nach Durchschneidung der Perlitnase (B-C) unterbrochen wird und sich im Martensitgebiet unter Bildung eines zähen, nicht spröden Martensits fortsetzt und nach einer Haltezeit von zweckmässig 200 bis 600 sec vollendet ist, worauf das Werkstück einer beliebigen Abkühlung auf Raumtemperatur überlassen wird. Der Ausdruck"kaltgeformt"in der Beschreibung und in den Ansprüchen soll sowohl einzelne Konstruktionsbestandteile, wie auch kleine, dünne Profile bedeuten, die durch Biegen von Bandstahl oder Stahlblech in Walzstrassen usw. gebogen werden, bedeuten. Unter "Blech" werden sowohl Bleche wie auch Streifen verstanden, da der Unterschied im Wesen von der Dicke und Breite des Werkstoffes abhängt, der dabei sowohl in Form von Blechen wie auch in Wickeln geliefert werden kann.
Weitere Einzelheiten der Erfindung werden an Hand der Zeichnungen erläutert, in welchen : Fig. lein ZTU- Diagramm darstellt, das für die Wärmebehandlung gemäss der Erfindung symbolisch ist. Fig. 2 ist ein ähnliches Schaubild mit tatsächlichen S-Kurven von verschiedenen Stählen, deren Kohlenstoffgehaltim erfindungsgemässen Gebiet liegt. Fig. 3 zeigt einen Bestandteil, der nach dem Verfahren gemäss der Erfindung hergestellt worden
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ist. Die Fig. 4 bis 8 stellen verschiedene Kaltprofile dar.
Gleiche Bezugszeichen weisen in den Zeichnungen auf ähnliche Einzelheiten hin.
Fig. 1 erläutert den Grundgedanken des erfindungsgemässen Verfahrens. Die Linien --I bzw. II-stellen Hüllkurven der S-Kurven von beginnender bzw. erfolgter Umwandlung. Die Temperatur ACg vertritt das Gebiet der kritischen Temperaturen von Stählen, deren Kohlenstoffgehalt im erfindungsgemässen Gebiet liegt. Die Linie-Ms-ist das entsprechende Symbol von Temperaturen, unterhalb welcher eine Umwandlung von Austenit in Martensit vor sich geht.-Q--bezeichnet die Abkühlungskurve (den Abkühlungsvorlauf) beim Abschrekken derartiger Stähle von einer Temperatur oberhalb des kritischen Wertes Ac auf eine Temperatur unterhalb des Ms-Wertes. Gemäss dem weiteren Verlauf der Abkühlungskurve wird der Stahl nach dieser Abkühlung bei konstanter Temperatur gehalten und schliesslich auf Zimmertemperatur abgekühlt.
Wie ersichtlich, ist die Hüll- kurve -1- der S-Kurve der beginnenden Umwandlung an ihrer Nase bereits geschnitten. Demzufolge ist es praktisch unmöglich, derartige Stähle so schnell abzuschrecken, dass die Nase ihrer S-Kurven der beginnenden Umwandlung etwa vermieden werden. Der Martensitbildung wird demnach die Bildung von andern Gefügeelementen vorangehen. Anderseits ist das Anschneiden der Hüllkurve-II-der S-Kurven erfolgter Umwandlung vermieden worden, da sonst zu wenig Martensit entstehen würde. Versuche haben gezeigt, dass diese Forderung erfüllt ist, wenn auf Werkstoffdicken von mehr als 7 mm verzichtet wird.
Somit wird bei Stählen mit einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0, 50% und einer Dicke von höchstens 7 mm die die Nase der zugeordneten SKurve der beginnenden Umwandlung durch die Abkühlungskurve-Q-immer durchkreuzt, ohne die zugeordnete S-Kurve der erfolgten Umwandlung anzuschneiden, wie dies aus Fig. 1 hervorgeht, wo beide Zweige der Hüllkurve --1-- durch die Abkühlungskurve-Q-geschnitten werden, die aber steil genug ist, um ein Anschneiden der Hüllkurve-II-- zu vermeiden.
