DE1919386C3 - Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlleichtprofilen - Google Patents
Verfahren zur Wärmebehandlung von StahlleichtprofilenInfo
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/22—Martempering
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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.
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%
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 %
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
Abschrecktemperatur
in 0C
385
JA
2.0
2.0
870
385
385
300
Theoretische Abschreck-1
zeit i : Sekunden .... 120
Tatsächliche Abschreckzeil in Sekunden ....
Anfängliche Zugfestigkeil in kg/mm2
Vergütete Zugfestigkeit
in kg/mm2
in kg/mm2
Anfängliche Dehnung
in %
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
incC
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 % ..
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 %
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-!
;■ Fl
t I" ί: Salz
f. siez. ■ sind
i' in r
Wat naiv
gi T d b
25
1250
180
500
55
80
17
16
30
60
180
500
55
80
17
16
30
60
7
Fortsetzung
Fortsetzung
JA4
35 90
35 95
35 SO
35 70
157119') 1291200
Anfängliche Fließgrenze
in kg/mm2
Vergütete Fließgrenze in kg/mm
i-rozenluale Zunahme der
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 (4)
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.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
HUMA001829 HU168954B (de) | 1968-04-19 | 1968-04-19 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE1919386A1 DE1919386A1 (de) | 1970-11-26 |
DE1919386B2 DE1919386B2 (de) | 1973-03-15 |
DE1919386C3 true DE1919386C3 (de) | 1973-10-04 |
Family
ID=10998413
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19691919386 Expired DE1919386C3 (de) | 1968-04-19 | 1969-04-16 | Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahlleichtprofilen |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
DE (1) | DE1919386C3 (de) |
FR (1) | FR2006571A1 (de) |
HU (1) | HU168954B (de) |
SE (1) | SE358414B (de) |
-
1968
- 1968-04-19 HU HUMA001829 patent/HU168954B/hu unknown
-
1969
- 1969-04-16 DE DE19691919386 patent/DE1919386C3/de not_active Expired
- 1969-04-18 FR FR6912287A patent/FR2006571A1/fr not_active Withdrawn
- 1969-04-18 SE SE548169A patent/SE358414B/xx unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
SE358414B (de) | 1973-07-30 |
DE1919386B2 (de) | 1973-03-15 |
DE1919386A1 (de) | 1970-11-26 |
HU168954B (de) | 1976-08-28 |
FR2006571A1 (en) | 1969-12-26 |
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Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
C3 | Grant after two publication steps (3rd publication) | ||
E77 | Valid patent as to the heymanns-index 1977 |