Hallo Less,
möchte Achim zustimmen , ein Härterißß geht mehr in die Schalenform.
Nicht so akkurat wie deiner, Gefüge auch sehr grob, besser hast du ja bewiesen.
Denke ,der Riß war vor dem härten schon da , an der Stelle ist ein Härteriß
ungewöhnlich, es sei denn es ist ein Ansatz da.
tschüss fritz
möchte Achim zustimmen , ein Härterißß geht mehr in die Schalenform.
Nicht so akkurat wie deiner, Gefüge auch sehr grob, besser hast du ja bewiesen.
Denke ,der Riß war vor dem härten schon da , an der Stelle ist ein Härteriß
ungewöhnlich, es sei denn es ist ein Ansatz da.
tschüss fritz
Hallo Less,
aufgrund der Härteangaben und der Bruchbilder ergibt sich folgende Schadensdiagnose.
Der 100Cr6 wurde überhitzt gehärtet. Die überhöhte Härtetemperatur führt zur Auflösung der Primärkarbide im Stahl. Somit wird der Austenit beim Halten auf Härtetemperatur sehr stabil, da Kohlenstoff ein Austenitstabilisator ist. Beim Abkühlen bilden sich im im Zweiphasengebiet Ferrit + M23C6 (M=Fe,Cr) feinste Sekundärkarbide auf den Korngrenzen, was zu einer Interkristallinen Schwächung des Stahlgefüges führt. Durch den hohen Temperaturgradient beim Abschrecken und den im Randbereich gebildeten Zugspannungen reißt der Stahl entlang den ehemaligen Austenitkorngrenzen auf. Dies kann durchaus an Schleifriefen passieren.
Ein Grobkorn ist bei den Haltedauern definitiv nicht entstanden. Der gravierende Unterschied zwischen den beiden Bruchmorphologien ist lediglich, dass es sich beim überhitzten Stahl um einen interkristallinen Bruch handelt, beim korrekt gehärteten Stahl verläuft der Bruch transkristallin mit entsprechender Bruchwabenbildung.
Das überhitzt gehärtete Gefüge dürfte aufgrund des hohen Restaustenitanteils zudem deutlich weicher sein, bei erhöhter Kerbempfindlichkeit aufgrund der Korngrenzenbelegung mit Karbiden.
Der Riss ist ein klassischer Härteriss.
Beim 100Cr6 haben sich Härtetemperaturen zwischen 830°C und 860°C als optimal erwiesen.
Der 90MnCrV8 ist unempfindlicher, da umwandlungsträger.
Grüße
Dr.Stahl
aufgrund der Härteangaben und der Bruchbilder ergibt sich folgende Schadensdiagnose.
Der 100Cr6 wurde überhitzt gehärtet. Die überhöhte Härtetemperatur führt zur Auflösung der Primärkarbide im Stahl. Somit wird der Austenit beim Halten auf Härtetemperatur sehr stabil, da Kohlenstoff ein Austenitstabilisator ist. Beim Abkühlen bilden sich im im Zweiphasengebiet Ferrit + M23C6 (M=Fe,Cr) feinste Sekundärkarbide auf den Korngrenzen, was zu einer Interkristallinen Schwächung des Stahlgefüges führt. Durch den hohen Temperaturgradient beim Abschrecken und den im Randbereich gebildeten Zugspannungen reißt der Stahl entlang den ehemaligen Austenitkorngrenzen auf. Dies kann durchaus an Schleifriefen passieren.
Ein Grobkorn ist bei den Haltedauern definitiv nicht entstanden. Der gravierende Unterschied zwischen den beiden Bruchmorphologien ist lediglich, dass es sich beim überhitzten Stahl um einen interkristallinen Bruch handelt, beim korrekt gehärteten Stahl verläuft der Bruch transkristallin mit entsprechender Bruchwabenbildung.
Das überhitzt gehärtete Gefüge dürfte aufgrund des hohen Restaustenitanteils zudem deutlich weicher sein, bei erhöhter Kerbempfindlichkeit aufgrund der Korngrenzenbelegung mit Karbiden.
Der Riss ist ein klassischer Härteriss.
Beim 100Cr6 haben sich Härtetemperaturen zwischen 830°C und 860°C als optimal erwiesen.
Der 90MnCrV8 ist unempfindlicher, da umwandlungsträger.