Dieses doppelte Schneiden bzw. Durchkreuzen bedeutet, dass beim ersten Schnittpunkt-A-der Austenit in weichere Gefügeelemente umgewandelt wird, wobei die Umwandlung entsprechend der Temperaturabnahme so lange stattfindet, bis der zweite Schnittpunkt-B-erreicht wird. Während dieser Abkühlung entsteht Perlit und Bainit im Stahl. Nach dem zweiten Schnittpunkt-B-bleibt der restliche Austenit so lange unverändert, bis die Martensittemperatur --Ms-- erreicht wird (Punkt-C-), worauf der restliche Austenit sich in Martensit umzuwandeln beginnt. Da diese Umwandlung bei konstanter Temperatur zwischen etwa 150 und 4700C isotherm erfolgt, wird der restliche Austenit in einen verhältnismässig zähen Martensit übergehen.
Die Umwandlungstem- peratur im genannten Gebiet liegt dabei höher als die Temperatur, bei welcher spröder Martensit entsteht, wie beim herkömmlichen Härten. Die Umwandlung ist beim Schnittpunkt des waagrechten Abschnittes der Abküh- lungskurve-Q-mit der Hüllkurve-II-- der S-Kurven erfolgter Umwandlung (Punkt --D--) beendet. Nachher kann die Abkühlung auf Zimmertemperatur entlang des letzten Abschnittes der Abkühlungskurve-Q-statt- finden, wobei eine geraume Zeit für den Beginn der Abkühlung gewährt wird, um durch Unsicherheiten bzw.
Ungenauigkeiten der S-Kurven von erfolgter Umwandlung bei diesen mässigen Temperaturen bedingte Störungen zu vermeiden. Somit besteht das Gefüge des Stahles neben zäheren Gefügeelementen, wie zwischen den Punkten-A und B-entstandener Perlit und Bainit, aus einem erheblichen Anteil von zähem Martensit. Die ersteren scheinen das Auftreten von Verziehungen während der Entstehung des letzteren zu verhüten, wobei das Vorhandensein von erheblichen Mengen an zähem Martensit wahrscheinlich für die überraschende Zunahme der Fliessgrenze haftet. Die Anwesenheit von Bainit trägt dabei zur Erhöhung der Fliessgrenze bei, während die Entstehung von zähem anstatt sprödem Martensit zur Verhütung von restlichen Spannungen beitragen dürfte.
Auf diese Weise wird eine erhöhte Fliessgrenze erreicht, ohne dass bedeutendeVerziehungen auftreten würden, wodurch der Hauptzweck der Erfindung erreicht ist.
Fig. 2 zeigt die tatsächlichen S-Kurven der beginnenden und erfolgten Umwandlungen von Stählen, deren
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ist ersichtlich, dass die Nasen sämtlicher S-Kurven beginnender Umwandlung durch die Abkühlungskurve-Q-- durchkreuzt sind, während keine der S-Kurven erfolgter Umwandlung durch die Abkühlungskurve-Q-ange- schnitten ist, was den theoretischen Bedingungen der Ausführbarkeit des Verfahrens gemäss der Erfindung entspricht.
In den folgenden vier Tabellen sind verschiedene Beispiele von Stählen angeführt, die im Einklang mit der Erfindung ausgewählt und warmbehandelt bzw. zwischenstufenvergütet worden sind. Die Tabellen umfassen je eine Gruppe von insgesamt neunzehn Ausführungsbeispielen, wobei entscheidende Angaben der Wärmebehandlung bzw. kennzeichnende mechanische Eigenschaften angeführt sind. Sämtliche Beispiele beziehen sich auf unlegierte niedriggekohlte Kohlenstoffstahle mit den üblichen Gehalten an Silizium, Schwefel und Phosphor.
Die Stähle unterscheiden sich voneinander bezüglich ihres Gehaltes an Kohlenstoff und Mangan, gemäss welchen die Aufteilung in Gruppen erfolgt ist. Der geringste Gehalt an Kohlenstoff ist 0, 15% für Stähle der Gruppe I. Die beiden nächsten Gruppen umfassen Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt von 0, 25 bzw. 0, 350/0. Schliesslich enthält die Gruppe IV Stähle, deren Kohlenstoffgehalt 0, 45% beträgt, wobei diese Grösse beinahe den Höchstwert des zulässigen Kohlenstoffgehaltes von Stählen darstellt, die für die Zwecke der Erfindung geeignet sein sollen.
