BE516253A - Refining process of hardening steel - Google Patents

Refining process of hardening steel

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Description

       

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  PROCEDE DE RAFFINEMENT D'ACIER A TREMPER. 



   L'invention concerne le "raffinement" d'aciers à tremper, conte- nant plus de 0,2 % de carbone 
Par "raffinement" on entend ici des propriétés mécaniques, élec- triques et/ou magnétiques de l'acier. Il y a lieu de noter que la mise en oeuvre du procédé conforme à l'invention, n'améliore pas toujours à la fois tant les propriétés mécaniques qu'électriques et magnétiques. 



   Par "acier à tremper" on entend tous les alliages de fer qui, chauffés jusqu'à la température de trempe, c'est-à-dire la température (Ar ) à laquelle ils sont entièrement austénitiques, se trempent par refroidisse- ment. Suivant la vitesse de refroidissement requise pour obtenir la trempe, on distingue, par exemple, les aciers qui se trempent à l'eau, ceux qui se trempent à l'huile, et ceux qui se trempent à l'aira 
Une déformation à froid permet aussi d'améliorer les propriétés de l'acier à tremper. 



   Dans l'invention, on tire parti à la fois d'un traitement thermi- que et d'une déformation, le tout dans des conditions spéciales qui fournis- sent un résultat étonnant. 



   L'invention concerne un procédé de raffinement d'acier à tremper contenant plus de 0,2% de carbone, caractérisé en ce fait que l'acier amené pour plus de moitié à l'état austénitique subit une déformation de plus de 10%, de préférence de plus de 20%, dans une zone de températures comprise entre la température de recristallisation et une température inférieure de   150 C   à la température de formation de la martensite, mais néanmoins supé- rieure à   50 Co   
Par "température de formation de la martensite" on entend ici la température à laquelle, sans l'intervention de la déformation conforme 

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 à l'invention, l'austénite commence à se transformer en martensite. 



   La particularité que pendant son raffinement l'acier est pour plus de moitié austénitique, n'implique pas une limite technique rigoureuse, mais sert uniquement à délimiter les droits privatifs. Il y a lieu de noter que par ladite particulérité on entend l'état obtenu pendant le refroidis- semeht à partir d'une température telle que l'acier se trouve entièrement ou presque entièrement à l'état austénitique stable. Il reste à mentionner que la déformation conforme à l'invention doit être entamée avant que ne soit formée, pendant le refroidissement, une quantité de martensite suffi- sante pour empêcher la déformation. 



   Dans la mise en oeuvre de l'invention, on entame de préférence la déformation pendant que l'acier se trouve entièrement ou presque entiè- rement à l'état austénitique. 



   La particularité que la déformation est de plus de   10%,   et, de préférence ;de plus de 20% ne constitue pas, elle non plus, une limite tech- nique rigoureuse; elle sert uniquement tout comme la particularité précé- dente à délimiter les droits privatifs. Il en est de même pour la limite mentionnée d'une température inférieure de 150 C à la température de forma- tion de la martensite. 



   En ce qui concerne la délimitation de la gamme de températures au-delà de 50 C, il y a lieu de mentionner les procédés connus suivant les- quels, pour obtenir des propriétés magnétiques déterminées, certains allia- ges de nickel, de chrome et de fer, portés à l'état austénitique, sont déformés à froid, puis recuits à partir de 100 C. De plus, la présente invention ne concerne pas une déformation superficielle qui communique à la surface d'un objet d'acier des propriétés spéciales , différant de celles de la masse principale. 



   La déformation peut être prolongée jusqu'au moment où elle devient techniquement impossible. Pour obtenir les propriétés optima, suivant l'in- vention, la déformation s'effectue de préférence, à une température supérieu- re à celle de la formation de la martensite. 



   Suivant l'invention, la déformation peut s'effectuer à une tem- pérature constante ou non, même à une température variant de façon continue ou discontinue. 



   Voici un exemple de réalisation de l'invention. Une barre de 20 mm. d'épaisseur, en un acier contenant 0,35 % de C, 4,5% de Ni, et   1,5%   de Cr est chauffée à environ 1050 C, ce qui porte l'acier totalement à l'é- tat austénitique. Cette barre est ensuite laminée, aussi rapidement   que   possible entre des cylindres froids de façon à former une bande d'environ 1,5 mm d'épaisseur, à une température finale d'environ 80 C. A cet effet, la barre peut traverser une série continue de cylindres froids ou être ra- menée à plusieurs reprises dans le même cylindre froid. 



   La bande d'acier, d'environ 1,5 mm d'épaisseur, est encore faci- lement pliable à froid alors qu'un refroidissement plus poussé lui   commùni-   querait une dureté Rockwell C = 60. On pourrait en déduira que, par suite des traitements appliqués, la température à laquelle s'effectue la   transfor-   mation de l'austénite diffère de la température de formation de la marten- site. La structure résultant de cette transformation diffère d'ailleurs totalement de la structure de la martensite. 



   Il y a lieu de noter que l'acier ainsi traité conformément à l'in- vention, présente outre une grande résistance à la traction et une grande limite d'élasticité, un allongement d'environ 12%. Une bande de cet acier, recuite et trempée par saisissement à 950 C dans l'huile, présente un allon- gement d'environ 2%; la striction présente la même particularité. Dans ce cas, la résistance à la traction et la limite d'élasticité sont plus basses. 



   Il s'est avéré avantageux d'entamer la déformation à une tempé- rature plus élevée que celle qui est normalement utilisée pour la trempe à l'huile de l'acier en cause. 

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   Le rapport de la limite d'élasticité à   la   résistance à la trac- tion est notablement plus élevé pour l'acier traité de la façon décrite que pour'l'acier normalement trempé à l'huile. 



   Le tableau I donne les valeurs de la résistance à la traction (b) les limites d'élasticité à allongement permanent de 0,01 - 0,1 et 
 EMI3.1 
 0,2% (v - 0 > 1  0,2)' l'allongement ( e5 ) la dureté (HRc), le 
0,1 0,1 0,2 c module d'élasticité (T) et la striction (    )   tant pour l'acier trempé suivant l'exemple de réalisation décrit (colonne B) que pour le même acier trempé de façon normale (colonne A). De plus, le tableau donne les mêmes . valeurs après un revenu à diverses températures. 



   Comme le montre le tableau I, le revenu à   240 C   augmente encore la différence en limite d'élasticité entre l'acier traité suivant l'inven- tion et l'acier trempé de façon normale. De plus, on obtient une diminution de l'allongement qui tombe de   12%   à moins de   0,1%   suivant la température du revenu. Comme on le sait, lorsqu'on fait revenir de l'acier trempé nor- malement à l'huile, l'allongement augmente avec la température du revenu. comme le prouve la contraction. 



   Suivant une forme de réalisation de l'invention, l'acier est sai- si, au moins à partir d'une température pour laquelle l'acier est entière- ment austénitique, à une température comprise entre la température de recris- tallisation et la température de formation de la martensite, après quoi, de préférence sans perte de temps, on le soumet à une déformation de plus de 10%, et de préférence de plus de   20%,   à une température comprise entre la température de recristallisation et la température de formation de la martensite. De préférence, l'acier est chauffé à une température supérieu- re à Ar dans la zone austénitique stable et est saisi à cette température. 



  De plus; la déformation débute, de préférence, à la température de saisis- sement. 



   Après cette déformation, op peut maintenir l'acier pendant un temps suffisamment long à une température à laquelle l'austénite se trans- forme en une structure à caractère de baînite, après quoi l'acier est refroi- di jusqu'à la température ambiante normale. 