Grüße
Dr.Stahl
Du willst also behaupten, dass das erste Gefüge bei den beiden o.a. Bildern kein Grobkorn zeigt? Verwegene Theorie, Alter. Und wirklich nur Theorie.
Von der angegebenen Haltezeit von einer Minute bei "gerade über nichtmagnetisch" kann das Grobkorn nicht stammen, das ist sicher. Der Fehler muss irgendwo vorher passiert sein. Zu hohe Temperatur beim Schmieden, mal im Feuer liegen lassen, zu hoch "normalisiert", eventuell schon ab Werk irgendwas? Wer weiß das schon.
Hallo Freunde der Wärmebehandlung,
ich muß mich etwas genauer ausdrücken, sonst gibt es noch Verwirrungen. Dazu kamen auch schon einige Mails an mich.
Meine Angabe (gerade über nichtmagnetisch) bezog sich auf das "richtige" Härten .Also im zweiten Test mit entsprechend feinem Korn als Ergebnis.
Der erste Test mit absichtlich zu hoher Temperatur war im (etwa) gelben Glühbereich. Ich habe zudem am hellichten Tag gearbeitet, das kommt noch dazu.Der erste Test war deutlich überhitzt, wie stark kann ich nicht genau sagen.
Ich hoffe jetzt wird der Vorgang klarer.
Inzwischen denke ich, dass der Riss schon vorher da war.
Trotz Riss und groben Gefüges hat das Messer erstaunlich viel bei den Belastungstests ausgehalten. Das hätte ich eigentlich nicht für möglich gehalten.
Grüße aus Heidelberg!
less
PS.:
@ Dr Stahl:
M23C6 ist das stöchiometrisch? Ich kenne eine solche Bezeichnung gar nicht!
ich muß mich etwas genauer ausdrücken, sonst gibt es noch Verwirrungen. Dazu kamen auch schon einige Mails an mich.
Meine Angabe (gerade über nichtmagnetisch) bezog sich auf das "richtige" Härten .Also im zweiten Test mit entsprechend feinem Korn als Ergebnis.
Der erste Test mit absichtlich zu hoher Temperatur war im (etwa) gelben Glühbereich. Ich habe zudem am hellichten Tag gearbeitet, das kommt noch dazu.Der erste Test war deutlich überhitzt, wie stark kann ich nicht genau sagen.
Ich hoffe jetzt wird der Vorgang klarer.
Inzwischen denke ich, dass der Riss schon vorher da war.
Trotz Riss und groben Gefüges hat das Messer erstaunlich viel bei den Belastungstests ausgehalten. Das hätte ich eigentlich nicht für möglich gehalten.
Grüße aus Heidelberg!
less
PS.:
@ Dr Stahl:
M23C6 ist das stöchiometrisch? Ich kenne eine solche Bezeichnung gar nicht!
Guten Morgen Zusammen 
Um nochmals das Thema mit dem Grobkorn aufzugreifen.
Die Bilder (Link) zeigen in der ersten Aufnahme einen 100Cr6, den ich selektiv (Innen) überhitzt gehärtet und anschließend einem Zugversuch unterzogen habe. Der Kernbereich bricht interkristallin. Die Korngröße ist über den gesamten Querschnitt identisch und zwar recht feinkörnig. Das soll veranschaulichen, wie unterschiedlich die makroskopische Bruchstruktur bei gleicher Korngröße sein kann. Im Fall von Less schließe ich nicht aus, dass ein leicht vergröbertes Korn vorliegt, allerdings nicht in dem Umfang wie angenommen wird.
Das zweite Bild zeigt das Gefüge aus dem überhitzten Bereich. Die Martensitbildung ist innerhalb des ehemaligen Austenitkorns sehr grob (nicht zu verwechseln mit Grobkornbildung). Die weißen Bereiche zwischen den Martensitplatten sind Restaustenit, der auch durch mehrmaliges Anlassen und Tiefkühlen in flüssigem Stickstoff auf Mf-Temperatur nicht mehr oder nur geringfügig umwandelbar war. Die Härte beträgt 53HRC. Ein vergleichbares Gefüge dürfte bei Less überhitzter Härtung entstanden sein.
https://picasaweb.google.com/109069124314194592799/100Cr6#5584953067654426178
M36C6 ist eine stöchiometrische Zusammensetzung. Ein Mischmetallcarbid, welches im Zweiphasenraum alpha + Karbid bei Raumtemperatur existent ist.
