behandlung. (Vgl. S. 731). Folgende Schlüsse können aus d e r A r b e it gezogen w erden:
Die Eigg. des Graugusses können durch W ärm ebehandlung stark beeinflußt werden.
1927. II. H vm . Me 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. 971 Anlassen für längere Zeit .auf höhere Tempp. u. langsames K ühlen verm indert stark die Festigkeit. Die beste W ärmebehandlung, die größte H ärte u. kleinste Verminderung der Festigkeitseigg. ergibt, besteht in einer Erwärm ung auf 870° während 2 Stdn. u.
Abkühlen in der Luft. E s ist besser, wenn die Verbrennungsprodd. m it den Gußstücken während der W ärm ebehandlung nicht in Berührung kommen. Anlassen auf 535° u.
darunter scheint alle Gußspannungen zu beseitigen. Die annähernde Berechnung der krit. Temp. von Guß-Fe aus der ehem. Analyse u. a. beschließen die Arbeit. (Foundry
55. 491—95.) Wi l k e.
Ot. Quadrat und J. Koritta, Studie über den grauen Kern des schmiedbaren Gußeisens. II. Gegenstand der Untors, bildet die Feststellung der ehem. Zus., der physikal. Eigg. u. des Effektes der W ärmebehandlung. Zus. des Ausgangsmaterials:
2,5—2,95% C, ungefähr 0,8% Si, 0,08—0,18% Mn, 0,064— 0,096% P, u. 0,049 bis 0,078% S. N ach der Tem perung zeigt sich eine Schicht von 1— 2 mm Tiefe an der Oberfläche frei von C. D er grauo K ern en th ält 0,03— 0,2% gebundenen C in der Form eines perlit. Zem entits. 98,5—96% des gesamten C-Geh. ist Temperkohlo. Mit sinkendem C-Geh. des grauen K erns des schmiedbaren Gußeisens steigt die Festigkeit, D u k tilität u. K ontraktion des Q uerschnitts. Bei einem Geh. von 2,90% C beträgt die Festigkeit 25,8 kg/qmm , die Verlängerung 4,85% u. die K ontraktion 4,95%. Diese W erto steigen beim C-Geh. von 2,32% auf 30,2 kg/qmm für dio Festigkeit, 13,12% für die Ver
längerung u. 15,6% für dio K ontraktion. M it sinkendem C-Geh. steigt plötzlich die Festigkeit des grauen K erns. Die B rinellhärte des grauen K erns bewegt sich zwisohen H = 68 u. H = 86. Mit sinkendem C-Geh. w'ächst das spezi
fische Gewicht. (C-Geh. = 2,90% : d = 7,202 g/ccm ; C = 2 , 3 2 % ; d = 7,343 g/ccm.) Beim Abkühlen u n te r 0° C oder Erwärm en auf 100— 300° verschlechtern sich die mechan. Eigg. um 8— 18%. Dio Auflösung der Temperkohlo u. die dam it zusammen
hängende Verschlechterung der mechan. Eigg. beginnt zwischen 700° u. 750°. U ber 750° tr i t t merkliche Verschlechterung der mechan. Eigg. auf, so daß bei 950° dio Festig
keit plötzlich nur noch 10,12 gegenüber 22,4 der ursprünglichen beträgt. E r
hitzen auf 750° u. darauffolgendes K ühlen ergibt eine perlit. S truktur. Auch nach 4-std. A bkühlung von einer Temp. von 900—600° erreicht m an keinen Zerfall des ge
bildeten P erlits u nter Bldg. von Temperkohlo. (Chcmicky Obzor 2■ 178—82.) Tom.
H. F. Moore und *
s.
