Verfahren zur Herstellung von für die Holzbearbeitung vorgesehenen Bandsägeblättern Bandsägen für Holz werden seit langem aus gehärte- tem und getempertem Stahl hergestellt, der etwa 0,7 % Kohlenstoff enthält.
Für Sägen die relativ dünn sind, etwa 0,8 mm und weniger, werden sogenannte urlegierte Kohlenstoffstähle benutzt, die ausser dem genannten Kohlenstoffgehalt im wesentlichen geringe Beimengung von Mangan (etwa _ < 0,8 %) und Silizium (ungefähr < 0,5 %)
enthalten. In anderen Fällen war als vorteilhaft erachtet worden, zusätzliche Legierungsbestandteile wie Cr, Ni, W oder höhere Gehalte an Si und/oder Mn zu benutzen, besonders in den Fällen, in denen das Band so dick war, dass eine vollkommene Aushärtung mit nicht legierten Kohlenstoffstählen nicht erreicht werden konn te.
Im Hinblick auf die Schärfe der Sägen und ihren Widerstand gegen Verschleiss beim Sägen ist es wün schenswert, die Härte so hoch wie möglich zu erhal ten.
Andererseits müssen die Sägen genügend Zähigkeit besitzen, um den wiederholten Biegespannungen, Schlä gen und Stössen zu widerstehen, denen sie bei der Arbeit ausgesetzt sind Eine weitere Forderung ist, dass das Material das Aufspannen und Abspannen von der Maschine ohne zu zerreissen ermöglicht.
Diese Forderungen an die Zähigkeit ergeben eine obere Grenze für die mögliche Härte.
Im Falle von Sägestahl, der durch normales Härten und Tempern hergestellt wurde, bildete eine Härte von etwa 43 Rockwell C, die einer Tempertemperatur von 450-500 C entspricht, einen brauchbaren Kompromiss zwischen den Forderungen nach Härte und Zähigkeit.
In der Praxis war es nicht möglich, Kohlenstoffge halte zu verwenden, die höher waren als die genannten 0,7 %. Der Grund ist, dass gehärteter und getemperter Stahl mit höherem Kohlenstoffgehalt, sowohl legiert als auch urlegiert, eine höhere Brüchigkeit ergibt und zur Bildung von Sprüngen neigt.
Es ist seit langem bekannt, durch Zwischenstufen vergüten Härten zu erreichen, die ebenso gross sind, wie diejenigen, die durch das übliche Härten und Tempern für den gleichen Stahl erreicht werden können.
Im folgenden sollen der Stand der Technik und die Erfindung mit Hilfe der Figuren näher erläutert wer den.
In der Figuren 1 und 2 ist das Prinzip des Zwischen stufenvergütens mit dem Pinzip des normalen Härtens und Tempems vergleichbar dargestellt, (nach Metals Handbock 1948, Seite 628).
Fig. 1 zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramm für das gebräuchliche Härten und Tempern und Fig. 2 zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramm für das Zwischenstufenvergüten.
Fig. 3 zeigt ein Temperatur-Zeit-Diagramm für kontinuierliches Zwischenstufenvergüten.
Fig. 4 zeigt die Härte als Funktion der Härte temperatur.
Fig. 5 zeigt die durch Zwischenstufenvergüten er reichbare Härte als Funktion des Kühlbades.
Fig. 6 zeigt eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach der Erfindung.
Im Falle des gewöhnlichen Härtens (nach Fig. 1) wird der Stahl von der Härtetemperatur 1 direkt auf Zimmertemperatur 2 gekühlt, beispielsweise in Öl, mit einer so grossen Kühlgeschwindigkeit, dass die Umwand lung in Austenit oder Bainit während des Kühlers vermieden wird. Die Umwandlung beginnt bei 5 und endet bei 6. Nach dem Abkühlen auf Zimmertemperatur 2 hat das Material eine Struktur, die aus hartem Martensit besteht (und möglicherweise Karbid, das bei der Härtetemperatur nicht gelöst wurde).