Der Mangangehalt nimmt mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt ab, obwohl innerhalb der Grenzen des Mangan-
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gehaltes in unlegierten Kohlenstoffstählen auch andere Manganbeträge gewählt werden könnten, wie dies für den Fachmann klar sein dürfte.
Gruppe I von Beispielen
Kohlenstoffgehalt : 0, 15% Mangangehalt : 0, 80%
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<tb>
<tb> Beispiel <SEP> 1 <SEP> 2 <SEP> 3
<tb> Dicke <SEP> in <SEP> mm <SEP> 0. <SEP> 5 <SEP> 1, <SEP> 5 <SEP> 2,5
<tb> Austenitisierungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 950 <SEP> 950 <SEP> 950
<tb> Ms-Temperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 460 <SEP> 460 <SEP> 460
<tb> Umwandlungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 400 <SEP> 350 <SEP> 350
<tb> Umwandlungszeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> 30 <SEP> 55 <SEP> 55
<tb> Abschreckzeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> bei <SEP> Versuchen <SEP> 200 <SEP> 300 <SEP> 300
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 37 <SEP> 37 <SEP> 37
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm2 <SEP> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 80 <SEP> 70 <SEP> 60
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> vor <SEP> der <SEP>
Warmbadbehandlung <SEP> 30 <SEP> 30 <SEP> 30
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 18 <SEP> 20 <SEP> 22
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm2 <SEP> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 22 <SEP> 22 <SEP> 22
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm2 <SEP> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 60 <SEP> 50 <SEP> 40
<tb> Prozentuale <SEP> Zunahme <SEP> der <SEP> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> % <SEP> 173 <SEP> 127 <SEP> 82
<tb>
Gruppe II von Beispielen Kohlenstoffgehalt : 0, 25% Mangangehalt :
0, 65%
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<tb>
<tb> Beispiel <SEP> 5 <SEP> 6 <SEP> 7 <SEP> 8 <SEP> 9
<tb> Dicke <SEP> in <SEP> mm <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP>
<tb> Austenitisierungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 910 <SEP> 910 <SEP> 910 <SEP> 910 <SEP> 910
<tb> Ms-Temperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 420 <SEP> 420 <SEP> 420 <SEP> 420 <SEP> 420
<tb> Umwandlungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 200 <SEP> 250 <SEP> 300 <SEP> 350 <SEP> 400
<tb> Umwandlungszeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> 250 <SEP> 180 <SEP> 110 <SEP> 65 <SEP> 35
<tb> Abschreckzeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> bei <SEP> Versuchen <SEP> 600 <SEP> 500 <SEP> 400 <SEP> 300 <SEP> 300
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm2
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 45 <SEP> 45 <SEP> 45 <SEP> 45 <SEP> 45
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm2
<tb> nach <SEP> der <SEP>
Warmbadbehandlung <SEP> 115 <SEP> 105 <SEP> 90 <SEP> 80 <SEP> 70
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 6 <SEP> 7 <SEP> 8 <SEP> 14 <SEP> 16
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 25 <SEP> 25 <SEP> 25 <SEP> 25 <SEP> 25
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 85 <SEP> 80 <SEP> 70 <SEP> 60 <SEP> 55
<tb> Prozentuale <SEP> Zunahme <SEP> der <SEP> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> % <SEP> 240 <SEP> 220 <SEP> 180 <SEP> 140 <SEP> 120
<tb>
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Gruppe III von Beispielen Kohlenstoffgehalt : 0. 350/0 Mangangehalt :
0, 6510
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<tb>