W. Lyon, Ausführung von Ermüdungsversuchen. Dio benutzten Gußeisensorton h atten folgende Zus.: 1,10— 1,42% Si, 0,093—0,103% S, 0,38—0,75% P, 0,32— 0,62% Mn, 2,72— 2,82% G raphit, 0,43—0,84% gebundenen C, im ganzen 3,25— 3,56% Gesamt-C. Bei den sta t. Zugunterss. zeigte sich bei keiner Probe eine deutliche Proportionalitäts- u. Flicßgrenze. Die Dehnung nach dem Bruch u. die Einschnürung waren zu klein zum Messen. Bei Roh-Fe u. R ohstahl ist die Grenze der D auerfestigkeit ungefähr die H älfte der Zugfestigkeit. Die untersuchten Gußeisen zeigten W erte, die deutlich darunter lagen. M it K erbe versehene Gußeisensorten zeigten nur eine etwas geringere Dauerfestigkeit als die ohne Kerben. Die Ermüdungsgrenze fällt wenig, wenn man die Unterss. bei höherer Temp. vornim m t (bis etwa 320°).(Foundry 55. 472— 76. U rbana [Hl.], Univ. Illinois u. Allis-Chalmers Mfg. Co.) W lL K E .
Bengt Kjerrman, E in Magnetstahl vom K . S .-T y p . Es wird ein Bericht über den Cobalt-Chrom-Magnetstahl der Jap an er K ö t ä r o , H o n d a u. S a i t o gegeben u.
eine einfache Anordnung zur Best. der T ragkraft von Magneten beschrieben. F erner werden dio R esultate einer vergleichenden U nters, über die Änderung der T ragkraft m it der Zeit für einen Co-Cr- u. einen gewöhnlichen W -M agnetstahl u. Verss. über die therm . Umwandlungen eines Co-Cr-Stahles sowie das Ergebnis einer Probeglühung m itgeteilt. (Teknisk Tidskr. 57. A bt. Bergsvetenskap 1— 2. 7— 10. LUngshyttan.) W. W.
H. J. French, Vergleich der Legierungselemente Chrom, Nickel, Molybdän und Vanadium in Baustählen. Keines der 4 Elem ente u. keine Stahlgruppe besitzt allo wünschenswerten Eigg. Es werden folgende P unkte besprochen: Niedrig legierte Stähle u. ihre mechan. Eigg., einige Vergleiche der üblichen Ni-, Cr-, Cr-V-, Cr-Mo- u.
Ni-Cr-Stähle (H erst., mechan. Eigg., Eigg. in der W ärme, Schweißen, K altbearbeit- barkeit u. Kohlung), hoch legierte Stähle, korrosionsbeständige, Stähle für hohe Tempp.
u. verschleißbeständige Stähle. (Trans. Amer. Soc. Steel Trcating 11. 845— 84. 1000.
W ashington, Bureau of Standards.) W lL K E .
Marcel! Grison und E. Lepage, Der kupferhaltige Stahl. Seine Korrosions
beständigkeit. Dio mechan. Eigg. des Stahles werden durch einen Cu-Gelialt von 0,5 bis 0,7% nicht beeinträchtigt, auch die Schweißbarkeit erfährt keine Verminderung.
Dio H erst. bietet keine Schwierigkeiten. Bei einem Vergleich zwischen gewöhnlichem
972 H VJ[I Me 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. 1927. II.
S tahl u. Cu-Stahl ergab sieh in Ggw. von Schwefelsäure nach einer E in w. von 144 Stdn.
ein Gewichtsverlust von 36,56% beim gewöhnlichen S tah l u. von 0,915% beim Cu- S tahl, in Ggw. von NaCl nach einer Einw. von 16 Tagen ein solcher von 2,29% bzw.
0,356%. Die Verwendung von Cu-Stahl ist nu r d ann angebracht, wenn bei großen E isenbauten der Preis nicht hindernd im Woge steht. Bei einem G ehalt von 0,7% Cu ergibt sich ein um ru n d 5 % höherer Preis gegenüber nich t Cu-haltigen Feinblechen.
(Rev. Métallurgie 24. 331—36.) Ka l p e r s.
H. B. Knowlton, Tatsachen und Grundlagen der Bearbeitung und Wärmebehandlung von Stahl. X I. u. X II. M itt. (X. M itt. vgl. Trans. Amer. Soc. Steel Treating 10. 971;
C. 1927- I. 1209.) Der Einfluß des Cr auf die Eigg. des Stahls, Gu i l l e t s Diagramm, die Zus., Eigg., Anwendungen u. W ärmebehandlungsverff. einer Anzahl Cr-Stähle, die nich t rostenden S tähle u. die Grundlagen der Korrosion werden besprochen. — D ann werden die Zus., Eigg., Anwendungen u. W ärm ebehandlungen von einigen all
gemeineren A rten von Cr-Ni-Stählen m it niedrigem, m ittleren u. hohem Cr-Gehalt, sowie 0,10—0,55% C u. einige Cr-Ni-Stähle, die bei höheren Tempp. beständig sind, in den K reis der B etrachtungen gezogen. (Trans. Amer. Soc. Steel T reating 11. 450
bis 463. 791— 803.) W iL K E .