Danach wird das Material bei einer Temperatur 3 während einer Zeitspanne, die so gewählt ist, dass die gewünschte Härte erreicht wird, getempert. Das gleiche Resultat kann erreicht werden, wenn das Kühlen in einem Bad aus geschmolzenem Metall oder geschmolzenem Salz bei einer Temperatur direkt oberhalb des Martensitpunkten M3 ausgeführt wird, in welchem Falle das Material nicht solange in dem Metallbad verbleiben muss, dass die Umwandlung in Bainit stattfindet.
Nach dem Abküh len in dem Metall- oder Salzbad kann das Material, beispielsweise direkt an Luft, weiter abgekühlt werden und dabei die gewünschte martensitische Struktur anneh men.
Beim Zwischenstufenvergüten nach Fig. 2 wird das Abkühlen beispielsweise in einem Bad von geschmolze nem Blei, bei einer Temperatur, die entsprechend der Höhe 4 liegt, ausgeführt, wobei das Material während so langer Zeit im diesem Bad verbleibt, bis eine volkom- mene Umwandlung in Bainit oder Perlit stattgefunden hat.
Dabei wird dem Material die gewünschte Härte in einem Arbeitsgang erteilt, ohne zusätzliches Tempern, und es muss auch nicht nach dem Abkühlen auf Zimmertemperatur getempert werden.
Es ist weiter bekannt, dass das gleiche Material im gehärteten und getemperten Zustand durch Zwischenstu fenvergüten bei gleicher Härte eine grössere Zähigkeit besitzt. Für Bandstahl beispielsweise kann die Zähigkeit durch eine Biegeprüfung, die über einem Drehdorn von einem bestimmten Radius ausgeführt wird, bestimmt werden. Je kleiner der Biegeradius, der dazu benutzt werden kann, ist, umso zäher ist das Material.
Daraus kann geschlossen werden, dass die Behandl. durch Zwischenstufenvergüten einen Stahl für Bandsä- gen mit grösserer Härte ergibt, als bisher für diesen Zweck als normal angesehen wurde (etwa 43 Rockwell C) und zugleich eine Zähigkeit gleich der der letztge nannten Sägen, unter Beibehaltung der Zusammenset- zung des Sägestahles mit etwa 0,7 % Kohlenstoff.
In der Praxis ergaben sich aber Schwierigkeiten, indem das Zwischenstufenvergüten wie im Falle des gewohnten Härtens und Temperns, kontinuierlich durchgeführt wer den muss, d. h. das Band muss durch das Härte- und Kühlbad in einer kontinuierlichen Linie laufen.
Die auftretenden Schwierigkeiten sind in dem Tem- peratur-Zeit-Diagramm der Fig. 3 gezeigt.
Beim kontinuierlichen Zwischenstufevergüten kann beobachtet werden, dass das Abkühlen von der austeniti- schen Temperatur T,, zur Temperatur des Kühlbades TI, mit einer Geschwindigkeit vor sich geht, welche ausreicht um die Umwandlung bei der sogenannten Perlit-Nase (p) zu vermeiden. Weiter muss die Zeit t bei Ti, genügend lang sein, dass die Umwandlung in Bainit vollkommen ist.
Die Forderung nach einer ausreichenden Abkühlge- schwindigkeit bedeutet für eine gewisse Stahlart eine obere Grenze für die Dicke, die für diese Wärmebehand lung noch geeignet ist, weil dickes Material unter gegebenen Bedingungen langsamer abkühlt als dünnes. Sie bedeutet auch eine untere Grenze für die Geschwin digkeit mit der das Bandmaterial kontinuierlich wärme behandelt werden kann, weil eine geringere Durchlaufge- schwindigkeit auch eine geringere Abkühlgeschwindig- keit bedeutet.
Die Forderung nach einer hinreichenden Verweilzeit in dem Abkühlbad, um eine vollkommene Umwandlung zu erreichen, bestimmt die kleinste Durchlaufgeschwin- digkeit und die notwendige Länge des Abkühlbades.