Schönen Tag allen
Gruß Matthias
Um nochmals das Thema mit dem Grobkorn aufzugreifen.
Die Bilder (Link) zeigen in der ersten Aufnahme einen 100Cr6, den ich selektiv (Innen) überhitzt gehärtet und anschließend einem Zugversuch unterzogen habe. Der Kernbereich bricht interkristallin. Die Korngröße ist über den gesamten Querschnitt identisch und zwar recht feinkörnig. Das soll veranschaulichen, wie unterschiedlich die makroskopische Bruchstruktur bei gleicher Korngröße sein kann. Im Fall von Less schließe ich nicht aus, dass ein leicht vergröbertes Korn vorliegt, allerdings nicht in dem Umfang wie angenommen wird.
Das zweite Bild zeigt das Gefüge aus dem überhitzten Bereich. Die Martensitbildung ist innerhalb des ehemaligen Austenitkorns sehr grob (nicht zu verwechseln mit Grobkornbildung). Die weißen Bereiche zwischen den Martensitplatten sind Restaustenit, der auch durch mehrmaliges Anlassen und Tiefkühlen in flüssigem Stickstoff auf Mf-Temperatur nicht mehr oder nur geringfügig umwandelbar war. Die Härte beträgt 53HRC. Ein vergleichbares Gefüge dürfte bei Less überhitzter Härtung entstanden sein.
https://picasaweb.google.com/109069124314194592799/100Cr6#5584953067654426178
M36C6 ist eine stöchiometrische Zusammensetzung. Ein Mischmetallcarbid, welches im Zweiphasenraum alpha + Karbid bei Raumtemperatur existent ist.
Schönen Tag allen
Gruß Matthias
Hallo,
ich bin ja kein Moderator, aber kann man das alles vielleicht etwas trennen in "für Anwender wichtig" und "von akademischem Interesse"?
Ich werd mal konkret mit ein paar Fragen:
1) Beim so grob aussehenden Bild ist ewas schief gelaufen, richtig?
2) Läßt sich so was noch reparieren und wenn ja, wie?
3) Gibt es dazu auch Messwerte wie Bruchzähigkeiten o.ä. der verschiedenen Gefüge?
4) Wäre rein zum Vergleich halt interessant, wie das (rein optisch zumindest) feinere Gefüge nach nur 1x Härten aussieht
5) Den Gedanken weitergesponnen: Ließe sich ein Kornfeinungserfolg dann überhaupt an einer Bruchfläche nachweißen (ohne Schliff + Mirkoskop)?
Ansonsten muss ich auch ein Lob los werden! Es ist immer schön, wenn man auch ein paar Gefügebilder zur Anschauung hat.
Gruß,
Daniel
ich bin ja kein Moderator, aber kann man das alles vielleicht etwas trennen in "für Anwender wichtig" und "von akademischem Interesse"?
Ich werd mal konkret mit ein paar Fragen:
1) Beim so grob aussehenden Bild ist ewas schief gelaufen, richtig?
2) Läßt sich so was noch reparieren und wenn ja, wie?
3) Gibt es dazu auch Messwerte wie Bruchzähigkeiten o.ä. der verschiedenen Gefüge?
4) Wäre rein zum Vergleich halt interessant, wie das (rein optisch zumindest) feinere Gefüge nach nur 1x Härten aussieht
5) Den Gedanken weitergesponnen: Ließe sich ein Kornfeinungserfolg dann überhaupt an einer Bruchfläche nachweißen (ohne Schliff + Mirkoskop)?
Ansonsten muss ich auch ein Lob los werden! Es ist immer schön, wenn man auch ein paar Gefügebilder zur Anschauung hat.
Gruß,
Daniel
luftauge
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Gute Idee, etwas ähnliches habe ich anlässlich dieses threads auch schon überlegt. Ist noch diffus, aber es rattert...
Irgendwas mit aussagekräftigen Bildern (also keine Handyfotos), kurzen Erläuterungen, Daten soweit vorhanden und dann anpinnen, um eine Art Galerie zum Vergleichen von Bruchbildern zu bekommen.