Oscar E. Harder und Ralph L. Dowdell, Der Zerfall der auslenitisclien Struktur in Stählen. I I .—IV. Mitteilung. II. Der Austenitzerfall in flüssigem Sauerstoff'. III. Die W irkung des Anlassens a u f den Zerfall des Austenits — normale Zugbeanspruchungen.
IV. Die Wirkung des Ziehens a u f den Austenitzerfall. (I. vgl. Trans. Amer. Soe. Steel Treating 11. 217; C. 1 9 2 7 .1. 3131.) 6 Stähle wurden zur U nters, hcrangezogen : 1. Co-Cr- M agnetstahl, 2. Ha d f i e l d M n-Stahl, 3. hoch C- u. hoch Cr-Stahl, 4. Schnelldrehstahl, 5. 22%ig. N i-Stahl u. 6. ein übereutektoider C-Stahl. Die U ntersuchungsstücke wurden in fl. 02 auf verschieden lange Zeit getaucht u. der F ortgang des Zerfalls an den Ände
rungen der H ärte, M ikrostruktur u. D. verfolgt. D er Zerfall findet in folgender ab
nehm ender Reihenfolge für Verss. an 1 ccm Probestück s ta tt: S tah l 1, 3, 5, 6, 4 u. 2.
Der M n-Stahl u. der Schnelldrehstahl zeigten bei der mkr. U nters, keine Zers.; dabei konnte keine H ärtesteigerung in S tah l 2 u. nur eine geringe in S tah l 4 bem erkt werden.
Die austenit. Strukturen, die in abgeschrcckten Stählen entstehen, haben eine ver
schieden große S tab ilitä t u. zeigen daher auch verschieden großen Zerfall, wenn sie in fl. 02 kommen. I n reinem C-Stahl geht der Zerfall prakt. bis zu E nde (S ta h l 6). Eine größere Menge M artensit wird vielleicht im Innern als an der Oberfläche gebildet. Das kann man am besten dadurch erklären, daß m an außen ein Zusammenziehen u. innen einen Zug annim m t, der die Bldg. der Phase m it größerem Vol. u. daher dio Bldg. von M artensit begünstigt. Der Zerfall des A ustenits bei den Tempp. der fl. L u ft scheint eine Rekrystallisationserscheinung zu sein, die sieh zuerst längs der Gleitflächen zeigt u. von einer H ärtesteigerung u. Abnahme in der D. begleitet ist. Der Zerfall des Austenits in M artensit geh t in fl. 02 nicht zu Ende. — D ann wurde die Wrkg. des Anlassens ab
geschreckter S tähle während verschieden langer Zeit u. bei verschieden hohen Tempp.