Um die Einrichtung sehr langer Kühlbäder zu vermeiden, sollte die Verweilzeit des Bandes in dem Kühlbad vernünftigerweise nicht mehr als etwa eine Minute betragen. Wenn die Zeit nur eine Minute ist, können aber nur solche Temperaturen Th für das Kühlbad benutzt werden, für welche die für die vollkom mene Umwandlung notwendige Zeit t gleich oder weni ger als eine Minute ist- Dieses bedingt, entsprechend der Zeichnung,
eine untere Grenze für die Temperatur Th und begrenzt auch die Härte, die durch das Zwischenstu fenvergüten erreicht werden kann, weil die Härte nach der vollkommenen Umwandlung steigt, wenn die Ab kühltemperatur geringer wird.
Aus den genannten Gründen kann die in der Praxis durch Austempern eines Kohlenstoffstahles mit 0,7 % Kohlenstoff erreichte Härte nicht grösser als etwa 41 Rockweh C, und die Dicke eines Bandes kann beim Zwischenstufenvergüten in einem kontinuierlichen Ver fahren, das zu dem genannten Härtegrad führt, nicht grösser als 0,8 mm sein.
Die Herstellung von Stahl für Bandsägen, der durch Zwischenstufenvergüten wärmebehandelt wird, wird im industriellen Masstab von mindestens einem Stahlwerk in Europa ausgeführt. Der von diesem Werk für Bandsä gen gelieferte Stahl ist ein unlegierter Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von etwa 0,7 Oh, der eine sehr gute Zähigkeit besitzt, dessen Härte aber selten und nur unwesentlich 41 Rockwell C übersteigt.
Es ist nicht bekannt, dass es bisher gelungen ist, durch Zwischenstufenvergüten einen Stahl für Bandsä gen mit einer Härte zu erzeugen, die gleich der ist, wie sie für normal gehärteten und getemperten Stahl für Bandsägen, das heisst etwa 43 Rockwell C, erreicht wird. Ebensowenig ist bekannt, ob es bisher gelungen ist, die grössere Zähigkeit, die beim Zwischenstufenvergüten erreicht wird, bei der Herstellung von Stahl für Bandsä gen mit grosser Härte zu erreichen.
Die vorliegende Erfindung gibt eine technische Lö sung für beide Probleme. Die Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl einen Kohlenstoffgehalt von mindestens 1,0 % aufweist, und die für die Austenit- bildung angewandte Temperatur um mindestens 50 C höher als die zum Erreichen der grössten Härte bei direktem und raschem Abkühlen auf Raumtemperatur vorgegebene Temperatur ist.
Die Temperatur bei der beim Härten durch direktes und rasches Abkühlen auf Raumtemperatur eine maxi male Härte erreicht wird beträgt etwa 800 C.
Die obere Grenze für die Härtetemperatur kann als die Temperatur bezeichnet werden, bei der die angewen deten Härtebedingungen (Zeit bei der Härtetemperatur, Ausangsstruktur, Analyse usw.) die maximale Härte durch direktes Abkühlen auf Zimmertemperatur er gibt.
Fig. 4 zeigt in der Form eines Diagrammes die Härte H als Funktion der Härtetemperatur T", (= Tempera tur für die Austenitbildung). Die für das Härten durch direktes und rasches Abkühlen verwendete Härtetempe ratur Tn liegt in einem Temperaturbereich, der 50 C unterhalb der unteren Temperaturgrenze T, liegt, die für das Härten mit Zwischenstufenvergüten entspre chend der vorliegenden Erfindung angewendet wird, und deren untere Temperaturgrenze bei etwa 850 C liegt.
Wenn die obere Grenze der für das Härten durch direktes und rasches Abkühlen verwendeten Härtetem peratur überschritten wird, ergibt sich ein grobkörniger Austenit mit hohem Kohlenstoffgehalt, der nach dem Abkühlen einen grobkörnigen Martensit mit einem nichtzulässig hohen Anteil von restlichem Austenit bil det In Anbetracht der grobkörnigen Struktur und des restlichen einer gebräuchlichen Härtetemperatur sein würde. Darum verwendet kein Hersteller von gehärtetem Bandstahl Härtetemperaturen, die die obere Grenze der gebräuchlichen Härtetemperatur überschreiten.