<tb> Beispiel <SEP> 10 <SEP> 11 <SEP> 12 <SEP> 13 <SEP> 14 <SEP> 15
<tb> Dicke <SEP> in <SEP> mm <SEP> 2,0 <SEP> 2,0 <SEP> 3,0 <SEP> 3,0 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 6, <SEP> 0 <SEP>
<tb> Austenitisierungstemperatur <SEP> in <SEP> C <SEP> 870 <SEP> 870 <SEP> 870 <SEP> 870 <SEP> 870 <SEP> 870
<tb> Ms-Temperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 385 <SEP> 385 <SEP> 385 <SEP> 385 <SEP> 385 <SEP> 385
<tb> Umwandlungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 300 <SEP> 350 <SEP> 250 <SEP> 300 <SEP> 400 <SEP> 250
<tb> Umwandlungszeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> 120 <SEP> 75 <SEP> 180 <SEP> 120 <SEP> 40 <SEP> 180
<tb> Abschreckzeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> bei <SEP> Versuchen <SEP> 400 <SEP> 300 <SEP> 500 <SEP> 400 <SEP> 300 <SEP> 500
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm2
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 55 <SEP> 55 <SEP> 55 <SEP> 55 <SEP> 55 <SEP> 55
<tb>
Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 115 <SEP> 105 <SEP> 105 <SEP> 90 <SEP> 80 <SEP> 80
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP>
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 17 <SEP> 17 <SEP> 17 <SEP> 17 <SEP> 17 <SEP> 17
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> %
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 8 <SEP> 9 <SEP> 10 <SEP> 12 <SEP> 14 <SEP> 16
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 30 <SEP> 30 <SEP> 30 <SEP> 30 <SEP> 30 <SEP> 30
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 85 <SEP> 80 <SEP> 80 <SEP> 70 <SEP> 60 <SEP> 60
<tb> Prozentuale <SEP> Zunahme
<tb> der <SEP> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> % <SEP> 184 <SEP> 167 <SEP> 167 <SEP> 134 <SEP> 100 <SEP> 100
<tb>
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Gruppe IV von Beispielen Kohlenstoffgehalt : 0. 450/0 Mangangehalt : 0, 5c10
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<tb>
<tb> Beispiel <SEP> 16 <SEP> 17 <SEP> 18 <SEP> 19
<tb> Dicke <SEP> in <SEP> mm <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> 4, <SEP> 0 <SEP> 7, <SEP> 0 <SEP>
<tb> Austenitisierungstemperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 850 <SEP> 850 <SEP> 850 <SEP> 850
<tb> Ms-Temperatur <SEP> in <SEP> OC <SEP> 350 <SEP> 350 <SEP> 350 <SEP> 350
<tb> Umwandlungstemperatur <SEP> in <SEP> Oc <SEP> 330 <SEP> 330 <SEP> 330 <SEP> 250
<tb> Umwandlungszeit <SEP> in <SEP> sec <SEP> 130 <SEP> 130 <SEP> 130 <SEP> 180
<tb> Tatsächliche <SEP> Abschreckzeit <SEP> in <SEP> sec
<tb> bei <SEP> Versuchen <SEP> 400 <SEP> 250 <SEP> 400 <SEP> 500
<tb> Zugfestigkeit <SEP> in <SEP> kg/mm2
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 65 <SEP> 65 <SEP> 65 <SEP> 65
<tb> Zugfestigkeit
<SEP> in <SEP> kg/mm2
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 115 <SEP> 125 <SEP> 105 <SEP> 90
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 14 <SEP> 14 <SEP> 14 <SEP> 14
<tb> Dehnung <SEP> in <SEP> % <SEP> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 9 <SEP> 8 <SEP> 12 <SEP> 14
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> vor <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 35 <SEP> 35 <SEP> 35 <SEP> 35
<tb> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> kg/mm <SEP> 2 <SEP>
<tb> nach <SEP> der <SEP> Warmbadbehandlung <SEP> 90 <SEP> 95 <SEP> 80 <SEP> 70
<tb> Prozentuale <SEP> Zunahme <SEP> der <SEP> Fliessgrenze <SEP> in <SEP> % <SEP> 157 <SEP> 199 <SEP> 129 <SEP> 200
<tb>
In allen neunzehn Beispielen sind herkömmliche Salzbäder zum Abschrecken verwendet worden, wie sie z.