an den H ärteänderungen u. der M ikrostruktur verfolgt. Die zur U nters, herangezogenen S tähle sind die gleichen wie im Teil I. In den untersuchten C-Stählen zeigten die M artensitnadoln bei 100° eine allmähliche Schwärzung. E s findet eine langsame Abscheidung von Carbidteilchen s ta tt, bis der sehr dunkel gefärbte T roostit sich ge
bildet h a t. Bei längerem Anlassen bei höheren Tem pp. (200— 270°) t r i t t eine S tru k tu r
vergröberung m it gleichzeitiger H ärteabnahm e ein, die durch das K ornw achstum des F errits u. die Vergröberung der Carbidteilchen bis zu einer Größe hervorgerufen wird, wo sie als eine besondere Phaso erk an n t werden können. Die M artensitstrukturen in Legierungsstählen zerfallen beim Tem pern ähnlich wie die C-Stähle m it einem Schwärzen der N adeln, sie sind aber stabiler u. erfordern eine höhere Temp. für ihren Zerfall oder eine längere Zeit oder beides. Die Zerfallstemp. eines A ustenits ist stets höher als die des M artensits im selben P robestück oder in dem S tah l von derselben Zus. Die Temp.- Reihenfolge der A ustenitzers. w ar wie folgt: hoch N i-Stahl 625— 670°, Co-Cr 525— 562°, hoch Mn 410—480°, C-Cr 150— 200°, Schnelldrehstahl 150— 200°, hoch C 150—200°, ebenso der W olfram werkzeugstahl. E s ist möglich, M artensitnadeln durch Anlassen austenit. S tähle herzustellen. Dio genauen Herstellungsbedingungen konnten nicht gefunden werden. F ü r gewöhnlich bildet sich beim Anlassen von A ustenit knöllchen- artiger T roostit. — E s w urden d an n Verss. zur Best. der Zugwrkg. auf die S tabilität austenit. S tru k tu ren unternom m en u. versucht, Unterschiede im Zug u. D ruck fest
zustellen. W urden austen.-m artensit. Stähle u nter Biegebeanspruchung unterhalb ihrer Fließgrenze (100— 200°) angelassen, so zeigte sich bei der mkr. U nters, kein
1927. II. Hvm. 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. 973 Struktum ntersohied der Zug- u. Druckseite. E s w ar niclit möglich, beim Stauchcn bei Raum tem p. M artensit hervorzurufen, nur durch Zug bei Raum tem p. gelang dies.
Ein austenit. Probestück, das vorher mittels Zug deformiert worden war, ergab Martcnsit- bldg. bei etw a — 57°, w ährend nicht gedehnte Stücke bei derselben Behandlung u n verändert blieben. E in austenit. Fe, das durch H äm m ern deform iert war, zerfiel beim Erwärm en schneller als ein nicht mechan. behandeltes Versuchsstück. Allgemein kann dementsprechend gesagt werden, daß deformierter A ustenit beim Erwärm en oder Abkühlen weniger stabil ist. (Trans. Amor. Soc. Steel T reating 11. 301—08.
583—GOß. 781— 90.) Wi l k e.
Rudolf Hohage, Über Hohlbohrstahl. Innen u. außen dürfen Vertiefungen u.
tiefere Kerben nicht vorhanden sein, außerdem h a t die S tahlqualität, die W ärme
behandlung beim Walzen u. beim B ohrstahlhersteller großen Einfluß. Der S tahl muß das feinste K orn bei größtem H ärtungsintervall haben. (Petroleum 23. G07 bis
G09. Ternitz, N.-Ö.) ' WiLKE.
T. Johnston, Die elektrolytische Niederschlagung des Eisens. (Metal Ind.
•[New Y o r k ] 25. 2 3 4 — 3 5. — C. 1927. I . 2 4 7 3 .) Wi l k e.
Henry G. Butcher, Blei und seine Anwendungen. Eine kurze Zusammenstellung.
(Metal Ind. [London] 30. 627—29.) Wi l k e.
S. R. W illiam s, Beziehung der magnetischen Eigenschaften zur mechanischen Härte in k/iltbearbeiteten Metallen. II. M itt. Nickelstreifcn. (I. vgl. Trans. Amer. Soc.
Steel T reating 5. 362.) Die verschiedenen physikal. Eigg. des Ni werden durch dio H ärte geändert, die durch Walzen hervorgerufen wird, sie ist in vielen Fällen der ähnlich, die beim E rhitzen von S tah l stattfin d et. Es scheint daher, daß die H ärte, die durch diese 2 Methoden hervorgerufen wird, viel Gemeinsames vom Standpunkt des magnet.
Verh. h at. Die Längenänderung durch ein m agnet. Feld ( Jo u l e s m agnetostriktive Wrkg.), dio K oerzitivkraft, übrigbleibender Magnetismus, Hysterisisverluste u. elektr.
Leitfähigkeit w urden in Ni-Streifen von 1 1 verschiedenen H ärtegraden gemessen. Es ist bemerkenswert, daß, während alle anderen magnet. Erscheinungen sieh m it dem Grade der Red, in der K älte u. der H ärte verändern, die magnet. Längenänderung sieh nicht nach der 4. Red. verändert. (Trans. Amer. Soc. Steel Treating 11. 885— 98.
1041. A m hcrst [Mass.], Amherst College.) Wi l k e.