DE1919386C3

DE1919386C3 - Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlleichtprofilen

Info

Publication number: DE1919386C3
Application number: DE19691919386
Authority: DE
Inventors: Andor Dipl.-Ing. Budapest Mandoki
Original assignee: LICENCIA TALALMANYOKAT ERTEKESITO VALLALAT BUDAPEST
Current assignee: LICENCIA TALALMANYOKAT ERTEKESITO VALLALAT BUDAPEST
Priority date: 1968-04-19
Filing date: 1969-04-16
Publication date: 1973-10-04
Also published as: HU168954B; DE1919386A1; DE1919386B2; FR2006571A1; SE358414B

Description

35

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlleichtprofilen aus niedriggekohltem unlegiertem Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0.50% und einer Werkstoffdicke von höchstens 7 mm durch Warmbadhärten, bei dem das Werkstück zunächst von einer Temperatur oberhalb des Ac3-Punktes für Austenitbildung auf eine Temperatur unterhalb des Ms-Punktes abgeschreckt und das Werkstück einer Abkühlung auf atmosphärische Temperatur überlassen wird.

Das Warmbadhärten 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 Querschniltsfläche überall dieselbe Ab-Schrecktemperatur 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. Für das Warmbadhärten kennt man auch abgeänderte Ausführungsformen, die sich vom üblichen Warmbadhärten lediglich durch eine niedrigere Temperatur des Abschreckbades unterscheiden. Abgeändertes Warmbadhärten dieser Art ermöglicht,-60 höhere Abkühlgeschwindigkeiten zu verwenden, was insbesondere bei Stählen geringerer Härtbarkeit von Bedeutung ist.

Für das Warmbadhärten bestimmte Stähle müssen genügend Kohlenstoff enthalten, damit die Nase der S-Kurve im Schaubild (siehe S. 24 bis 30 des Buches »Wärmebehandlung der Eisenwerkstoffe« von Heinrich R u h f u s, Verlag Stahleisen m. b. H., Düsseldorf,

1958) nach rechts verschoben wird und auf die>e Weise ein Werkstück an der Nase vorbei abgeschreckt weiden kann. In der Regel müssen für Warmbadhäi ;cn bestimmte Stähle einen Kohlenstoffgehalt aufweiten, der etwas höher ist als bei Stählen, die in herkömmlicher Weise durch ununterbrochene Abkühlung gehärtet werden. Dies bedeutet wieder, daß niedriggekohlte unlegierte Kohlenstoffstähle zum normalen wie auch zum abgeänderten Warmbadhärten ungeeignet sind, da bei diesen Stählen die Nase der S-Kurve sich mit der Abschreckkurve schneiden wurde und die Umwandlung von Austenit in Marlenen vereitelt wäre. Aus gleichen Gründen soll die Dicke der Werkstücke eine ober^ Grenze von etwa ί mm nicht überschreiten.

Demnach können dünne Profile aus niedriggekohltem unlegiertem Kohlenstoffstahl weder in der üblichen Weise durch Austenitisieren. Abschrecken und Anlassen wegen ihrem niedrigen Kohlensioflüchalt und der Gefahr von durch restliche Spannungen bedingter. Verziehungen, noch durch Zwischenstulenvergüten gehärtet werden, da das letztere Verfahren bei unlegierten Kohlenstoffstählen auf einen Kohlenstoffgehalt von mehr als 0.50% beschränkt ist. Wegen ihrer geringen Härtbarkeit können sie auch durch Warmbadhärten nicht gehärtet werden.

Andererseits ist es bekannt, daß unlegierte niednggekohlte Stähle wesentlich billiger sind als ähnliche Stähle 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 an der Stelle errichtet werden können, sehr groß ist. Würden Metallkonstruktionen aus Kaltprofilen zusammengebaut, die aus niedriggekohltem Stahl bestehen, so könnte offensichtlich viel an Kosten. Gewicht und Raumbedarfeingespart werden. Bis jetzt ware" aber unlegierte niedriggekohlte Kohlenstoffstähle wegen ihrer verhältnismäßig geringen Fließgrenze und insbesondere wegen des geringen Wertes der Verhältniszahl zwischen Fließgrenze und zugeordneter Zugfestigkeit, die die Grundlage für die Bemessung von Leichtbaukonstruktionen aus Kaltprofilen bilden, für die Verwendung in Leichtbaukonstruktionen als ungeeignet erachtet.