B. im erwähnten "Metals Handbook" beschrieben sind.
Die endgültige Abkühlung fand bei allen Beispielen in ruhender Luft statt, obwohl auch Wasser verwendet werden könnte. Im letzteren Fall kann eine weitere Zunahme der Fliessgrenze um 2 bis 3 kg/mm2 erreicht werden, indem die Spuren von restlichem Austenit in spröden Martensit umgewandelt werden (s. Beispiel 17).
Wie aus den Tabellen hervorgeht, sind sämtliche Ausführungsbeispiele durch eine erhebliche Zunahme der Fliessgrenze im Verhältnis zu den Werten vor der Wärmebehandlung gekennzeichnet. Obwohl eine Zunahme im ganzen Gebiet von einschlägigen Stahlzusammensetzungen erreicht wird, treten die höchsten Werte bei Werkstoffdicken zwischen 1, 5 und 4 mm (s. Gruppe II, Beispiele 4 bis 6, und Gruppe IV, Beispiele 16 und 17) und/oder bei einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0, 150/0 (s. Gruppe 11, Beispiele 4 bis 6) auf.
Aus den Tabellen geht auch hervor, dass Mangangehalte von mindestens 0, zo sich als sehr vorteilhaft für die prozentuale Zunahme der Fliessgrenze erwiesen haben, wie dies bei allen Gruppen der Beispiele feststellbar ist.
Die Erhitzungstemperatur wird vorteilhaft um 30 bis 900C höher liegen als die unterste Temperaturgrenze des Austenitgebietes. Obwohl noch höhere Temperaturen eine Zunahme der Abschreckgeschwindigkeit und somit der Zugfestigkeit und Härte mit sich bringen, wird der dadurch erreichte Erfolg durch die komvergröbemde Wirkung der Temperaturerhöhung mehr als ausgeglichen. Es ist eben eines der vorteilhaften Kennzeichen der Erfindung, dass die gewünschten Gütezahlen mittels herkömmlicher Austenitisierungstemperaturen gesichert werden können.
Fig. 3 bis 8 zeigen verschiedene Bestandteile bzw. Kaltprofile, die gemäss der Erfindung hergestellt worden sind. Im Wesen können zwei Gruppen unterschieden werden. Die eine Gruppe enthält einzelne Bestandteile, wie die Gelenkplatte gemäss Fig. 3 für Rollenketten. Die andere Gruppe umfasst verschiedene Kaltprofile wie das Flachprofil gemäss Fig. 4, das L-Profil gemäss Fig. 5, die geschlossenen bzw. offenen U-Profile gemäss Fig. 6 bzw. 7 oder Kaltprofile mit besonderen Querschnittsformen, wie z. B. das Kaltprofil gemäss Fig. 8.
Flachprofile z. B. gemäss Fig. 4 können im Sinne der Erfindung kontinuierlich warmbehandelt werden. Der Werkstoff kann dann in Form von Wicklungen geliefert werden, wobei er in an sich bekannter Weise über verschiedene Behandlungsstellen geführt wird. Das warmbehandelte Band kann zur Aufbewahrung aufgewickelt
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oder kalt verformt und in vorbestimmten Längen abgeschnitten werden. In beiden Fällen wird das Erhitzen, Abschrecken und Abkühlen am Werkstoff vorgenommen, bevor eine Verformung seiner Querschnittsfläche stattfindet.
Anderseits werden einzelne Bestandteile wie die Kettenplatten gemäss Fig. 3 für Rollenketten oder abgeschnittene Kaltprofile gemäss einer der Fig. 5 bis 8 gruppenweise warmbehandelt. In derartigen Fällen erfolgt die Kaltverformung des Werkstoffes und seine Aufteilung in vorbestimmte Längen durch Schneiden vor dem Erhitzen, Abschrecken und Abkühlen.
Eine Einrichtung zum Ausführen der kontinuierlichen oder gruppenweisen Warmbehandlung gemäss der Erfindung kann aus an sich bekannten Einheiten in an sich bekannter Weise zusammengebaut werden. In dieser Hinsicht wird ebenfalls auf das bereits erwähnte "Metals Handbook" hingewiesen.