Es war gefunden worden, dass unlegierter Kohlen- stoffstahl, mit einem Kohlenstoffgehalt von 1,0 % und mehr (solche Stähle wurden wegen ihrer Brüchigkeit im gehärteten und getemperten Zustand bisher nicht als Material für Bandsägen für Holz benutze), durch Zwi schenstufenvergüten bei verhältnismässig hohen Tempe raturen mechanische Eigenschaften ergeben,
welche aus- serordentlich vorteilhaft für Bandsägen für Holz angese hen wurden. Durch kontinuierliches Zwischenstufenver güten wurden beispielsweise Härten von mehr als 44 Rockwell C, bei durchaus ökonomischen Durchlaufge- schwindigkeiten gleichzeitig mit einer Zähigkeit erreicht, die für die genannte Härte gleich oder sogar besser ist, als die für normal gehärteten und getemperten Stahl für Bandsägen mit einer Härte von 43 Rockweh C, erreicht wird. Die Bedingungen sind in der Figur 5 dargestellt, die die durch das Zwischenstufenvergüten erreichte Härte RC als Funktion der Temperatur T" des Kühlbades zeigt.
Die fünf oberen Kurven zeigen die Härten, die mit zwei nichtlegierten Kohlenstoffstählen A und B der folgenden Analyse erreicht wurden:
EMI0003.0023
/o <SEP> C <SEP> /o <SEP> Si <SEP> o/o <SEP> Mn <SEP> % <SEP> Cr
<tb> Stahl <SEP> A <SEP> 1,27 <SEP> 0,21 <SEP> 0,33 <SEP> 0,18
<tb> Stahl <SEP> B <SEP> 1,01 <SEP> 0,20 <SEP> 0,56 <SEP> 0,00 Diese Stähle waren durch Zwischenstufenvergüten wärmebehandelt worden, und zwar bei Temperaturen für die Austenitbildung von 850 C und 900 C für A und B und von 1000 C für A. Das heisst bei Tempera turen, die die gewohnten Temperaturen für die Austenit- bildung durch Härten und Tempern um 50 C, 100 C und 200 C übersteigen.
Zum Vergleich enthält das Diagramm die Kurve eines Stahles C mit der folgenden Analyse:
EMI0003.0028
/o <SEP> C <SEP> /o <SEP> Si <SEP> /o <SEP> Mn <SEP> /o <SEP> Cr
<tb> Stahl <SEP> C <SEP> 0,72 <SEP> 0,<B>1</B>6 <SEP> 0,53 <SEP> 0,00 Dieser Stahl war durch Zwischenstufenvergüten bei einer Temperatur von 800 C wärmebehandelt worden. Für diesen Stahl ergibt eine höhere Temperatur für die Austenitbildung keine bemerkenswerte Änderung in der Härtekurve.
In Fig. 5 sind Linien eingezeichnet, um die Zeit anzugeben, die für eine vollkommene Umwandlung bei der entsprechenden Temperatur des Kühlbandes not wendig ist. Wenn das kontinuierliche Zwischenstufenver güten mit einer solchen Bandgeschwindigkeit und Bad länge durchgeführt wird, dass die Verweilzeit in dem Kühlbad 30 Sekunden beträgt, ist es durch entsprechen de Einstellung der Temperatur des Kühlbades möglich, eine Härte von 47, 45,5 und 44,0 Rockwell C bei einer Temperatur für die Austenitbildung von<B>1000</B> C bzw. 900 C bzw. 850 C zu erreichen.
Für den Stahl B kann eine Härte von 44,5 und 43,5 Rockwell C und für den Stahl C nur eine solche von 40 Rockwell C erreicht werden.
Bei Biegeproben, die mit 100 mm langen Prüfstük- kep_ mit Dicken von 0,70 mm und 1,l0 mm zwischen zwei Backen ausgeführt wurden und bei denen der Abstand a zwischen den Backen im Zeitpunkt des Bruches gemessen wurde, zeigte sich, dass für die beiden Materialien A und B, die bei den genannten Temperatu ren in Austenit umgewandelt worden waren, die Härte 46, 5 Rockweh C den gleichen Abstand a ergibt, wie Stahl für Bandsägen der gleichen Dicke, der auf die bisher übliche Art gehärtet und getempert war und eine Härte von 43 Rockwell C besass.
Um das neue Verfahren gegenüber den geschilderten bekannten Verfahren abzugrenzen, werden die folgenden Grenzen für die Analysenwerte der Stähle, für die das neue Verfahren vorgesehen ist, angegeben:
EMI0003.0043
% <SEP> C <SEP> o/o <SEP> Si <SEP> 1/o <SEP> Mn <SEP> "/o <SEP> P <SEP> <B>% <SEP> s</B> <SEP> andere
<tb> total <SEP> max.
<tb> min. <SEP> 1,0 <SEP> max. <SEP> 0,5 <SEP> max. <SEP> 0,8 <SEP> max.
<SEP> 0,050 <SEP> 0l0 <SEP> <B><I>0.50010</I></B> Die untere Grenze der nach dem neuen Verfahren verwendeten Temperatur für die Austenitbildung liegt mindestens um 50 C über der bekannten Temperatur für Austenitbildung durch Härten durch direktes und rasches Abkühlen auf Zimmertemperatur und anschlies- sendes Tempern.
Die erreichbare minimale Härte beträgt 43 Rockweh C.
<I>Beispiel</I> Das folgende Beispiel für die praktische Leistungsfä higkeit des neuen Verfahrens soll mit Hilfe der Fig- 6 erläutert werden.
Die Analyse der wärmebehandelnden Bänder er gab:
EMI0003.0049
/o <SEP> C <SEP> /o <SEP> Si <SEP> /o <SEP> Mn <SEP> /o <SEP> Cr
<tb> 1,26 <SEP> 0,23 <SEP> 0,35 <SEP> 0,15 Die Abmessungen der Bänder waren 25,4 mm breit und 0,7 mm dick.
Das Band wird von der Spule 7 mit einer Geschwin digkeit von 2,4 m pro Sekunde abgewickelt und durch den Ofen 8 für die Austenitbildung gezogen. Der Ofen 8 besitzt eine Muffel 9 aus feuerfestem Blech, in das ein Schutzgas eingeleitet wird, um den Stahl vor Oxydation zu schützen. Das Band wird in dem Ofen auf 900 C erwärmt und läuft danach durch eine gezeigte verlänger te Muffel 10 in das Bleibad 11, das eine Temperatur von 450 C besitzt. Die Temperatur des Bleibades wird genau kontrolliert und geregelt. Um am Eingang des Bades ein Ansteigen der Temperatur zu vermeiden, ist dieses mit Kühlrohren 12, in denen Wasser fliesst, versehen. Das Band wird durch die Halter 13 unter der Oberfläche des Bades gehalten.
Nach dem Durchlauf durch das Bleibad wird das Band auf der Spule 14 aufgewickelt. Das Bleibad hat eine Länge von 1,2 m und die gesamte Verweilzeit in dem Bad beträgt bei der angege bene Geschwindigkeit 30 Sekunden.
Nach der Wärmebehandlung hat das Band eine Härte von 45,5 Rockwell C.
Aus dem in der beschriebenen Art zwischenstufen vergüteten Stahl wurden Bandsägen für Holz hergestellt. Mit diesen Sägen durchgeführte Prüfungen zeigten, dass sie mehr als das Doppelte der effektiven Sägestunden benutzt werden konnten, ehe sie abgenutzt waren, verglichen mit Sägen, die nach den bekannten Verfahren durch Härten und Tempern auf eine Härte von etwa 43 Rockweh C hergestellt waren.
Die grosse Widerstandsfähigkeit gegen Anutzung ist sowohl auf die grössere Härte als auch den höheren Kohlenstoffgehalt zurückzuführen. Der letztere bewirkt, dass bei der verwendeten Temperatur der Austenitbil- dung ungelöstes Karbid nach dem Zwischenstufenvergü ten in der Struktur gefunden wird Diese harten Karbid körnchen verbessern sowohl die Schärfe der Ecken als auch den Widerstand gegen Abnutzung.