   De plus, après ladite déformation, on peut aussi refroidir rapi- dement l'acier jusqu'à la température ambiante normale; opération-pendant laquelle s'opère alors la transformation de l'austénite, mais cette trans- formation ne fournit pas une structure à caractère de baïnite. 



   Tant pendant ledit refroidissement rapide que pendant la trans- formation de l'austénite en une structure à caractère de   baïnite;   on peut poursuivre la déformation de l'acier. 



   Voici un exemple de réalisation de la forme d'exécution décrite de l'intention. 



   Un fil d'acier à 0,9% de carbone, à   0,25%   de Si, et à   0,32%   de   Mn,   d'un diamètre de 1 mm, est chauffé dans un four à une température d'environ 900 C, puis il est saisi dans un bain dont la température est maintenue en- tre 230 et 250 C. Comme liquide du bain, on peut utiliser du tricrésylphos- phate. Dans ce bain, sont disposées 5 filières en diamant qui permettent de tréfiler le fil jusqu'à un diamètre final de 680 microns, ce qui corres- pond à une déformation (réduction de volume par unité de longueur) de   54%.   



  La vitesse de tréfilage est de 2,8 m par minute. Lorsqu'il quitte la der- nière filière, le fil est partiellement refroidi à l'air; il est alors en- roulé sur un tambour de fonte et refroidi jusqu'à la température ambiante normale. 



   Comme le montre le tableau II, un fil traité de cette façon a, à la température ambiante normale, et à toutes les températures de revenu jusqu'à 350 C, une plus grande dureté, une plus grande résistance à la traction et un plus grand allongement qu'un fil de même composition trempé normalement à l'huile. 

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   Le tableau III donne les propriétés obtenues lorsqu'on tréfile un même fil de 1000 microns jusqu'à 510 microns (déformation de 74%) à l'ai- de de 7 filières à des vitesses de tréfilage final de 2,8 m par minute, res- pectivement   4,2   m par minute, toutes autres conditions étant égales d'ail- leurs. 



   Ceci prouve que l'augmentation de la vitesse de tréfilage aug- mente encore la résistance à la traction. 



   Le fil traité conformément à l'invention, présente, à la tempé- rature ambiante normale, une résistance au trainage de   140   kilos par mm2, alors que le fil d'acier de conne qualité pour constructions en béton pré- contraint a une résistance au trainage d'environ 100 kilos   par mm 2.   



   Le tableau   IV   donne un aperçu des grandeurs mécaniques et magné- tiques relevées sur des aciers de la composition spécifiée au tableau. Il fournit une comparaison entre l'acier traité par le procédé analogue à ce- lui décrit dans le premier exemple de réalisation et le même acier trempé normalement à l'huile. 



   Comme le montrent le tableau IV et le tableau V, il se produit aussi une variation dans les propriétés magnétiques en ce sens que la mise en oeuvre du procédé conforme à l'invention augmente en général la rémanen- ce et la force coercitive. 



   Le procédé conforme à l'invention permet d'obtenir des aciers raffinés particulièrement appropriés aux applications dans lequelles les propriétés mécaniques et électriques obtenues sont intéressantes, par   exem-   ple de l'acier pour lames de ressort et ressorts spiralés, de la bande d'a- cier ou du fil d'acier, pour du béton précontraint, de l'acier pour couteaux, de l'acier pour outils etc., ainsi que pour l'utilisation comme matière pour applications magnétiques. 



   Comme on le sait, pour la fabrication de fils d'acier de profil rond ou non, on peut appliquer un traitement appelé "patentation" qui a pour but d'assurer au fil une plus grande résistance à la traction. 



   Il y a lieu de noter aussi que l'invention permet de réaliser par laminage non seulement du fil d'acier à grande section transversale, mais aussi du fil d'acier à grande résistance à la traction, profilé dans le sens de la longueur.



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  STEEL REFINING PROCESS.



   The invention relates to the "refinement" of quenching steels, containing more than 0.2% carbon.
By “refinement” is meant here mechanical, electrical and / or magnetic properties of the steel. It should be noted that the implementation of the method according to the invention does not always improve both the mechanical properties as well as the electrical and magnetic properties.



   By "quenching steel" is meant all the iron alloys which, when heated to the quench temperature, that is to say the temperature (Ar) at which they are fully austenitic, quench by cooling. Depending on the cooling rate required to obtain the quenching, a distinction is made, for example, between steels which are quenched in water, those which are quenched in oil, and those which are quenched in air.
Cold deformation also improves the properties of the steel to be quenched.



   In the invention, advantage is taken of both heat treatment and deformation, all under special conditions which provide a surprising result.



   The invention relates to a process for refining quenching steel containing more than 0.2% carbon, characterized in that the steel brought for more than half to the austenitic state undergoes a deformation of more than 10%, preferably more than 20%, in a temperature zone between the recrystallization temperature and a temperature 150 ° C. below the martensite formation temperature, but nevertheless above 50 Co
By "martensite formation temperature" is meant here the temperature at which, without the intervention of the conformal deformation

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 upon invention, austenite begins to transform into martensite.



   The peculiarity that during its refinement the steel is for more than half austenitic, does not imply a rigorous technical limit, but serves only to delimit the private rights. It should be noted that by said particulate matter is meant the state obtained during cooling from a temperature such that the steel is entirely or almost entirely in the stable austenitic state. It remains to be mentioned that the deformation according to the invention must be initiated before a sufficient quantity of martensite is formed during cooling to prevent deformation.



   In practicing the invention, the deformation is preferably initiated while the steel is entirely or almost entirely in the austenitic state.



   The particularity that the deformation is more than 10%, and preferably more than 20%, does not constitute a strict technical limit either; like the previous feature, it serves only to delimit private rights. The same is true for the mentioned limit of a temperature 150 ° C lower than the temperature of formation of martensite.



   With regard to the delimitation of the range of temperatures beyond 50 ° C., mention should be made of the known methods according to which, in order to obtain determined magnetic properties, certain alloys of nickel, chromium and iron, brought to the austenitic state, are cold deformed, then annealed from 100 C. In addition, the present invention does not relate to a surface deformation which imparts special properties to the surface of a steel object, differing from those of the main mass.



   The deformation can be prolonged until it becomes technically impossible. In order to obtain the optimum properties according to the invention, the deformation is preferably carried out at a temperature higher than that of the formation of the martensite.



   According to the invention, the deformation can be carried out at a constant temperature or not, even at a temperature varying continuously or discontinuously.



   Here is an exemplary embodiment of the invention. A bar of 20 mm. thick, made of a steel containing 0.35% C, 4.5% Ni, and 1.5% Cr is heated to about 1050 C, bringing the steel completely to the austenitic state . This bar is then rolled, as quickly as possible between cold rolls so as to form a strip of about 1.5 mm thick, at a final temperature of about 80 C. For this purpose, the bar can pass through a continuous series of cold cylinders or be repeated several times in the same cold cylinder.



   The steel strip, about 1.5 mm thick, is still easily cold bendable, whereas further cooling would give it a Rockwell hardness C = 60. It could be deduced from this that by following the treatments applied, the temperature at which the transformation of austenite takes place differs from the temperature of formation of martensite. The structure resulting from this transformation also differs completely from the structure of martensite.



   It should be noted that the steel thus treated in accordance with the invention exhibits, in addition to high tensile strength and high elastic limit, an elongation of about 12%. A strip of this steel, annealed and sear-quenched at 950 C in oil, exhibits an elongation of about 2%; the neckion presents the same peculiarity. In this case, the tensile strength and the yield strength are lower.



   It has been found advantageous to initiate deformation at a temperature higher than that normally used for oil quenching the steel in question.

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   The ratio of yield strength to tensile strength is significantly higher for steel treated as described than for normally oil hardened steel.



   Table I gives the values of tensile strength (b) yield strengths at permanent elongation of 0.01 - 0.1 and
 EMI3.1
 0.2% (v - 0> 1 0.2) 'elongation (e5) hardness (HRc),
0.1 0.1 0.2 c modulus of elasticity (T) and necking () both for the hardened steel according to the embodiment described (column B) and for the same steel normally hardened (column AT). Moreover, the table gives the same. values after tempering at various temperatures.



   As shown in Table I, the tempering at 240 ° C further increases the difference in yield strength between the steel treated according to the invention and the steel which is normally hardened. In addition, a reduction in the elongation is obtained which falls from 12% to less than 0.1% depending on the tempering temperature. As is known, when tempering normal oil quenched steel elongation increases with tempering temperature. as evidenced by the contraction.



   According to one embodiment of the invention, the steel is salted, at least from a temperature for which the steel is entirely austenitic, at a temperature between the recrystallization temperature and the temperature. martensite formation temperature, after which, preferably without loss of time, it is subjected to a deformation of more than 10%, and preferably more than 20%, at a temperature between the recrystallization temperature and the temperature formation of martensite. Preferably, the steel is heated to a temperature above Ar in the stable austenitic zone and is captured at this temperature.



  Furthermore; the deformation preferably begins at the gripping temperature.



   After this deformation, op can maintain the steel for a sufficiently long time at a temperature at which the austenite transforms into a structure with a baïnite character, after which the steel is cooled to room temperature. normal.



   In addition, after said deformation, the steel can also be cooled rapidly to normal ambient temperature; operation during which the transformation of the austenite then takes place, but this transformation does not provide a baïnite structure.



   Both during said rapid cooling and during the transformation of the austenite into a structure with a baïnite character; the deformation of the steel can be continued.



   Here is an exemplary embodiment of the described embodiment of the intention.



   A steel wire of 0.9% carbon, 0.25% Si, and 0.32% Mn, with a diameter of 1 mm, is heated in an oven to a temperature of about 900 C, then it is entered in a bath, the temperature of which is maintained between 230 and 250 C. As the bath liquid, tricresylphosphate can be used. In this bath, 5 diamond dies are placed which allow the wire to be drawn to a final diameter of 680 microns, which corresponds to a deformation (reduction in volume per unit length) of 54%.



  The wire drawing speed is 2.8 m per minute. When it leaves the last die, the wire is partially cooled in air; it is then rolled onto a cast iron drum and cooled to normal room temperature.



   As shown in Table II, a yarn treated in this way has, at normal room temperature, and at all tempering temperatures up to 350 ° C, greater hardness, greater tensile strength and greater elongation than a wire of the same composition normally soaked in oil.

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   Table III gives the properties obtained when drawing the same wire of 1000 microns up to 510 microns (strain of 74%) using 7 dies at final drawing speeds of 2.8 m per minute. , respectively 4.2 m per minute, all other conditions being otherwise equal.



   This proves that increasing the wire drawing speed further increases the tensile strength.



   The wire treated in accordance with the invention has, at normal ambient temperature, a drag resistance of 140 kilos per mm2, while the steel wire of good quality for pre-stressed concrete constructions has a resistance to drag. dragging about 100 kilos per mm 2.



   Table IV gives an overview of the mechanical and magnetic quantities recorded on steels of the composition specified in the table. It provides a comparison between the steel treated by the process analogous to that described in the first embodiment and the same steel normally hardened in oil.



   As shown in Table IV and Table V, there is also a variation in the magnetic properties in that the carrying out of the process according to the invention generally increases the afterglow and the coercive force.



   The process according to the invention makes it possible to obtain refined steels which are particularly suitable for applications in which the mechanical and electrical properties obtained are advantageous, for example steel for leaf springs and spiral springs, of the strip of steel. steel or steel wire, for prestressed concrete, steel for knives, steel for tools etc., as well as for use as a material for magnetic applications.



   As is known, for the manufacture of steel son of round profile or not, one can apply a treatment called "patentation" which aims to provide the wire a greater tensile strength.



   It should also be noted that the invention makes it possible to produce by rolling not only steel wire with a large cross section, but also steel wire with high tensile strength, profiled in the length direction.

Claims (1)

RESUME. ABSTRACT. 1. Procédé de "raffinement" d'aciers à tremper, contenant plus de 0,2 % de carbone, caractérisé en ce que l'acier se trouvant pour plus de la moitié à l'état austénitique, est déformé à plus de 10% et de préfé- rence, à plus de 20% dans la gamme de températures comprise entre la tempé- rature de recristallisation et une température inférieure de 150 C à la tem- pérature de formation de la martensite, mais supérieure à la température de 50 C. 1. Process of "refining" of steels to be quenched, containing more than 0.2% of carbon, characterized in that the steel being for more than half in the austenitic state, is deformed to more than 10% and preferably greater than 20% in the temperature range between the recrystallization temperature and a temperature 150 C below the martensite formation temperature, but above the temperature of 50 C . 2. Des formes d'exécution du procédé spécifié sous 1, pouvant présenter en outre les particularités suivantes, prises séparément ou en combinaison : a) l'acier est chauffé à une température située au-delà de Ar3 dans la zone austénitique stable et la déformation est entamée à cette tem- pérature; b) l'acier est chauffé à une température au delà de Ar3, dans la zone austénitique stable et est saisi à cette température; c) la déformation débute à partir de la température de saisisse- ment ; d) après la déformation, l'acier est maintenu pendant un temps suffisamment long à une température à laquelle l'austénite se transforme <Desc/Clms Page number 5> en une structure à caractère de baïnite, après quoi on poursuit le refroidis- sement jusqu'à la température ambiante normale; 2. The embodiments of the process specified under 1, which may also have the following particularities, taken separately or in combination: a) the steel is heated to a temperature above Ar3 in the stable austenitic zone and the deformation is initiated at this temperature; b) the steel is heated to a temperature above Ar3, in the stable austenitic zone and is captured at this temperature; c) the deformation starts from the gripping temperature; d) after deformation, the steel is maintained for a sufficiently long time at a temperature at which the austenite is transformed <Desc / Clms Page number 5> to a baïnite structure, after which cooling is continued to normal room temperature; e) immédiatement après la déformation, l'acier est refroidi jus- qu'à la température ambiante normale; f) on poursuit la déformation pendant la transformation de l'aus- ténite ; g) la déformation s'effectue à l'aide d'un ou de plusieurs cylin- dres ; h) la déformation s'effectue à l'aide d'une filière ; i) les filières se trouvent dans un bain liquide chaud; j) les filières se trouvent dans un bain de tricrésylphosphate chauffé ; k) l'acier est saisi dans le bain liquide chaud; 1) au moment où il quitte la dernière filière, l'acier tréfilé est refroidi à l'air; m) l'acier tréfilé est enroulé sur un tambour. e) immediately after deformation, the steel is cooled to normal room temperature; f) the deformation is continued during the transformation of the austenite; g) the deformation is carried out using one or more cylinders; h) the deformation is carried out using a die; i) the dies are in a hot liquid bath; j) the dies are in a heated tricresylphosphate bath; k) the steel is seized in the hot liquid bath; 1) as it leaves the last die, the drawn steel is air cooled; m) the drawn steel is wound on a drum. 3. - Objets en acier, obtenus par le procédé spécifié sous 1 et 2. 3. - Articles of steel, obtained by the process specified under 1 and 2. 4. Fil d'acier tel que spécifié sous 3, caractérisé en ce qu'il est profilé dans sa direction longitudinale. 4. Steel wire as specified under 3, characterized in that it is profiled in its longitudinal direction. 5. Dispositif approprié à la mise en oeuvre du procédé spécifié sous 1 et 2, caractérisé en ce que le mécanisme de déformation se trouve dans une enceinte dans laquelle on peut maintenir une température d'au moins 50 C <Desc/Clms Page number 6> TABLEAU I ---------- EMI6.1 <tb> Acier <SEP> Cr-Ni <SEP> 0,35% <SEP> de <SEP> C; <SEP> 4,5% <SEP> de <SEP> Ni; <SEP> 1,5 <SEP> % <SEP> de <SEP> Cr <SEP> épaisseur <SEP> de <SEP> la <SEP> barre <tb> : <SEP> doux <SEP> recuit <SEP> lamine <SEP> 1050 C <SEP> 1/2 <SEP> h, <SEP> revenu <tb> EMI6.2 : trempé à 950 C : à chaleur sup- ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯#...#.....# EMI6.3 <tb> : 5. Device suitable for carrying out the method specified under 1 and 2, characterized in that the deformation mechanism is located in an enclosure in which a temperature of at least 50 C can be maintained. <Desc / Clms Page number 6> TABLE I ---------- EMI6.1 <tb> Steel <SEP> Cr-Ni <SEP> 0.35% <SEP> of <SEP> C; <SEP> 4.5% <SEP> of <SEP> Ni; <SEP> 1.5 <SEP>% <SEP> of <SEP> Cr <SEP> thickness <SEP> of <SEP> the <SEP> bar <tb>: <SEP> soft <SEP> annealed <SEP> laminated <SEP> 1050 C <SEP> 1/2 <SEP> h, <SEP> tempered <tb> EMI6.2 : quenched at 950 C: at sup- ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ # ... # ..... # EMI6.3 <tb>: <SEP> dans <SEP> l'huile <SEP> portable <SEP> à <SEP> la <tb> main <SEP> 120 C <SEP> 180 <SEP> 240 C <SEP> 300 C <tb> EMI6.4 A B A ' B ' A ' B ' A ' B ' A ' EMI6.5 <tb> # <SEP> b <SEP> kg/mm2 <SEP> : <SEP> 193 <SEP> 202 <SEP> 179 <SEP> 206 <SEP> 197 <SEP> 234 <SEP> 176 <SEP> 242 <SEP> 160 <SEP> 196 <tb> 188 <SEP> 201 <SEP> 181,5 <SEP> 200 <SEP> 197,5 <SEP> 238 <SEP> 178,5 <SEP> 242 <SEP> 167 <SEP> 194,2 <tb> 235 <tb> # <SEP> 0,01 <SEP> 2 <SEP> 75 <SEP> 139 <SEP> 111 <SEP> 159 <SEP> 99,5 <SEP> . <SEP> 216 <SEP> 112 <SEP> 216 <SEP> 115 <SEP> 178 <tb> kg/mm <SEP> 92 <SEP> 201 <SEP> 114 <SEP> 121,5 <SEP> : <SEP> 225 <SEP> 118 <SEP> 167,2 <tb> EMI6.6 T 0,1 p 114,5 175 138,3 : 192 126,4 : lia... 128;5 : <SEP> in <SEP> portable oil <SEP> <SEP> to <SEP> the <tb> main <SEP> 120 C <SEP> 180 <SEP> 240 C <SEP> 300 C <tb> EMI6.4 A B A 'B' A 'B' A 'B' A ' EMI6.5 <tb> # <SEP> b <SEP> kg / mm2 <SEP>: <SEP> 193 <SEP> 202 <SEP> 179 <SEP> 206 <SEP> 197 <SEP> 234 <SEP> 176 <SEP> 242 <SEP> 160 <SEP> 196 <tb> 188 <SEP> 201 <SEP> 181.5 <SEP> 200 <SEP> 197.5 <SEP> 238 <SEP> 178.5 <SEP> 242 <SEP> 167 <SEP> 194.2 <tb> 235 <tb> # <SEP> 0.01 <SEP> 2 <SEP> 75 <SEP> 139 <SEP> 111 <SEP> 159 <SEP> 99.5 <SEP>. <SEP> 216 <SEP> 112 <SEP> 216 <SEP> 115 <SEP> 178 <tb> kg / mm <SEP> 92 <SEP> 201 <SEP> 114 <SEP> 121.5 <SEP>: <SEP> 225 <SEP> 118 <SEP> 167.2 <tb> EMI6.6 T 0.1 p 114.5 175 138.3: 192 126.4: lia ... 128; 5: 193 EMI6.7 <tb> kg/mm <SEP> 116,2 <SEP> 143,5 <SEP> 137,9 <SEP> - <SEP> - <SEP> 134 <tb> 0,2 <SEP> 133 <SEP> 181 <SEP> 152,2 <SEP> ca.196 <SEP> . <SEP> 137,3 <SEP> -- <SEP> 151 <SEP> 135,6 <SEP> 194,2 <tb> kg/mm2 <SEP> 162,2 <SEP> 154,2 <SEP> 146 <SEP> 141 <tb> % <SEP> 2 <SEP> 11,15 <SEP> 8,28 <SEP> : <SEP> Rupture <SEP> hors <SEP> de <SEP> la <SEP> zone <SEP> de <SEP> mesure <SEP> 2,28: <tb> EMI6.8 1=ca.11,3 F : 12,85 9, 7 : 0,1% 0,1% Tir 56, 6 58 53, 5 57, z . 54 59,3 : 50,1 : 58,1 : !7, l 55 56,8 59, 57, z . 56 53, z . 59,2 : 50,9 : 59 ,$, 7 . 54, EMI6.9 <tb> 59,6 <tb> E <SEP> kg/mm2 <SEP> 18330 <SEP> 16700 <SEP> :17350 <SEP> :16200 <SEP> :18700 <SEP> :17950 <SEP> :18480 <SEP> :18440 <SEP> :18800 <SEP> :16680 <tb> 16800 <SEP> 18200 <SEP> :16800 <SEP> :16150 <SEP> :17900 <SEP> : <SEP> 20630 <SEP> :18370 <SEP> :16290 <tb> EMI6.10 5,2 42,1 9,5 : 39,8 : 26,9 : 193 EMI6.7 <tb> kg / mm <SEP> 116.2 <SEP> 143.5 <SEP> 137.9 <SEP> - <SEP> - <SEP> 134 <tb> 0.2 <SEP> 133 <SEP> 181 <SEP> 152.2 <SEP> ca.196 <SEP>. <SEP> 137.3 <SEP> - <SEP> 151 <SEP> 135.6 <SEP> 194.2 <tb> kg / mm2 <SEP> 162.2 <SEP> 154.2 <SEP> 146 <SEP> 141 <tb>% <SEP> 2 <SEP> 11.15 <SEP> 8.28 <SEP>: <SEP> Break <SEP> outside <SEP> of <SEP> the <SEP> zone <SEP> of <SEP > measure <SEP> 2.28: <tb> EMI6.8 1 = ca 11.3 F: 12.85 9, 7: 0.1% 0.1% Tir 56, 6 58 53, 5 57, z. 54 59.3: 50.1: 58.1:! 7, l 55 56.8 59, 57, z. 56 53, z. 59.2: 50.9: 59, $, 7. 54, EMI6.9 <tb> 59.6 <tb> E <SEP> kg / mm2 <SEP> 18330 <SEP> 16700 <SEP>: 17350 <SEP>: 16200 <SEP>: 18700 <SEP>: 17950 <SEP>: 18480 <SEP>: 18440 <SEP >: 18800 <SEP>: 16680 <tb> 16800 <SEP> 18200 <SEP>: 16800 <SEP>: 16150 <SEP>: 17900 <SEP>: <SEP> 20630 <SEP>: 18370 <SEP>: 16290 <tb> EMI6.10 5.2 42.1 9.5: 39.8: 26.9: 28 39 a 3 : 31,5 : 42,6 : 33, 7 : contr. 5, 9 37, 6 10,9 : z1 36, z : 33,4 : 39,7 : 23,5 : 41,3 : 39,2 : EMI6.11 <tb> 32,7 <tb> Dimensions de l'éprouvette : longueur de mesure 50,8 mm b = 8-10 mm d- 0,8-1,1 mm <Desc/Clms Page number 7> TABLEAU II. 28 39 a 3: 31,5: 42,6: 33, 7: contr. 5, 9 37, 6 10.9: z1 36, z: 33.4: 39.7: 23.5: 41.3: 39.2: EMI6.11 <tb> 32.7 <tb> Specimen dimensions: measuring length 50.8 mm b = 8-10 mm d- 0.8-1.1 mm <Desc / Clms Page number 7> TABLE II. ----------- Analyse : 0,9% C - 0,25% Si. ----------- Analysis: 0.9% C - 0.25% Si. Diamètre initial 1000 microns, diamètre final 680 microns EMI7.1 <tb> Traitement <SEP> thermique <tb> EMI7.2 Propriétés ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ EMI7.3 <tb> mécaniques <SEP> Déformé <SEP> suivant <SEP> le <SEP> procédé <SEP> conforme <SEP> à <tb> <tb> <tb> l'invention <SEP> et <SEP> soumis <SEP> à <SEP> un <SEP> revenu. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> sans <SEP> 1/2 <SEP> h. <SEP> 1/2 <SEP> h. <SEP> 1/2 <SEP> h. Initial diameter 1000 microns, final diameter 680 microns EMI7.1 <tb> Thermal <SEP> treatment <tb> EMI7.2 Properties ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ EMI7.3 <tb> mechanical <SEP> Deformed <SEP> following <SEP> the <SEP> process <SEP> conforming <SEP> to <tb> <tb> <tb> invention <SEP> and <SEP> submitted <SEP> to <SEP> an income <SEP>. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> without <SEP> 1/2 <SEP> h. <SEP> 1/2 <SEP> h. <SEP> 1/2 <SEP> h. <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> revenu <SEP> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> b <SEP> 218 <SEP> 220 <SEP> 217 <SEP> 210 <SEP> 191 <tb> <tb> <tb> <tb> 203 <SEP> 216 <SEP> 213 <SEP> 198 <SEP> 191 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> (L-100 <SEP> mm) <SEP> 0,8 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP> - <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> <tb> <tb> <tb> en <SEP> % <SEP> - <SEP> 0,5 <SEP> 1,0 <SEP> 0,8 <SEP> 1,3 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> VPN(1 <SEP> kg) <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> income <SEP> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> b <SEP> 218 <SEP> 220 <SEP> 217 <SEP> 210 <SEP> 191 <tb> <tb> <tb> <tb> 203 <SEP> 216 <SEP> 213 <SEP> 198 <SEP> 191 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> (L-100 <SEP> mm) <SEP> 0.8 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP> - <SEP> 2, <SEP> 0 <SEP> <tb> <tb> <tb> in <SEP>% <SEP> - <SEP> 0.5 <SEP> 1.0 <SEP> 0.8 <SEP> 1.3 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> VPN (1 <SEP> kg) <SEP> 816 <SEP> 33 <SEP> 840 <SEP> 840 <SEP> 657 <tb> <tb> <tb> 827 <SEP> 822 <SEP> 811 <SEP> 825 <SEP> 650 <tb> <tb> <tb> <tb> 800 <SEP> 805 <SEP> 805 <SEP> 833 <SEP> 674 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Fil <SEP> comme <SEP> ci-dessus <SEP> mais <SEP> uniquement <SEP> saisi <SEP> dans <tb> <tb> <tb> l'huile <SEP> à <SEP> 800 C <SEP> puis <SEP> soumis <SEP> à <SEP> un <SEP> revenu <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> b <SEP> - <SEP> 71 <SEP> 86 <SEP> 146 <SEP> 158 <tb> <tb> <tb> - <SEP> 72 <SEP> 90 <SEP> 140 <SEP> 158 <tb> EMI7.4 (Z=10o mm) - - '',-- 0, ,2 0,2 0, 9 EMI7.5 <tb> en <SEP> % <SEP> <: <SEP> 0,2 <SEP> 0,2 <SEP> 0,7 <tb> <tb> <tb> VPN(1 <SEP> kg)- <SEP> 771 <SEP> 772 <SEP> 654 <SEP> 508 <tb> 805 <SEP> 726 <SEP> 661 <SEP> 529 <tb> 776 <SEP> 708 <SEP> 635 <SEP> 529 <tb> <Desc/Clms Page number 8> TABLEAU III. <SEP> 816 <SEP> 33 <SEP> 840 <SEP> 840 <SEP> 657 <tb> <tb> <tb> 827 <SEP> 822 <SEP> 811 <SEP> 825 <SEP> 650 <tb> <tb> <tb> <tb> 800 <SEP> 805 <SEP> 805 <SEP> 833 <SEP> 674 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Thread <SEP> as <SEP> above <SEP> but <SEP> only <SEP> entered <SEP> in <tb> <tb> <tb> the oil <SEP> to <SEP> 800 C <SEP> then <SEP> subjected <SEP> to <SEP> a <SEP> income <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> b <SEP> - <SEP> 71 <SEP> 86 <SEP> 146 <SEP> 158 <tb> <tb> <tb> - <SEP> 72 <SEP> 90 <SEP> 140 <SEP> 158 <tb> EMI7.4 (Z = 10o mm) - - '', - 0,, 2 0.2 0, 9 EMI7.5 <tb> in <SEP>% <SEP> <: <SEP> 0.2 <SEP> 0.2 <SEP> 0.7 <tb> <tb> <tb> VPN (1 <SEP> kg) - <SEP> 771 <SEP> 772 <SEP> 654 <SEP> 508 <tb> 805 <SEP> 726 <SEP> 661 <SEP> 529 <tb> 776 <SEP> 708 <SEP> 635 <SEP> 529 <tb> <Desc / Clms Page number 8> TABLE III. ------------- Fil d'acier tréfilé à partir de 1000 microns jusqu'à 510 microns. ------------- Drawn steel wire from 1000 microns up to 510 microns. Analyse 0,9%C - 0,25% Si. EMI8.1 <tb> Analysis 0.9% C - 0.25% Si. EMI8.1 <tb> Propriété <SEP> vitesse <SEP> 2,8 <SEP> m/min, <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Propriété <SEP> vitesse <SEP> 2,8 <SEP> m/min. <tb> EMI8.2 mécanique ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ sans température de revenu pendant 1/2 h. revenu ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ EMI8.3 <tb> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <SEP> 400 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 233 <SEP> 240 <SEP> 229 <SEP> 231 <SEP> 206 <SEP> 198 <tb> <tb> <tb> 238 <SEP> 238 <SEP> 231 <SEP> 225 <SEP> 207 <SEP> 199 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> en <SEP> 233 <SEP> ' <SEP> 242 <SEP> 240 <SEP> 214 <tb> <tb> <tb> <tb> @ <SEP> b <SEP> 2 <SEP> 232 <tb> <tb> <tb> <tb> kg/mm <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 0,5 <SEP> 0,8 <SEP> 0,9 <SEP> 1,5 <SEP> 2,4 <SEP> 4,0 <tb> <tb> <tb> 0,5 <SEP> - <SEP> 1,8 <SEP> 2,9 <SEP> 3,9 <tb> <tb> <tb> - <SEP> 1, Property <SEP> speed <SEP> 2.8 <SEP> m / min, <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Property <SEP> speed <SEP> 2.8 <SEP> m / min. <tb> EMI8.2 mechanical ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ without tempering temperature for 1/2 h . returned EMI8.3 <tb> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <SEP> 400 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 233 <SEP> 240 <SEP> 229 <SEP> 231 <SEP> 206 <SEP> 198 <tb> <tb> <tb> 238 <SEP> 238 <SEP> 231 <SEP> 225 <SEP> 207 <SEP> 199 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> in <SEP> 233 <SEP> '<SEP> 242 <SEP> 240 <SEP> 214 <tb> <tb> <tb> <tb> @ <SEP> b <SEP> 2 <SEP> 232 <tb> <tb> <tb> <tb> kg / mm <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 0.5 <SEP> 0.8 <SEP> 0.9 <SEP> 1.5 <SEP> 2.4 <SEP> 4.0 <tb> <tb> <tb> 0.5 <SEP> - <SEP> 1.8 <SEP> 2.9 <SEP> 3.9 <tb> <tb> <tb> - <SEP> 1, 9 <tb> <tb> <tb> en <SEP> % <SEP> 0,8 <tb> <tb> <tb> L <SEP> = <SEP> 100 <SEP> mm <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Propriété <SEP> sans <SEP> II <SEP> vitesse <SEP> 4,2 <SEP> m/min. <tb> EMI8.4 mécanique revenu ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ EMI8.5 <tb> température <SEP> de <SEP> revenu <SEP> pendant <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <SEP> 400 C. <tb> <tb> <tb> 9 <tb> <tb> <tb> in <SEP>% <SEP> 0.8 <tb> <tb> <tb> L <SEP> = <SEP> 100 <SEP> mm <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Property <SEP> without <SEP> II <SEP> speed <SEP> 4.2 <SEP> m / min. <tb> EMI8.4 mechanical income ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ EMI8.5 <tb> temperature <SEP> of <SEP> income <SEP> for <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 250 C <SEP> 300 C <SEP> 350 C <SEP> 400 C. <tb> <tb> <tb> 245 <SEP> 231 <SEP> 228 <SEP> 228 <SEP> 208 <SEP> 182 <tb> 249 <SEP> 234 <SEP> 235 <SEP> 223 <SEP> 214 <tb> b2en <SEP> 252 <SEP> - <SEP> 241 <SEP> 224 <tb> kg/mm2 <SEP> 248 <SEP> 237 <tb> <tb> <tb> 0,3 <SEP> 0,5 <SEP> 0,8 <SEP> 1,8 <SEP> 3,0 <tb> em <SEP> % <SEP> 0,3 <SEP> en <SEP> % <SEP> 1,8 <SEP> 2,8 <tb> L <SEP> =100 <SEP> mm <tb> 0,6 <tb> <Desc/Clms Page number 9> TABLEAU IV. 245 <SEP> 231 <SEP> 228 <SEP> 228 <SEP> 208 <SEP> 182 <tb> 249 <SEP> 234 <SEP> 235 <SEP> 223 <SEP> 214 <tb> b2en <SEP> 252 <SEP> - <SEP> 241 <SEP> 224 <tb> kg / mm2 <SEP> 248 <SEP> 237 <tb> <tb> <tb> 0.3 <SEP> 0.5 <SEP> 0.8 <SEP> 1.8 <SEP> 3.0 <tb> em <SEP>% <SEP> 0.3 <SEP> en <SEP>% <SEP> 1.8 <SEP> 2.8 <tb> L <SEP> = 100 <SEP> mm <tb> 0.6 <tb> <Desc / Clms Page number 9> TABLE IV. Composition EMI9.1 <tb> I. <SEP> A. <SEP> (trempe <SEP> normale) <tb> <tb> <tb> <tb> Refroifi <SEP> à <SEP> l'air <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 940 C <SEP> (1 <SEP> heure) <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 61 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 75 <SEP> Rémanence <SEP> 5,400 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempé <SEP> pendant <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Composition EMI9.1 <tb> I. <SEP> A. <SEP> (normal <SEP> quenching) <tb> <tb> <tb> <tb> Refroifi <SEP> to <SEP> air <SEP> to <SEP> from <SEP> from <SEP> 940 C <SEP> (1 <SEP> hour) <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 61 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 75 <SEP> Retentivity <SEP> 5,400 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Soaked <SEP> for <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Rockwell <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 59 <SEP> 69 <SEP> 5,700 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 58 <SEP> 63 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 58 <SEP> 62 <SEP> 6,300 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que <SEP> possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 940 C. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Rockwell <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 59 <SEP> 69 <SEP> 5,700 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 58 <SEP> 63 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 58 <SEP> 62 <SEP> 6,300 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminated <SEP> as <SEP> long <SEP> than <SEP> possible <SEP> to <SEP> from <SEP> of <SEP> 940 C. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 61 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 86 <SEP> Rémanence <SEP> 6,200 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempé <SEP> pendant <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 61 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 86 <SEP> Remanence <SEP> 6,200 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Soaked <SEP> for <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Rockwell <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 62 <SEP> 81 <SEP> 6,600 <tb> <tb> <tb> <tb> Acier <SEP> normal <SEP> 300 C <SEP> 62 <SEP> 76 <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> <tb> (acier <SEP> pour <SEP> poin- <SEP> 400 C <SEP> 61 <SEP> 67 <SEP> 7,200 <tb> <tb> <tb> cour) <tb> <tb> <tb> <tb> 2,OC <tb> EMI9.2 120Cr ****#***##*#fl*flfl*#fl#*##fl*#àà#à#***#***à**#**àflX*X*#*flfl# EMI9.3 <tb> Rockwell <SEP> 24 <SEP> A. Temperature <SEP> Rockwell <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 62 <SEP> 81 <SEP> 6,600 <tb> <tb> <tb> <tb> Steel <SEP> normal <SEP> 300 C <SEP> 62 <SEP> 76 <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> <tb> (steel <SEP> for <SEP> poin- <SEP> 400 C <SEP> 61 <SEP> 67 <SEP> 7,200 <tb> <tb> <tb> yard) <tb> <tb> <tb> <tb> 2, OC <tb> EMI9.2 120Cr **** # *** ## * # fl * flfl * # fl # * ## fl * # àà # à # *** # *** à ** # ** àflX * X * # * flfl # EMI9.3 <tb> Rockwell <SEP> 24 <SEP> A. <SEP> (trempe <SEP> normale) <tb> <tb> <tb> <tb> Refroidi <SEP> à <SEP> l'air <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 850 C <SEP> (1 <SEP> heure) <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 58 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 66 <SEP> Rémanence <SEP> 5,700 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempe <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Rockwell <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 56 <SEP> 61 <SEP> 5,900 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 54 <SEP> 55 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 55 <SEP> 50 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> (normal <SEP> quenching) <tb> <tb> <tb> <tb> Cooled <SEP> to <SEP> air <SEP> to <SEP> from <SEP> from <SEP> 850 C <SEP> (1 <SEP> hour) <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 58 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 66 <SEP> Retentivity <SEP> 5,700 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Tempering <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Rockwell <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 56 <SEP> 61 <SEP> 5,900 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 54 <SEP> 55 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 55 <SEP> 50 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que <SEP> possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 53 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 60 <SEP> Rémanence <SEP> 8,500 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempé <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Rockwell <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 54 <SEP> 56 <SEP> 8,800 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 55 <SEP> 48 <SEP> 8,800 <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 54 <SEP> 43 <SEP> 8,800 <SEP> . <SEP> <tb> <Desc/Clms Page number 10> <SEP> Laminated <SEP> as <SEP> long <SEP> than <SEP> possible <SEP> to <SEP> from <SEP> to <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Rockwell <SEP> 53 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 60 <SEP> Remanence <SEP> 8,500 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Soaked <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Rockwell <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 54 <SEP> 56 <SEP> 8,800 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 55 <SEP> 48 <SEP> 8,800 <tb> <tb> <tb> 400 C <SEP> 54 <SEP> 43 <SEP> 8,800 <SEP>. <SEP> <tb> <Desc / Clms Page number 10> TABLEAU IV. TABLE IV. ------------ Composition EMI10.1 <tb> II. <SEP> A <SEP> (trempe <SEP> normale) <tb> <tb> <tb> Chauffé <SEP> pendant <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 940 C. <tb> <tb> ------------ Composition EMI10.1 <tb> II. <SEP> A <SEP> (normal quenching <SEP>) <tb> <tb> <tb> Heated <SEP> for <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> to <SEP> 940 C. <tb> <tb> Refroidi <SEP> dans <SEP> l'huile <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 561 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 62 <SEP> Rémanence <SEP> 5,800 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempe <SEP> pendant <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Cooled <SEP> in <SEP> oil <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 561 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 62 <SEP> Retentivity <SEP> 5,800 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Quench <SEP> for <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 618 <SEP> 52 <SEP> 5,800 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 543 <SEP> 27 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que <SEP> possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 940 C. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 618 <SEP> 52 <SEP> 5,800 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 543 <SEP> 27 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminated <SEP> as <SEP> long <SEP> than <SEP> possible <SEP> to <SEP> from <SEP> of <SEP> 940 C. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 690 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 61 <SEP> Rémanence <SEP> 5,300 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Trempé <SEP> pendant <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 690 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 61 <SEP> Retentivity <SEP> 5,300 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Soaked <SEP> for <SEP> 1/2 <SEP> h. <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 0,7 <SEP> C <SEP> 200 C <SEP> 579 <SEP> 61 <SEP> 5,300 <tb> <tb> <tb> 0,5 <SEP> Mn <SEP> 300 C <SEP> 579 <SEP> 49 <SEP> 6,900 <tb> <tb> <tb> 0,5 <SEP> Cr <SEP> ======== <tb> EMI10.2 6,0 W -------------------------------------------------------- EMI10.3 <tb> A. <SEP> (trempe <SEP> normale) <tb> <tb> <tb> Chauffé <SEP> pendant <SEP> 1 <SEP> h. Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 0.7 <SEP> C <SEP> 200 C <SEP> 579 <SEP> 61 <SEP> 5.300 <tb> <tb> <tb> 0.5 <SEP> Mn <SEP> 300 C <SEP> 579 <SEP> 49 <SEP> 6.900 <tb> <tb> <tb> 0.5 <SEP> Cr <SEP> ======== <tb> EMI10.2 6.0 W ---------------------------------------------- ---------- EMI10.3 <tb> A. <SEP> (normal <SEP> quenching) <tb> <tb> <tb> Heated <SEP> for <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> Refroidi <SEP> dans <SEP> l'huile <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vicker <SEP> 457 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 63 <SEP> Rémanence <SEP> 5,000 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 527 <SEP> 53 <SEP> 4,600 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 511 <SEP> 29 <SEP> 4,800 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> to <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> Cooled <SEP> in <SEP> oil <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vicker <SEP> 457 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 63 <SEP> Remanence <SEP> 5,000 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 527 <SEP> 53 <SEP> 4,600 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 511 <SEP> 29 <SEP> 4,800 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que <SEP> possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 639 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 58 <SEP> Rémanence <SEP> 6,500 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 639 <SEP> 56 <SEP> 6,800 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 639 <SEP> 36 <SEP> 8,000 <tb> <Desc/Clms Page number 11> TABLEAU-IV. <SEP> Laminated <SEP> as <SEP> long <SEP> than <SEP> possible <SEP> to <SEP> from <SEP> to <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 639 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 58 <SEP> Retentivity <SEP> 6,500 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 639 <SEP> 56 <SEP> 6,800 <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 639 <SEP> 36 <SEP> 8,000 <tb> <Desc / Clms Page number 11> TABLE-IV. ----------- Composition EMI11.1 <tb> III. <SEP> A. <SEP> (trempe <SEP> normale) <tb> <tb> Chauffé <SEP> pendant <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 940 C <tb> <tb> Refroidi <SEP> dans <SEP> l'huile <tb> <tb> Vickers <SEP> 611 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 69 <SEP> Rémanence <SEP> 5,700 <tb> EMI11.2 Tempé: ----------- Composition EMI11.1 <tb> III. <SEP> A. <SEP> (normal <SEP> quenching) <tb> <tb> Heated <SEP> for <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> to <SEP> 940 C <tb> <tb> Cooled <SEP> in <SEP> oil <tb> <tb> Vickers <SEP> 611 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 69 <SEP> Retentivity <SEP> 5,700 <tb> EMI11.2 Temple: rat1!re Vi'êkers -Fc&dé--è'6e!làitÎ-v-ez-> Rémanence EMI11.3 <tb> 200 C <SEP> 618 <SEP> 65 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 561 <SEP> 65 <SEP> ' <SEP> 6, <SEP> 000 <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que'possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 940 C <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 710 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 100 <SEP> Rémanence <SEP> 5,900 <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 685 <SEP> 95 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> 1,0 <SEP> C <SEP> 300 C <SEP> 736 <SEP> 82 <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> 0, <SEP> 35 <SEP> Mn <tb> EMI11.4 6,0 Cr ¯¯-¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ A. rat1! re Vi'êkers -Fc & dé - è'6e! làitÎ-v-ez-> Remanence EMI11.3 <tb> 200 C <SEP> 618 <SEP> 65 <SEP> 6,000 <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 561 <SEP> 65 <SEP> '<SEP> 6, <SEP> 000 <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminated <SEP> also <SEP> long <SEP> than'possible <SEP> to <SEP> from <SEP> of <SEP> 940 C <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 710 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 100 <SEP> Retentivity <SEP> 5,900 <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 685 <SEP> 95 <SEP> 6,100 <tb> <tb> <tb> 1.0 <SEP> C <SEP> 300 C <SEP> 736 <SEP> 82 <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> 0, <SEP> 35 <SEP> Mn <tb> EMI11.4 6.0 Cr ¯¯-¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ AT. (trempe normale ) ¯ ¯ .. ¯¯.¯ ¯. .. -... ¯,,, EMI11.5 <tb> Chauffé <SEP> pendant <SEP> 1 <SEP> heure <SEP> à <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> Refroidi <SEP> dans <SEP> l'huile <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 528 <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> 66 <SEP> Rémanence <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> Rémanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 527 <SEP> 60 <SEP> 7,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 496 <SEP> 43 <SEP> 7,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminé <SEP> aussi <SEP> longtemps <SEP> que <SEP> possible <SEP> à <SEP> partir <SEP> de <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 661 <SEP> force <SEP> coercitive <SEP> 83 <SEP> Rémanence <SEP> 8,100 <SEP> - <SEP> . <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> (normal hardening) ¯ ¯ .. ¯¯.¯ ¯. .. -... ¯ ,,, EMI11.5 <tb> Heated <SEP> for <SEP> 1 <SEP> hour <SEP> to <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> Cooled <SEP> in <SEP> oil <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 528 <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> 66 <SEP> Retentivity <SEP> 6,700 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Temperature <SEP> Vickers <SEP> Coercive force <SEP> <SEP> Remanence <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 527 <SEP> 60 <SEP> 7,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 496 <SEP> 43 <SEP> 7,100 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> B. <SEP> Laminated <SEP> as <SEP> long <SEP> than <SEP> possible <SEP> to <SEP> from <SEP> of <SEP> 850 C <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Vickers <SEP> 661 <SEP> force <SEP> coercive <SEP> 83 <SEP> Retentivity <SEP> 8,100 <SEP> - <SEP>. <SEP> <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> Température, <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercitive <SEP> , <SEP> Rémance <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 661 <SEP> 75 <SEP> 8,900 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 710 <SEP> 58 <SEP> 9,000 <tb> <Desc/Clms Page number 12> TABLEAU V. Temperature, <SEP> Vickers <SEP> Force <SEP> coercive <SEP>, <SEP> Reminder <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 200 C <SEP> 661 <SEP> 75 <SEP> 8,900 <tb> <tb> <tb> <tb> <tb> 300 C <SEP> 710 <SEP> 58 <SEP> 9,000 <tb> <Desc / Clms Page number 12> TABLE V. Acier à 0,35% de C, 4,5 % de Ni, 1,5% de Cr EMI12.1 <tb> Chauffé <SEP> à <SEP> Température <SEP> Degré <SEP> de <SEP> dé- <SEP> Nombre <SEP> de <SEP> HR <SEP> Induction <SEP> Force <tb> du <SEP> bain <SEP> de <SEP> sel <SEP> formation <SEP> piqûres <SEP> magnétique <SEP> coercitive <tb> à <SEP> 1500 <SEP> Oersted <tb> 1000 C <SEP> 330 C <SEP> 10% <SEP> 1 <SEP> 50,5 <SEP> 17700 <SEP> Gauss <SEP> 34,3 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 20 <SEP> 1 <SEP> 54 <SEP> 19550 <SEP> 27,5 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 40 <SEP> 2-4 <SEP> 56 <SEP> 17350 <SEP> 28,5 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 60 <SEP> 8-10' <SEP> 55 <SEP> 17000 <SEP> 26,3 <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> 80 <SEP> 10-12 <SEP> 57 <SEP> 16150 <SEP> 27,5- <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> tempo <SEP> 150 <SEP> 30 <SEP> 2-4 <SEP> 51 <SEP> 19170 <SEP> 27, Steel 0.35% C, 4.5% Ni, 1.5% Cr EMI12.1 <tb> Heated <SEP> to <SEP> Temperature <SEP> Degree <SEP> of <SEP> de- <SEP> Number <SEP> of <SEP> HR <SEP> Induction <SEP> Force <tb> of <SEP> bath <SEP> of <SEP> salt <SEP> formation <SEP> pitting <SEP> magnetic <SEP> coercive <tb> to <SEP> 1500 <SEP> Oersted <tb> 1000 C <SEP> 330 C <SEP> 10% <SEP> 1 <SEP> 50.5 <SEP> 17700 <SEP> Gauss <SEP> 34.3 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 20 <SEP> 1 <SEP> 54 <SEP> 19550 <SEP> 27.5 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 40 <SEP> 2-4 <SEP> 56 <SEP> 17350 <SEP> 28.5 <tb> 1000 <SEP> 330 <SEP> 60 <SEP> 8-10 '<SEP> 55 <SEP> 17000 <SEP> 26.3 <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> 80 <SEP> 10-12 <SEP> 57 <SEP> 16150 <SEP> 27.5- <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> tempo <SEP> 150 <SEP> 30 <SEP> 2-4 <SEP> 51 <SEP> 19170 <SEP> 27, 5 <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> finale <SEP> 100 <SEP> 30 <SEP> 4-6 <SEP> 53 <SEP> 18400 <SEP> 24,8 <tb> 1020 <SEP> 250 <SEP> 10 <SEP> 1 <SEP> 50 <SEP> 17300 <SEP> 27,5 <tb> 1000 <SEP> 250 <SEP> 20 <SEP> 1 <SEP> 53 <SEP> 16780 <SEP> 32,0 <tb> 1000 <SEP> 250 <SEP> 40 <SEP> 2-6 <SEP> 55 <SEP> 1660C <SEP> 44,8 <tb> 1000. 5 <tb> 1050 <SEP> 330 <SEP> final <SEP> 100 <SEP> 30 <SEP> 4-6 <SEP> 53 <SEP> 18400 <SEP> 24.8 <tb> 1020 <SEP> 250 <SEP> 10 <SEP> 1 <SEP> 50 <SEP> 17300 <SEP> 27.5 <tb> 1000 <SEP> 250 <SEP> 20 <SEP> 1 <SEP> 53 <SEP> 16780 <SEP> 32.0 <tb> 1000 <SEP> 250 <SEP> 40 <SEP> 2-6 <SEP> 55 <SEP> 1660C <SEP> 44.8 <tb> 1000. <SEP> 230 <SEP> 60 <SEP> 8-10 <SEP> 55 <SEP> 16280 <SEP> 41,8 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> 80 <SEP> 10-12 <SEP> 54 <SEP> 16300 <SEP> 48,0 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> tempo <SEP> 150 <SEP> 30 <SEP> 2-4 <SEP> 55 <SEP> 18500 <SEP> 35,0 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> finale <SEP> 100 <SEP> 30 <SEP> 4-6 <SEP> 53 <SEP> 17720 <SEP> 33,3 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 40 <SEP> 5 <SEP> 53 <SEP> 15430 <SEP> 42,5 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 60 <SEP> 7 <SEP> 54 <SEP> 15850 <SEP> 50,0 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 80 <SEP> 11 <SEP> 53 <SEP> 15750 <SEP> 31,0 <tb> Trempé <SEP> au <SEP> four <SEP> à <SEP> 9500C <SEP> 0 <SEP> 52 <SEP> 17400 <SEP> 37,5 <tb> EMI12.2 P. PON. N.V. PHILIPSIGLOEILAMPENFABRIEKEN Mandataire : OFFICE KIRKPATRICK H. & C. PLUCKER SUCCRS. <Desc/Clms Page number 13> <SEP> 230 <SEP> 60 <SEP> 8-10 <SEP> 55 <SEP> 16280 <SEP> 41.8 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> 80 <SEP> 10-12 <SEP> 54 <SEP> 16300 <SEP> 48.0 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> tempo <SEP> 150 <SEP> 30 <SEP> 2-4 <SEP> 55 <SEP> 18500 <SEP> 35.0 <tb> 1000 <SEP> 230 <SEP> final <SEP> 100 <SEP> 30 <SEP> 4-6 <SEP> 53 <SEP> 17720 <SEP> 33.3 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 40 <SEP> 5 <SEP> 53 <SEP> 15430 <SEP> 42.5 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 60 <SEP> 7 <SEP> 54 <SEP> 15850 <SEP> 50.0 <tb> 1050 <SEP> 390 <SEP> 80 <SEP> 11 <SEP> 53 <SEP> 15750 <SEP> 31.0 <tb> Quenched <SEP> in <SEP> oven <SEP> at <SEP> 9500C <SEP> 0 <SEP> 52 <SEP> 17400 <SEP> 37.5 <tb> EMI12.2 P. PON. N.V. PHILIPSIGLOEILAMPENFABRIEKEN Agent: OFFICE KIRKPATRICK H. & C. PLUCKER SUCCRS. <Desc / Clms Page number 13> N.R. datée du 12 mai 1954. N.R. dated May 12, 1954. Page 1, lignes 8 et 9 : lire : "la température à laquelle...." au lieu de : "la température (Ar3) à laquelle...." Page 3., lignes 25 et 26, lire : "température dans la zone..." au lieu de : "température supérieure à Ar3 dans la zone...." Page 4, ligne 49 , lire : @ une température" EMI13.1 au lieu de : t'à une. ;empérature au delà de Ar 3' Page 1, lines 8 and 9: read: "the temperature at which ...." instead of: "the temperature (Ar3) at which ...." Page 3., lines 25 and 26, read: "temperature in zone ..." instead of: "temperature greater than Ar3 in zone ...." Page 4, line 49, read: @ a temperature " EMI13.1 instead of: you to one. ; temperature beyond Ar 3 '
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