Das nur als Kurzantwort auf deine Frage. Wäre aber nicht zu diesem Thema hier passend, das weiter auszuführen, Interesse wird sicher auch bei anderen bestehen, möglichst viele gesammelte Brüche als Zusammenfassung zu sehen. Ich überlege etwas dazu, versprochen.
Gruß Andreas
Hallo Haasi,
schnell etwas zu deinen Fragen.
1.) Beim grob aussehenden Bild ist tatsächlich etwas schiefgelaufen. Zu hohe Härtetemperatur, bildung eines gröberen Korns und Ausscheidung von Korngrenzenkarbiden, in der Folge interkristalliner Bruch (lässt sich übrigens daran feststellen, dass die Bruchfläche im Licht glitzert und nicht mattgrau ist)
2.) Ja, es lässt sich reparieren. Idealerweiße durch Weichglühen, anschließendes Umformen, wobei der Umformgrad > 20% betragen sollte, was bei einer fertigen Klinge wohl nicht optmal ist
Ansonsten mehrmaliges Umkörnen, GKZ-Glühen und dann erneut Härten.
3.) Messwerte hierzu gibt es. Bei entsprechende Fällen wird je Härtecharge die Kerbschlagzähigkeit ermittelt. Die Werte sind natürlich abhängig von der Stahlsorte und dem Verwendungszweck.
4. u. 5.) Hier haben wir ein Problem. Bei idealer Wärmebehandlung bricht der Stahl nahezu komplett transkristallin mit einer entsprechenden Mikroduktilität, d.h. mitten durchs Korn. Eine Korngröße kann hier nicht ermittelt werden. Sollten jedoch Spaltbruchflächen oder interkristalline Anteile vorliegen, können durchaus Rückschlüsse auf die Korngröße gezogen werden.
Maßgeblich für die Ausbildung der Bruchfläche ist immer auch die Bruchgeschwindigkeit und Temperatur, sowie Kenntnis, ob ein ein-oder mehrachsiger Spannungszzustand bei Bruchbildung vorlag.
Unlängst habe ich Härte- und Bruchversuche an einem 90MnCrV8 durchgeführt. Die Ergebnisse werde ich demnächst hier veröffentlichen.
Ich hoffe, deine Fragen sind somit größtenteils beantwortet.
Viele Grüße
Matthias
schnell etwas zu deinen Fragen.
1.) Beim grob aussehenden Bild ist tatsächlich etwas schiefgelaufen. Zu hohe Härtetemperatur, bildung eines gröberen Korns und Ausscheidung von Korngrenzenkarbiden, in der Folge interkristalliner Bruch (lässt sich übrigens daran feststellen, dass die Bruchfläche im Licht glitzert und nicht mattgrau ist)
2.) Ja, es lässt sich reparieren. Idealerweiße durch Weichglühen, anschließendes Umformen, wobei der Umformgrad > 20% betragen sollte, was bei einer fertigen Klinge wohl nicht optmal ist
Ansonsten mehrmaliges Umkörnen, GKZ-Glühen und dann erneut Härten.
3.) Messwerte hierzu gibt es. Bei entsprechende Fällen wird je Härtecharge die Kerbschlagzähigkeit ermittelt. Die Werte sind natürlich abhängig von der Stahlsorte und dem Verwendungszweck.
4. u. 5.) Hier haben wir ein Problem. Bei idealer Wärmebehandlung bricht der Stahl nahezu komplett transkristallin mit einer entsprechenden Mikroduktilität, d.h. mitten durchs Korn. Eine Korngröße kann hier nicht ermittelt werden. Sollten jedoch Spaltbruchflächen oder interkristalline Anteile vorliegen, können durchaus Rückschlüsse auf die Korngröße gezogen werden.
Maßgeblich für die Ausbildung der Bruchfläche ist immer auch die Bruchgeschwindigkeit und Temperatur, sowie Kenntnis, ob ein ein-oder mehrachsiger Spannungszzustand bei Bruchbildung vorlag.
Unlängst habe ich Härte- und Bruchversuche an einem 90MnCrV8 durchgeführt. Die Ergebnisse werde ich demnächst hier veröffentlichen.
Ich hoffe, deine Fragen sind somit größtenteils beantwortet.
Viele Grüße
Matthias
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Hallo Maik,
nun, um deine Frage in vollem Umfang und richtig beantworten zu können, müsste bekannt sein, mit welchem Stahl du arbeitest.
Grundsätzlich ist beim Umkörnen zu beachten, dass schnell ins Austenitgebiet aufgewärmt, kurz gehalten und rasch abgekühlt wird.
Anhand eines untereutektoiden, unlegierten C-Stahls erklärt, hat dies folgenden Hintergrund.
Der Phasenübergang beim Überschreiten der Ac1-Temperatur von Ferrit und Perlit zu Austenit ist ein diffusionsgesteuerter Kristallisationsprozess. Dieser beruht auf Keimbildung, welcher allgemein an Kristallisationskeimen einsetzt. Solche Keime können Stellen hoher Fehlerdichte, wie Korngrenzen oder Phasengrenzen zwischen Zementit und Ferrit darstellen. Besonders im Perlit bilden sich gerne Austenitkeime, da hier das Kohlenstoffangebot entsprechend hoch ist.
von diesen Keimen aus wächst das Austenitkorn, bis es mit anderen Körnern quasi zusammenstößt, was bei Ac3 geschieht. Dieser Vorgang verläuft isotherm. Je nachdem, wieviel Keime also gleichzeitig entstehen, wird das Austenitgefüge feiner oder etwas gröber. Bei schneller Erwärmung wird die Keimbildung zunächst unterdrück, was eine spontane Bildung vieler Keime zur Folge hat. Im Austenitgebiet sollte nur kurz gehalten werden, da bei reinen Kohlenstoffstählen relativ schnell ein Kornwachstum einsetzt (Das interstitiell eingelagerte Kohlenstoffatom kann im kfz-Eisengitter aufgrund seiner geringen Größe sehr gut diffundieren, die Diffusionsgeschwindigkeit erhöht sich exponentiell mit der Temperatur). Außerdem werden bei zu langen Haltezeiten Gitterfehler, also Bereiche hoher Energie, ausgeglichen, was zu einer "Sterilisation" des Austenits führt. Es werden, allgemein gesagt, Keime führ die Bildung eines feinen ferritisch-perlitischen Gefüges beim Abkühlen entfernt.
Das Abkülen sollte mindestens an Luft erfolgen, um einen hinreichenden Temperaturgradienten zu realisieren.
Ein Stahlgefüge lässt sich mit den Vorkenntnissen um die Diffusion und geeigneter Ausrüstung (oder Erfahrung) bei sauberer Arbeitsweise sehr gut einstellen.
In deinem Fall würde ich sehr schnell bis zur Überschreitung der Curie-Temperatur erwärmen, kurz halten (C-Stähle sind sehr umwandlungsfreudig, die Umwandlung erfolgt innerhalb von Sekunden) und dann an Luft abkühlen. Anschließend weichglühen (Achtung: bei ungeeigneter Ofenatmosphäre droht eine Randentkohlung bei längerer Behandlungsdauer) und langsam Abkühlen. Dann rasch erwärmen, bis der Stahl nicht mehr ferromagnetisch ist + 50-100C°, abschrecken, anlassen und den Vorgang wiederholen. Nun sollte sich ein entsprechend feinkörniges, martensitisches Gefüge mit feinen Sekundärkarbiden eigestellt haben.
Wie gesagt, ist natürlich von der Stahlzusammensetzung abhängig.
In welchem Härtebad wird denn gehärtet?
Eine Feststellung, ob die Wärmebehandlung geglückt ist, lässt sich mit absoluter Sicherheit nur im metallographischen Anschliff sehen. Eine Bruchprobe kann jedoch Anhaltspunkte geben. Ist die Bruchfläche unstrukturiert und Mausgrau, sieht es ganz gut aus.
Soweit mal meine Einschätzung
Gruß
Matthias
nun, um deine Frage in vollem Umfang und richtig beantworten zu können, müsste bekannt sein, mit welchem Stahl du arbeitest.
Grundsätzlich ist beim Umkörnen zu beachten, dass schnell ins Austenitgebiet aufgewärmt, kurz gehalten und rasch abgekühlt wird.
Anhand eines untereutektoiden, unlegierten C-Stahls erklärt, hat dies folgenden Hintergrund.
Der Phasenübergang beim Überschreiten der Ac1-Temperatur von Ferrit und Perlit zu Austenit ist ein diffusionsgesteuerter Kristallisationsprozess. Dieser beruht auf Keimbildung, welcher allgemein an Kristallisationskeimen einsetzt. Solche Keime können Stellen hoher Fehlerdichte, wie Korngrenzen oder Phasengrenzen zwischen Zementit und Ferrit darstellen. Besonders im Perlit bilden sich gerne Austenitkeime, da hier das Kohlenstoffangebot entsprechend hoch ist.
von diesen Keimen aus wächst das Austenitkorn, bis es mit anderen Körnern quasi zusammenstößt, was bei Ac3 geschieht. Dieser Vorgang verläuft isotherm. Je nachdem, wieviel Keime also gleichzeitig entstehen, wird das Austenitgefüge feiner oder etwas gröber. Bei schneller Erwärmung wird die Keimbildung zunächst unterdrück, was eine spontane Bildung vieler Keime zur Folge hat. Im Austenitgebiet sollte nur kurz gehalten werden, da bei reinen Kohlenstoffstählen relativ schnell ein Kornwachstum einsetzt (Das interstitiell eingelagerte Kohlenstoffatom kann im kfz-Eisengitter aufgrund seiner geringen Größe sehr gut diffundieren, die Diffusionsgeschwindigkeit erhöht sich exponentiell mit der Temperatur). Außerdem werden bei zu langen Haltezeiten Gitterfehler, also Bereiche hoher Energie, ausgeglichen, was zu einer "Sterilisation" des Austenits führt. Es werden, allgemein gesagt, Keime führ die Bildung eines feinen ferritisch-perlitischen Gefüges beim Abkühlen entfernt.
Das Abkülen sollte mindestens an Luft erfolgen, um einen hinreichenden Temperaturgradienten zu realisieren.
Ein Stahlgefüge lässt sich mit den Vorkenntnissen um die Diffusion und geeigneter Ausrüstung (oder Erfahrung) bei sauberer Arbeitsweise sehr gut einstellen.
In deinem Fall würde ich sehr schnell bis zur Überschreitung der Curie-Temperatur erwärmen, kurz halten (C-Stähle sind sehr umwandlungsfreudig, die Umwandlung erfolgt innerhalb von Sekunden) und dann an Luft abkühlen. Anschließend weichglühen (Achtung: bei ungeeigneter Ofenatmosphäre droht eine Randentkohlung bei längerer Behandlungsdauer) und langsam Abkühlen. Dann rasch erwärmen, bis der Stahl nicht mehr ferromagnetisch ist + 50-100C°, abschrecken, anlassen und den Vorgang wiederholen. Nun sollte sich ein entsprechend feinkörniges, martensitisches Gefüge mit feinen Sekundärkarbiden eigestellt haben.
Wie gesagt, ist natürlich von der Stahlzusammensetzung abhängig.
In welchem Härtebad wird denn gehärtet?
Eine Feststellung, ob die Wärmebehandlung geglückt ist, lässt sich mit absoluter Sicherheit nur im metallographischen Anschliff sehen. Eine Bruchprobe kann jedoch Anhaltspunkte geben. Ist die Bruchfläche unstrukturiert und Mausgrau, sieht es ganz gut aus.
Soweit mal meine Einschätzung
Gruß
Matthias
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Danke dir,aber ich habe eine Antwort so erwartet,das auch Anfänger die hier lesen und nicht die guten Bücher haben und sich nicht mit den Umwandlung's/Gefügebezeichnungen auskennen,in der Praxis zumindest einigermaßen zurechtkommen.
Ich mache mir ja meinen Stahl selbst,bzw .kombiniere Stähle miteinander,aber hier ging es ja bei der Fragenstellung um 1.3505 (Walzlagerstahl/Kugellager,für nicht wissende) und um es etwas Narrensicher zu machen um ein Blei oder auch Salzbad.
Gruß Maik
Ich mache mir ja meinen Stahl selbst,bzw .kombiniere Stähle miteinander,aber hier ging es ja bei der Fragenstellung um 1.3505 (Walzlagerstahl/Kugellager,für nicht wissende) und um es etwas Narrensicher zu machen um ein Blei oder auch Salzbad.
Gruß Maik
@ Dr.Stahl,
danke für die Ausführungen!
Bei meiner WB verzichte ich meistens auf das Weichglühen und fange direkt mit der mehrfachen Härtung an. