S. M. Jassjukewitsch und S. J. Mitrofanow, Gegenwdrliger Stand der Flolation.
Zusammenfassender B erieht iiber die Erze, dio der F lotation unterw orfen werden, die Theorie der F lo tatio n , die Flotationsreagenzien usw. (Minerał. Rohstoffe u. Nicht- eisenmetalle fruss.: Mineralnoje Ssyrje i Zwetnyje M etalty] 4. 271— 304. 1929.) SCHÓNF.
József Finkey, Die chemisclie Flotation. Vorliiufige M itt. Es w ird eine allgemeine Theorie des Flotationsprozesses m itgeteilt. Vf. erla u tert das relative Schwimm- vermógen d er M ineralien, die Schaumbldg. u. Adsorption. (Banyńszati ćs Koh&szati Lapok 62. 194— 201. 6/5. 1929. Sopron, Kgl. Ung. Bergakademie.) Re i c h.
A. Glazunoy, Neue Methode der Behandlung von Mineralgemischen a u f feuchtem Wege. E s w ird die A ufarbeitung eines hauptsachlich Zn u. P b enthaltenden Mineral- gemenges, bestehend aus wenig Ag enthaltendem Bleigt.anz, P yrit (etwas Au in fester Lsg. ais Au2S enthaltend), Kupferkies (eine feste Lsg. von Au2S u. Ag2S enthaltend) u. Zinkblende der Zus. 8,5 g Au, 135 g Ag, 4°/0 Zn, 3,5% P b u. 0,3% Cu, auf feuchtem Wege beschrieben. 1. Chlorierung m it 8% NaCl bei 500° durch 15 Stdn. im (mechan.) Rostofen. 2. A uslaugung des Zn u. Cu aus dem R óstgut, vorerst m it k. W ., dann m it einer schwachen Saure. 3. Fallung des Cu m ittels Fe-Abfallen. 4. Q uantitative F allung des Fe u. Zn aus der Lsg. m it CaO. 5. Aufarbeitung des 40% Zn enthaltenden N d. im Ofen nach We t h e r i l l. 6. E xtraktion von Au u. Ag m it Cyanalkalien (vorteilhaft NaCN). 7. K onz. des schweren PbSO., (D. 6,2) aus den M ineralruckstanden (D. 2,5) m ittels W. 8. Um wandlung des PbSO.! durch Róstung m it PbS in P b (P b S 0 4 + P bS = 2 Pb + 2 S 0 2). Diese, gegen das bisherige Verf. (vorerst Konz. m it W. u. d ann chem.
Aufarbeitung) verkehrte Anordnung umgeht die bisher unyermeidlichen Verluste bei der W .-Behandlung u n te r Ausschaltung der bisweilen teueren u. unvortei!haften Elektrolyse. Schliefilich werden noch die durch Lab.-Verss. festgestellten A usbeuten m itgeteilt. (Chim. e t Ind. 2 2 . 890— 92. Nov. 1929.) He r z o g.
E. W. Britzke, A. N. Krestownikow und I. W. Schmanenkow, Ersatz des Kalksteins durch Steinsalz im Hochofenbetrieb. Das in den Hochofen eingefuhrto NaCl geht teilweise in die Schlacke ais N a20 ; zum anderen Teil geht es in die Gase ais NaCl.
Die Menge des in die Schlacke iibergehenden N a20 nim m t zwar m it der zugesetzten NaCl-Menge zu, es besteht aber keine einfache P roportionalitat; im allgemeinen v e
r-66*
1 0 3 0 . I . H VI1I. Mk t a l l u r g i e; Me t a l l o g r a p h i e u s w. 1 0 3 1
1 0 3 2 H t i „ . Me t a ł l u b g i e ; Me t a i.l o g r a p h i e u s w. 1 9 3 0 . I .
w andcln sich etw a 20— 70% des Na Cl in N aaO. Jo (einer die zugesetzten M aterialien sind, u. je besser sie verm ischt sind, um so vollstandiger ist der Cbergang des NaCl in die Schlacke nach der R k.:
2 NaCl + CO, + 2 CO — N a2C 0 3 (— -)- N a20 + CO,) + C0C12 + C.
Die Hochofenbeschickung h a t hierbei so zu erfolgen, daB auf die Steinsalz-Koks- sehicht eine Scliicht der anderen, zum SchmelzprozeB bestim m ten M aterialien folgt.
Bei 800— 900° schm ilzt das NaCl u. reagiert m it C 02 u. CO u n te r Bldg. von N a20.
Ais Ergebnis der Vcrss. is t folgende Schlaekenzus. ais die giinstigste zu bezeichnen:
SiO, 42,72% , Fe O 2,25% , A120 3 15,46% , CaO 33,76%, MgO 2,56% , N a20 5,04%.
Die Schlacke ist glasig u. tre n n t sich g u t vom M etali ab. Die Schmelztemp. der Schlacke w ird durch das N a20 um 300° erniedrigt. Die Hochofengase enthalten, bei NaCl-Zusatz, auBer den gewohnlichen K om ponenten, auch Cl-Verbb.; u n te r anderem w urden geringe PJiosgenmengen gefunden. Die giinstigsten Bedingungen fur den Hochofenbetrieb werden d ann vorhanden sein, w enn die m it der entsprechenden NaCl-Menge verkokto K ohle V erwendung findet. (Minerał. R ohstoffe u. N ichteisenm etalle [russ.: Mineralnoje Ssyrje i Zwotnyje M etally] 4. 359— 75. 1929. Moskau.) Sc h o n f e l d.
E . J . J a n itz k y , E ine Untersuclmng der basisćhen Siemens-Marlinofenschlacke m illels Erstarrungsprolen. Die schnell feststellbaren Eigg. ahnlich ersta rrte r bas.
Schlacken sollten in Beziehung zu ihrer chem. Zus., ihrer F arbę, Oberflachenbeschaffen- heit, Gleiehformigkeit u. T ex tu r gesetzt w erden. Die Schlackenproben w urden mit dem gewohnlichen GieBldffel gewonnen, in rundę flachę F orm en von 3 Zoll Durch- messer u. 1/ 2 Zoll Tiefe gegossen u. a n der L u ft abgekuhlt. Die Oberflache der Schlacken
proben w ar von einer m a tte n odor glanzenden schwarzen F arbę. I n einigen Fallen enth ielt dio Schlackenoborflacho eine spinnenw ebartige Zeichnung. Die Gleichfórmig- keit dor Oberflache des K uchens zeigt groBe Unterschiedo, die ais lconkav, flach u.
,,aufgeblasen“ bezeichnet w erden. Alle konvex u. „aufgeblasene" P roben enthalten kleine G ashohlraum e, dio letzteren stellen einen E rstarru n g szu stan d der Schlacke dar.
D er gebrochene Schlackenkuchen wird ais dich t oder porós, saulenartig krystallin.
oder m it steinartiger S tru k tu r bezeichnet. 25 Schmelzungen w urden untersucht, dereń Zus. vor der E ntnahm e der Schlackenproben zwischen 0,04 u. 0,18% C, 0,05 u.
0,33% Mn, 0,006 u. 0,014% P u. 0,022 u. 0,043% S schwanlite. W erden die prozentualen V erhaltnisse CaO'MgO, F e 0 - F e20 3 u. S i0 2 + P 20 5 in ein dreieckiges D iagramm ein- gezeichnet, so ergibt sich, daB die Schlacken m it wenigei ais 16% S i02 + P 20 5 (auf eino um geanderte Basis von SiO,, P20 5, CaO, MgO, FeO, F e20 3 gleich 100% berechnet) eine matt.e Oberflache haben. E in w ichtiger F a k to r fiir die R e a k tiv ita t der Schlacke ist der B ctrag der ubersehiissigen Base, dio in der geschmolzcnen M. in Lsg. gehalten w ird (G rundm asse 2 R O • SiO, u. 4 R O • P20 5). Diese Variablo wurdo gegen Si02 u.
F errooxyd im D iagram m eingezeichnet. Die m a tte n u. glanzenden schwarzen Schlacken gruppieren sich wie b ek an n t: Schlacken m it weniger ais 22% S i02 oder m ehr ais 55%
iiberschussiger Baso sind m a tt. Schlacken, die m ehr uberschussigo Base enthalten, ais einer Linio C1— C2 entspricht, sind krystallin. E in niedriger S i0 2-Geh. in der Schlacke w ird von hoher iiberschtissiger Baso u. einem A nsteigen im FeO-Geh. begleitot. Die glanzenden schwarzen Schlacken haben niedrigen FeO-Geh. Auch die s p in n e n w e b artig e A usbildung der Oberflache der Schlacken w urde untersucht. E in hoher P20 5-Geh.
scheint dieso Erscheinung zu yeranlassen. Die krystallinen Schlacken haben scheinbar einen niedrigen H3P 0 4-Goh.' Aus den Schlackenzuss. kann m an auf die Eigg. des Stahles schlieBon. Eine Eig. w ird in der A rboit besprochen: dio R einheit. E in niedrigor FeO-Geh. in der Schlacke zeigt diesen Z ustan d an. D er diclite Z ustand der Schlacke kann zur Best. des vollstandigen Gleicbgewiehts zwischen M etali u. Schlacke benutzt werden. Alles in allem scheint nach den in der dortigen F a b rik herrschendcn Arbeits- bedingungen, dio sehwarze glanzende u. konkayo Oberflache der Schlacke erstrebens- w ert zu sein. (B last F u rn ace Steel P la n t 17. 1642—47. Nov. 1929. South Chicago [Ul-1
Illinois Steel Co.) WlLKE.
Heinrich Hanemann und Artur Schildkótter, Beitrag zur K enntnis des Systems Schwefd-Eisen-Kohlenstoff. Dio A rboit w urde unternom m en, um die Gronzen der Mischungsliicko im fl. Zustando u. den V erlauf der E rstarru n g im te rn a re n Teilsystera Fe-Fe^C-FeS zu klaren. Die G attierung w urde d e ra rt gew ahlt u. so lange geandert, bis die Schmelzen auf der Grenze der Miscliungslucke lagen. Von Sclimelzen, die móg- lichst auf dieser Linie lagen, w urden d ann dio H altepunkte festgestellt. N ach den Verss.
erstreckt sich eine Mischungsliicko im fl. Zustando vom ąu asibinaren Schnitt Fc3C- F eS ausgehend w eit in das t-ernare Zustandsfeld hinein. D as te rn a re E u tek tik u i"
dos System s Fe-Fe3C-FeS wurdo bei einer Konz. von rund 10,5% Fe, 2,5% Fe3C, 87% F eS u. einer Temp. von 978° gefunden. Das Zustandsschaubild de’s Systems Fe-Fe2C-FeS wurde auf Grund yon therm . u. metallograpb. U nterss. entworfen u.
eine U bersicht iiber die Erstarrungsyorgange in den einzelnen Zustandsfeldern gegeben.
Es lassen sich aus den U nterss. auch Schliisse auf das unbekannte ąuasibinare System FeS-Fe3C ziehen, das bisher nicht darstollbar war, weil die eine Kom ponento F e3C bei hohen Tempp. nicht unzerlegt zur E rstarrung gebracht werden konnte. E s diirfto sich fast iiber dio ganze Ausdolinung des Systems eine Mischungsliicke im fl. Z ustande erstrecken. — Zur C-Bcst. w urde cin neues Verf. bei Anwesenheit groBer S-Mengen ausgearbeitot. Die aus dem Marsofen kommenden Verbrennungsgaso werden in einen N atronlauge enthaltenden Kochkolbęn eingeleitet u. absorbiert. N ach beendoter Ver- brennung w ird dui-ch den F iilltrichter konz. K M n04-Lsg. bis zur bleibenden R otfarbung gegeben, um das Sulfid zu S ulfat zu osydieren. D ann w ird duroh Einfullcn von konz. H,SO., die Lsg. sta rk angesauert, durch la ngeres Kochen das C 02 ausgetriebcn u. m it dem W .-Dampf in die VOLLHARDTsche Vorlage iibergefiihrt. Diese Vorlage ist m it einer abgemessonen Mengo absolut carbonatfreier 7io-n. K O H beschickt. Dio iiborschiissige K O H w ird nach Zugabe von BaCl2 m it Vio'n - O salsaure in dor Killto m it Phenolphthaloin ais Indicator zuriicktitriert. (Arch. Eisenhiittenwesen 3. 427 bis 435. Dez. 1929. Berlin u. Rheinhausen.) Wi l k e.
L. G. Swjetlow, Saurebestandige Siliciumeisenlegierungen. Besprechung der Eigg. u. der Zus. der saurebestandigen Fe-Si-Lcgierungen. (Journ. chem. Ind. [russ.:
Shurnal chimitscheskoi Prom yschlennosti] 6 . 1043—46. Ju li 1929.) Sc h o n f e l d. Erich Martin, E in Beitrag zur Frage der Aufnahmefahigkeit des reinen Eisens und einiger Legierungselemente fiir Wassersloff und Sticksloff. Auf G rund fruherer Verss.
anderer F orscher u. eigener ungunstiger Erfalirungen m it Porzellan ais GefaBbaustofi wurde die endgiiltige A pparatur entworfen u. m it Bcrgkrystallróhren ausgefuhrt.
Die Aufnahm e von H2 durch reines Fe (> 0,007% C, Spuren Si, > 0 ,0 0 8 % Mn, 0,0006%
P, 0,0016—-0,0022% S, 0,007—0,008% Cu u. 0,002% 0 2) steigt danach m it der Tompe- raturlinio linear bis zum ^43-Punkt. Boi diesem tr itt plótzlich eine Erhohung der Auf
nahm efahigkeit ein, dariiber steigt dio K urve wieder linear, aber steiler ais unterhalb A z.
Der j42-P u n k t m acht sich auf der K urve nicht bem erkbar. Dio auf m ittelbarem Wege festgestellto geringo, aber sicher yorhandono Aufnahme von N2 durch F e zwischen 800 u. 900° konnte bei dem Vers. nicht gemessen werden. Beim zt-j-Punkt t r i t t eine plotzlicho, sehr starko Aufnahme von N2 ein, dereń MaB aber m it steigender Temp.
wieder sinkt. Eine wesontliche Aufnahmo von N2 erfolgt also n u r im y-Gebiet. Bei beiden K u rv en handelt es sich um reine Gleichgewichte. Die W erte von Si e v e p.t s
u. M itarbeitern werden sehr g u t bestatigt im Gegensatz zu denen yon Iw a s e. Die Kurvo fiir dio Aufnahme yon H2 durch Cr zoigt zunachst einen ziemlich flachen, ober
halb 800° sodann einon steileron Yorlauf. Sio liegt unter der fiir reines Fe u. stellt eine reine Gleichgewichtskurve dar. Bei der Best. der N 2-Kurve wurde bis 550° keine Aufnahme beobachtet. Boi 625° jedoch tr a t eino Rk. zwischen Cr u. N2 ein. Bei 975°
war dio R k. wesentlich lebhafter u. die Bildungsgeschwindigkeit des CrN h a tte hior don 270-fachen W ort der bei 625°. Das N itrid ist sehr bestandig. M o nim m t noch weniger H2 u. N„ (2 ccm je 100 g) auf, W gar keino Gasmengen . D er an 4 Fe-Si- Schmelzen m it 0,55% , 1,68%. 3,05% u. 5,10% Si untersuchte EinfluB von S i auf das Verhalten von reinem F e w urde wider E rw arten ais ziemlich gering befunden. Dio A ufnahm efahigkeit des F e fiir H2 u. N2 wird fiir die Schmelzen m it geringem Si-Geh.
nur wenig orhóht, bei hoheren Gehalten sinkt sie u nter den W ert fur reines Fe. N ur die A ufnahm efahigkeit fiir N2 im cc-Gebiet m acht eine Ausnahme, insofern ais sie groBer is t ais die bei reinem F e gefundene. In einer SohluBbetrachtung w ird yersucht, die in dieser A rbeit gefundenen Ergebnisse m it den herrschenden Vorstellungen be- sondors des A tom gitteraufbaues der Metalle in Einldang zu bringen. Die Vorstellung der therm . A tom gitterw eitung u. ihres Emflusses auf die Gasaufnahme w ird in cjuanti- ta tiv e r Beziehung dem Verlauf der Kurven u. den Vorgangen bei der a-y-Umwandlung nicht gerecht. (Arch. Eisenhiittenwesen 3. 407— 16. Dez. 1929. Aachen, Techn.
Hochscliulo.) . Wi l k e.
E. K. Smith und H. C. A u fd e rk a ar, Molybdan im Gu/Seisen. Die untersuehten Eisen enthiclten etw a 2,18% Si. 0,52% Mn, 0,060% S, 0,37% P, 3,32% Gesamt-C, 2«67% g raphit. C u. Mo je nach dem Zusatz. Gas wurdo ais Brcnnstoff bonutzt u. dio Schmelzen in Tiegel hergestellt. Mit stoigendem Mo-Goli. yerm indert sieb nach den Verss. die mascliinelle B e a r b o itb a r k e it wie sic m it der Bohrprufung erm ittelt wird.
1 9 3 0 . I . H VII[. Me t a l l u r g i e; Mk t a l l o g r a p u iij u s w. 1 0 3 3
.Tedocli is t die B earbeitbarkeit bei 1,6% Mo noch nich t m erkbar schwierig, was wichtig ist, da bei diesem Geh. die hóchste Zugfestigkeit erreicht w ird. Bei 3 % Mo is t das B ohren schwierig u. bei 4,4% Mo im iiblichen Vers. nich t m ehr moglich. Mo h a rte t GnBcisen auch bei kleinen Zusatzen, aber allem Anschein nach stcigt die H artę schneller an ais die maschinelle B earbeitbarkeit fallt. Bei der m asim alen F estigkeit m it 1,5%
Mo is t dic Brincllzahl 260, bei 4,40% Mo 418. Die M ikrophotographien zeigen, daB die stark en G ra p h itp latte n des gewóhniichen GuBeisens fehlen u. der m eiste C in F orm von N adelchen vorhanden ist. Sehr feiner P e rlit oder sorbit. P e rlit erh ó h t ebenfalls die F estigkeit. Die Tatsache, daB das Mo groBtenteils im F e r rit in fester Lsg. ist, m acht dio Grundmasso zalie, ru ft Schlagw iderstand hervor u. y erhindert Kornw achstum . Die erhóhte H arto w ird aber nicht durch verm ehrte Carbidteilchen hervorgerufen.
Eine cntsehwefelnde W rkg. des Mo konnte nicht festgestellt werden. Eine beschriinkte A nzahl Schlagverss. laB t erkenncn, daB F e m it 1,77% Mo fa st den doppelten Schlag
w iderstand wie das unlegierte F e besitzt. (Iron Age 124. 1507— 09. 5/12.1929. Birm ing
ham , Stoekham P ipę & F ittin g s Co.) W lL K E .
O. Bauer, Das Oufleisen v;iicJist. Es w ird das W achsen des GuBeisens, das ist seine Volum enanderung u n te r dem EinfluB der Temp. durch A ufspaltung des Carbids, sowie Ausscheidung der K ohle aus der festen Lsg. behandelt u. der EinfluB der wichtig- sten B estandteile des GuBeisens, Si, Mn u. C auf den prim aren W achstum svorgang, der eine wesentliche Auflockerung des Goftiges bew irkt u. dem sekundaren Wachsen durch auBere korrodierende u. oxydierende Einfliissc den Weg bereitet. (Umschau
3 3 . 896— 97. 9 /1 1 . 1929.) ' Ju n g.
Helmut Liipiert, Vergleićhende Unłersuchungen iiber die Wdrmebehandlung ein- gesetzter Slćihłe. F iir 2 E insatzstahle, ein C -Stahl (0,10% G, 0,24% Si, 0,61% Mn, 0,041% P u. 0,035% S) u. ein Cr-Ni-Stahl (0,10% 0, 0,20% Si, 0,30% Mn, 0,005% P, 0,015% S, 4,0% K i u. 0,7% Cr), w urden R aum sehaubilder aufgestellt, au s denen die KorngróBe bei verschiedener Gliihtemp., G luhdauer u. Abkuhlungsgeschwindigkeit abgelesen werden kann. Aus dem K urvenverlauf geht hervor, daB hóhere Gliilitempp.
ein verhiiltnism aflig starkeres K ornw achstum hervorrufen ais niedrigere Tempp., hingegen t r i t t das sta rk ste K ornw achstum am A nfang des Gliihens ein. Zur Vergleichung der verschiedenen in F rage kommenden W arm ebehandlungsyerff. dienten der Biege- vers. m it Messung der bleibenden Durchbiegung, die Best. der Breite, der Ubergangs- zone zwischen Sohale u. K ern u. ais Ergiinzung die Gefugebeschaffenheit. Es zeigte sich, daB die W arm ebehandlung in jedem Falle eine Schadigung des Schalenwerkstoffes, erkennbar an einer Verm inderung der Schalenbruchlast, herbeifiihrt. Diese nacliteilige W rkg. m ach t sich in desto starkerem MaBe geltend, je hoher die Behandlungstemp.
u. je langer die B ehandlungsdauer ist. Die hochsten W erte finden sich nach Schalen- liartung, K ernliartung u. doppelte H artu n g , vor allem, wenn die letzte melirmals nacheinander vorgenomm en w ird, trag e n zur Verm inderung der Schalengiite bei.
Besonders nachteilig ist der EinfluB einer 20 Min. langen Gliihung bei 900°. Bei geringen Beanspruchungen em pfielilt sich eine einfache, Schalenhartung, wobei die A bkuhlungsgeschw indigkeit nach dem E insetzen kaum von EinfluB ist. t)berall dort, wo hóchste W iderstandsfahigkeit aus den W erkstiicken herausgeholt werden muB, ist eine Zwischengliihung vorzunehm en. Die Zaliigkeitssteigerung t r i t t hierbei nach um so kiirzerer G luhdauer in Erscheinung, je sehneller die A bkiihlung nach dem Einsetzen vorgenomm en wird. Bei C-Stahl u. in erhóhtem MaBe bei Cr-Ni-Stahl ist ein Anlassen au f 200° nach der H artu n g sowohl zur Beseitigung von Spannungen ais auch zur Steigerung der Giiteeigg. von N utzen. (S ta h l u. E isen 49. 1717—24.
28/11. 1929. S tu ttg a rt.) W lL K E .
W. E. Jominy, E ine Untersucliung des Yerbrennens und Uberhilzens von Stald-I Stald-I Stald-I . M itt. (Stald-IStald-I. vgl. C. 1929. Stald-I Stald-I . 2723.) Je d e Anderung im S tahl beim E rhitzen auf Tempp- gerade u n te r dem Y crbrennungspunkt oder innerhalb eines Bereiches von 222° unter- lialb desselben w urde gemessen. Zugverss., H artepriifung, Schlagverss., elektr. L e it-
fahigkeitspriifungen, m kr. Feststellungen, Mc QuARD-EHN-Proben, makroskop- U nterss. u. B ruchprufungen werden herangezogen, um zu bestim m en, bis zu welchem AusmaB das tJberhitzen oder starkes E rh itze n die Stalileigg. nach dcm N o r m a lis ie r e n
oder Abschrecken u. Tem pcrn beeinfluBt. Folgende SckluBfolgerungen lassen sich ableiten: Bei den niedrigen reinen C-Stubien konnte iiberhaupt keine W rkg. des starken E rhitzens nach so starkem Anlassen, daB die V erbrennungstem p. n ic h t i i b e r s c h r i t t e n
wurde, festgestellt werden. D er m ittlere C -Stahl w ar beim E rh itze n auf 1400° u. nach- folgendem Anlassen n . Behandeln in der W arm e etwas briieliig. Diese Temp. liegt diebt
1 9 3 0 . I . H Tm. Me t a l l u e g i e; Me t a l l o g e a p h i e u s w. 1035
bei der Verbrennungstemp. dieses Stahles, die etwas hóher ais 1410° ist. Die Mikro
stru k tu r dieser Proben zeigte, daB sie im ersten S tadium der Verbrennung waren.
Sie zeigten-zwar keine interkrystallinen Liieken, aber sie enthielten an den K orngrenzeń nichtm etall. Einschliisse. Im Bereich der reinen C-Stahle von ru n d 0,90% C schienen die S tahle nach dem geeigneten Anlassen u. der W arm ebehandlung durch das iibermaBi<*o E rhitzen so lange unberiihrt, ais der Stahl nicht iiber den V erbrennungspunkt erw arm t . wurde. Die Stahllegierung S. A. E. 3145 (0,45% C, 0,61% Mn, 0,019% S, 0 018%, P
0,252% Si, 1,27% Ni u. 0,53% Cr) scheint einen tJberhitzungsbereich zu haben, der sieh bis zu 1355° herunter erstreckt. Seine V erbrennungstem p. ist etwas oberhalb 1410°. E in E rhitzen dieses Stahles im Bereiche von 1355° bis 1410° m it nachfolgendem Normalisieren oder W arm ebehandeln ru ft einen allm ahlichen Abfall in der D u k tilita t m it stoigender Temp. hervor u. an d e rt das Ąussehen des Bruches. Diese SchluB- folgerungen sind im folgenden etwas deutlicher wiedergegeben. Es sind dabei die maxi- malen Tempp. angegeben, bis zu denen die Stahle ohne Gefahr des Uberhitzens erw arm t werden konnen. Diese Tempp. gelten aber nicht, wenn die Ofenatmosphiir© oxy- dierend u. unruhig ist, u. die Erwarm ungsdauer iiber 2 Stdn. anhśilt: S tahlsorte St. E. N r. 1015 (0,17% C, 0,58% Mn) 1460°, N r. 1030 (0,30% C, 0.65% Mn) 1425°
N r. 1050 (0,52% C, 0,64% Mn) 1385°, Nr. 1090 (0,88% C, 0,34% Mn) 1300° u!
N r. 3145 1345°. N ach den Erfahrungen des Vf. ist es móglich, gerado bis unterhalb der Verbrennungstem p. zu erwarmen u. durch geeignetes Schmieden einen zufrieden- stellenden vollkommen n. S tahl zu erhalten. W erden jedoch die eben angegebenen Tempp. nich t ubcrschritten, so kann man sicher sein, ein zufriedenstellendes P rod.
zu erhalten, aucli wenn der S tahl nach dem E rhitzen nicht geschmiedat wird. G ut ist es aber auf alle Falle, wenn der S tahl nach dem Aussetzen einer hohen Temp. nor- m alisiert oder w arm ebehandelt wird. (Trans. Amer. Soc. Steel T reating 16. 893— 936.
Dez. 1929. A nn A rbor [Mich.], Univ. Michigan.) WiLKE.
G. M. E a to n , Die StaMausdelmung beim Abschrecken. Voriibergehendes piast.
FlieBen w ahrend des Abschreckens ist die Ursache, daB innere Spannungen im S tahl zuriickbleiben. W enn die gewalzte Oberflache des Stahles vor dem Abschrecken nicht maschinell e n tfe rn t w ird, so wird dieses vorubergehende piast. FlieBen an schwachen Stellen im Oberflachenm aterial sta rk lokalisiert. Die m artensit. Ausdehnung verscharft dieses zeitweilige FlieBen, besonders in den Legierungsstahlen. Die A rbeit ste llt die Theoric auf, daB in schwcron, nicht maschinell bearbeiteten, abgeschreckten Teilen der D urchgang durch die Austenit-M artensit-Umformung einen Fehler hervorruft, der, w enn aueh subm kr., durch darauffolgendes Anlassen nicht geheilt werden kann.
Dieser F ehler m acht sieh bei der iiblichen Zug- u. Drehprobe nicht bem erkbar, sondern ist dio U rsache des friihzeitigen Versagens bei der Dauerpriifung. Besondere Betonung w ird auf das Bediirfnis der Industrie nach Legierungsstahlen golegt, bei denen die Quali- ta t des Oberflachenm aterials des gewalzten Barrens so yerbessert ist, daB sie das gleicho Verhaltnis zu den Kerneigg. h a t wie bei C-Stahlen. Die Aufm erksam keit w ird auf die Griinde gelenkt, w arum die heutigen Daucrpriifungsverff. nicht die oben gekenn- zeichneten S tahle bestim m en u. yerschiedene Methoden fiir bessere Auswertung in dieser H insicht werden empfohlen. (Trans. Amer. Soe. Steel T reating 16. 819—59. Dez.
1929. P ittsb u rg h , Molybdenum Corp. of America.) W iL K E . W e n ja m in S. M esskin, Der EinflujS des Kaltschreckens a u f die magnetischen Eigenschaften eines Kohlenstoffstahles. Ais Versuchswerkstoff diente ein C-Stahl m it 0,78% C. Beim Vergleich der Koerzitivkraftanderungen m it der AnlaBtemp., sowohl nach dem Abschrecken ais aueh nach dem K altrecken, erwies sieli, daB die Abnahme der K oerzitivkraft von einer bestimmten AnlaBtemp. an verzógornd ein tritt. Die Ver- zógerung zeigt sieh um so deutlicher, je hóher der Verformungsgrad ist. Bei starker Verformung sowie nach dem H arten geht diese Verzogerung in ein sekundares M asimum iiber, das w iederum um so starker ausgepragt ist, je schroffer der S tahl g eh a rtet u. je langer (bis zu einer bestim m ten Grcnze) dio Anlafidauer war. E in Yergleich m it den H arteanderungen zeigte, daB diese u. die K oerzitivkraft verschiedener A rt sind, u. daB kein unbedingter Zusammenhang zwischen ihnen besteht. D urch dio an den kalt- verform ten Stucken vorgenommenen Abschreckverss. wurde be%vicsen, doB die von
d e Ve i e s festgestellte Abhangigkeit der K ocrzitivkraft nach dem H arte n von der H arte des Ausgangsstoffes nu r fiir legierte Stahle, in denen Sondercarbide auftroten, gilt. Beim C -Stahl u. uberhaupt dort, wo es sieh nur um die V erteilung des Zem entits handelt, soli die A usgangsharte sowie das sie verursachende Ausgangsgefuge des bc- treffenden Stahles auf die magnet. Eigg. nach dem H arten eine untergeordnete Rolle
103G HVIU. Me t a l l u b g i e; Me t a l l o g b a p h i e u s w. 1930. I.
spielen. (Arch. Eisenbuttenwesen 3. 417—25. Dez. 1929. Leningrad, In st.flir Metall-
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Fritz Bonsmann, Uber die Eigenschaflen von Silicium stahl in Form von Stahlgu/3.
Ausgehend yom Zustandsdiagram m Fe-Si, w urden die Eigg. m ehrerer Si-Stahle m it 0,14— 0,18% O, 0,7— 1,2% Mn u. 0,7— 1,3% Si untersucht, u. m it denen von gewohn- liehcm StahlguB gleieher F estigkeit yerglichen. Die Vorziige des Si-Stahles sind: hohe Yerformungsfahigkeit, hohere Dehnung, Einschniirung, Streekgrenze u. K erbzahigkeit;
dies g ilt auch fiir hohere u.'niedrigere Tem pp., wobei jedocli die gleichen Abhangigkeits- yerhiiltnisse von der Temp. yorhegen, wie bei gewohnlichem Stahlgufi. Die Dauer- schlag- u. -biegeverss., sowie der VerschleiB auf d er Spindelm aschine ergaben eben
falls bessere W erte. C harakterist. is t die hShere Gliihtemp. des Si-Stahlgusses (900 bis
falls bessere W erte. C harakterist. is t die hShere Gliihtemp. des Si-Stahlgusses (900 bis