Die Erfindung bezweckt die Beseitigung dieser Unzulänglichkeit und die Schaffung eines Verfahrens, mittels dessen die Fließgrenze von Kaltprofilen und Bestandteilen aus niedriggekohltem unlegiertem Stahl wesentlich erhöht werden kann, wodurch die Werkstoffe auch in Konstruktionen verwendet werden können, die bisher Stähle mit höherem Kc hlenstoffgehalt erforderten. Erreicht wird dieses Ziel nach der Erfindung dadurch, daß beim Abschrecken die Abschreckkurve das Umwandlungsgebiet im ZTU-Schaubild, das durch die S-förmigen Umwandlungskurven von Austenit in Perlit/Zwischenstufengefüge/Martensit begrenzt wird, so durchläuft, daß sie die Nase der Grenzkurve beginnender Umwandlung durchschneidet.

Gemäß einer besonderen Ausbildung der Erfindung arbeitet man bei einer Abschrecktemperatur im Temperaturbereich von 150 bis 470⁰C.

Von Vorteil ist es, Stahlleichtprofile mit einer Dicke von 1,5 bis 4 mm zu verwenden.

Es ist zweckmäßig, zur abschließenden Kühlung statt Luft auch Wasser zu verwenden.

9 19

Zur Zeit wird angenommen, daß die u>neilhaften Folgen der erfindungsgemäüen Warmbehandlung niinilich die Zunahme der Hießgrenzc und das Fehlen von Verziehungen dem Umstand zuzuschreiben sind, daß nicht weit unterhalb der Ms-Temperatur wesentliche Mengen von weniger sprödem Martensit und während der Durchkreiizuns: der Nase der S-Kurve vor der Bildung \on xfartensit weichere Gefügeelemente. \vie_ Perlit und Bainit, entstehen, wobei d)> weicheren Ciel'iigeeiemente und der Manen- ,₀ sii in vorteilhaftem Verhältnis zueinander stehen. Weis wahrscheinlich durch den steileren Verlauf der Abkühlungskurve beding! ist. deren erster senkrechter Anschnitt gleichsam im i hr/eigersinn verschwenkt v,-irden ist.

.,d der Zeich

nungen

Die Erfindung wird an
lä.iierl.

-ig. i stellt ein ZTU-Schaubild dar. das für die Wärmebehandlung gema!5 der Erfindung symbolisch Lsi- ,ο

F ι g. 2 ist ein ähnliches S-'.aubild mit ta'sächlichen S Kurven von verschiedenen Stähle- . deren Kohlenstoffgehalt im erfindungsgemäßen Gebiet liegt.

F i g. 3 zeigt einen Bestandteil der nach dem Verführen gemäß der Erfindung hergestellt worden ist.

F i g. 4 bis 8 steilen verschiedene Kaltprofile dar.

Fig. 1 erläutert den Grundgedanken des erfindungsgemäßen Verfahrens. Die Linien I bzw. II stellen Hüllkurven der S-Kurvcn von beginnender bzw. erfolgter Umwandlung. Die TemperaturAc, vertritt lias Gebiet der kritischen Temperaturen von Stählen, deren Kohlenstoffgehalt im erfindungsgemäßen Gebiet liegt. Die Linie Ms ist das entsprechende Symbol von Temperaturen, unterhalb welcher eine Umwandking von Austenit in Martensit vor sich geht. O bezeichnet die Abkühlungskurve (den Abkühlungsvorlauf) beim Abschrecken 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 Hüllkurve I der S-Kurven der beginnenden Umwandlung an ihrer Naso bereits geschnitten. Demzufolge ist es praktisch unmöglich, derartige Stähle so schnell abzuschrecken, daß die Nasen ihrer S-Kurven der beginnenden Umwandlung etwa vermieden werden. Der Martensitbildung wird demnach die Bildung von anderen Gefügeeiementen 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 Nase der zugeordneten S-Kurve der beginnenden Umwandlung durch die Abkühlungskurve Q immer durchkreuzt, ohne die zugeordnete S-Kurve der erfolgten Umwandlung anzuschneiden, wie dies aus F i g. 1 hervorgeht, wo beide Zweige der Hüllkurve I durch die Abküh'ungskurve 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 /weiten Schnittpunkt B bleibt der restliche Austenit so lange unverändert, bis die Martensittemperatur Ms erreicht wird (Punkt Cl. worauf der restliche Austenit sich in Martensit umzuwandeln beginnt. Da diese Umwandlung bei konstanter Temperatur zwischen etwa i50 und 470' C isotherm erfolgt, wird der restliche Austenit in einen verhältnismäßig zähen Martensit übergehen. Die Umwandlungstemperatur im genannten Gebiet liegt dabei hoher als die Temperatur, bei welcher spröder Martensit entsteht, wie beim herkömmlichen Härten. Die Umwandlung ist beim Schnittpunkt des waagerechten Abschnittes der Abkühlungskurve Q mit der Hüllkurve II der S-Kurven erfolgter Umwandlung (Punkt/)) beendet. Nachher kann die Abkühlung auf Zimmertemperatur entlang des letzten (aufrechten) Abschnittes der Abkühlungskurve O stattfinden, wobei eine gerau:.-.e Zeit für den Beginn der Abkühlung gewährt wird. ur,i 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 4 und B entstandener Perlit und Bainit aus einem erheblichen Anteil von zähem Martensit. Die ersieren 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 t rreicht. ohne daß bedeutende Verziehungen auftreten würden, wodurch di.r Hauptzweck der Erfindung erreicht ist.

Fig. 2 zeigt die tatsächlichen S-Kurven der beginnenden und erfolgten Umwandlungen von Stählen, deren Kohlenstoffgehalt der Reihe nach 0.50% (strichpunktierte Linien). 0.35% 'punktierte Linien) und 0,15% (gestrichelte Linien) beträgt und somit das gesamte Gebiet der einschlägigen Stahlzusammensetzungen umfaßt. Es 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 angeschnitten ist. was den theoretischen Bedingungen der Ausführbarkeit des Verfahrens gemäß der Erfindung entspricht.

In der folgenden vier Tabellen sind verschiedene Beispiele von Stählen angeführt, die im Einklang mit der Erfindung ausgewählt und wärmebehandelt 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 Kohlenst">ffstähle 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 eiinem Kohlenstoffgehalt von 0,25 bzw. 0,35%. 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 Mangangehaltes in unlegierten Koh|cnstoffstählen auch andere Manganbeilräge gewählt werden könnten, wie dies für den Fachmann klar sein dürfte

Gruppe I von Beispielen

Kohlenstoffgehalt: 0,15% Mangangehalt: 0,80%

Beispiel

25

85

Anfängliche Fließgrenze

in kg/mm²

Vergütete Fließgrenze

in kg/mm²

Prozentuale Zunahme der

Fließgrenze in % \ 240 |22O

Gruppe HI von Beispielen

Kohlenstoffgehalt: 0,35% Mangangehalt: 0.65% —

25

70

180

25

60

140

25

55

120

Dicke in Millimeter

Austenitisierungstemperatur

in C ,.

Ms-Temperatur in ^CC

Abschrecktemperatur in "C . Theoretische Abschreckzeit

in Sekunden

Tatsächliche Abschreckzeit

in Sekunden =

Anfängliche Zugfestigkeit

in kg/mm²

Vergütete Zugfestigkeit

in kg/mm²

Anfängliche Dehnung in % . Vergütete Dehnung in % ... Anfängliche Fließgrenze

in kg/mm²

Vergütete Fließgrenze

in kg/mm²

Prozentuale Zunahme der

Fließgrenze in %

Beispiel

2,5

950 460 350

50 300

37

60 30

22

22 40 82 Dicke in Millimeter ...

1	2
0,5	1,5
950	950
460	460
400	350
30	55
200	300
37	37
80	70
30	30
18	20
22	22
60	50
173	127

10

2.0

Austenitisierungs-

temperatur in C .... j 870

Ms-Temperatur in C..
Abschrecktemperatur
in ⁰C

385

JA
2.0

870
385

300

Theoretische Abschreck-1

zeit i : Sekunden .... 120

Tatsächliche Abschreckzeil in Sekunden ....

Anfängliche Zugfestigkeil in kg/mm²

Vergütete Zugfestigkeit
in kg/mm²

Anfängliche Dehnung
in %

Vergütete Dehnung

in %

Anfängliche Fließgrenze

in kg/mm²

Vergütete Fließgrenze

in kg/mm²

Prozentuale Zunahme

der Fließgrenze in %

400

S 5

115

17

30

85

184

Beispiel 12

3.0

870 385

350

75

300

55

105

17

30

80

167

250

180

500

55

105

17

10

30

80

167

J-3-.	.14
3.0	3.0
870	870
385	385
300	400
120	40
400	300
55 90	55 80
17	17
12	14
30	30
70	60
134	100

6.0

870 385

250

180

500

55

80

17

16

30

60

100

Gruppe II von Beispielen

Kohlenstoffgehalt: 0,25% Mangangehalt: 0,65%

Dicke in Millimeter

Austenitisierungsiernperatur in^cC

Ms-Temperatur in ⁰C

Abschrecktemperatur in ⁰C Theoretische Abschreckzeit

in Sekunden

Tatsächliche Abschreckzeit

in Sekunden

Anfängliche Zugfestigkeit

in kg/mm²

Vergütete Zugfestigkeit

in kg/mm²

Anfängliche Dehnung in % Vergütete Dehnung in % ..

Beispiel

Gruppe IV von Beispielen

Kohlenstoffgehalt: 0,45% Mangangehalt: 0.50%

2,0

910 420 200

250

600

45

115

20

2,0

910 420 250

180

500

45

105

20

2,0

910 420 300

110

400

45

90

20

2,0

910 420 350

65

300

45

80 20 14

2,0

910 420 400

300

45

Dicke in Millimeter

Austenitisierungstemperatur in ° C

Ms-Temperatur in ⁰C

Abschrecktemperatur in ⁰C

Theoretische Abschreckzeit

in Sekunden

Tatsächliche Abschreckzeit

in Sekunden

Anfängliche Zugfestigkeit

in kg/mm²

Vergütete Zugfestigkeit

in kg/mm²

Anfängliche Dehnung in %

Vergütete Dehnung in %

Beispiel

2,0

850 350 330

130

400

65

115

14

17	18
2,0	4,0
860	850
350	350
330	330
130	130
250	400
65	65
!25	105
14	14
8	12

19 7,0 850 350 250

180

500

65

90 14 14

Anfii in

: Verü ί Pro-!

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t I" ί^: Salz

f. siez. ■ sind

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Wat naiv

gi T d b

25

1250
180
500
55
80
17
16
30
60

7
Fortsetzung

JA₄

Beispiel

35 90

35 95

35 SO

35 70

157119') 1291200

Anfängliche Fließgrenze

in kg/mm²

Vergütete Fließgrenze in kg/mm
i-rozenluale Zunahme der

Fließgrenze in %

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 Marlensit umgewandelt werden. Wie aus den Tabellen hervorgeht, sind sämtliche / Tdhrungsbeispiele durch eine erhebliche Zunahme d'. 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 bis 4 mm (s. Gruppell. Beispiele4 bis 6 und GruppeIV, Beispiele 16 und 17) und/oder bei einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,15% (s. Gruppe II, Beispiele 4 bis 6)

auf.

Aus den TäbeHcV. geht auch hervor, daß Mangangehalte von mindestens 0,50% 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 90°C 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 kornvergrößernde Wirkung der Temperaturerhöhung mehr als ausgeglichen. Es ist eben eines der vortcil-J9 haften Kennzeichen der Erfindung, daß die gewünschten Gütezahlen mittels herkömmlicher Austenitisierungstemperaturen gesichert werden können.

F i g. 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 ο Bestandteile, wie die Gelenkplatte gemäß F i g. 3 für Rollenketten. Die andere Gruppe umfaßt verschiedene Kaltprofile wie das Flachprofil gemäß F i g. 4, das L-Profil gemäß F i g. 5, die geschlossenen bzw. offenen U-Profile gemäß Fig. 6 bzw. 7 oder Kaltprofile mit besonderen Querschnittsformen wie z. B. das Kaltprofil gemäß F i g. 8.

Flachprofile z. B. gemäß F i g. 4 können im Sinne der Erfindung kontinuierlich wärmebehandelt werden. Der Werkstoff kann dann in Form von Wicklungen geliefert werden, wobei er in an sich bekannter Weise über verschiedene Behandlungsstellen geführt wird. Das wärmebehandelte Band kann zur Aufbewahrung aufgewickelt 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.

Andererseits werden einzelne Bestandteile wie die Kettenplatten gemäß F i g. 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 Wärmebehandlung gemäß der Erfindung kann aus an sich bekannten Einheiten in an sich bekannter Weise zusammenget uut werden In dieser Hinsicht wird ebenfalls auf das bereits er

40

wähnte »Metals Handbook« hingewiesen.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlleichtprofilen aus niedriggekohltem unlegiertem Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0.50% und einer Werkstoffdicke von höchstens 7 mm durch Warmbadhärten, bei dem das Werkstück zunächst von einer Temperatur oberhalb des Ac,-Punktes für Austenitbildung auf eine Temperatur unterhalb des Ms-Punktes abgeschreckt und das Werkstück einer Abkühlung auf atmosphärische Temperatur überlassen wird, dadurch gekennzeichnet, daß beim Abschrecken die Abschreckkurve das Umwandlung;;- ι j gebiet im ZTU-Schaubild, das durch die S-förmigen Umwandlungskurven von Austenit in Perlit Zwischenstufengefüge, Martensit begrenzt wird, so durchläuft, daß sie die Nase der Grenzkurve beginnender Umwandlung durchschneidet.

2. Verfahren nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß die Abschrecktemperatur im Temperaturbereich von 150 bis 470 C liegt.

3. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 2. dadurch gekennzeichnet, daß Stahlleichtprofile mit einer Dicke von 1.5 bis 4 mm verwendet werden.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3. dadurch gekennzeichnet, daß die abschließende Abkühlung in Wasser erfolgt.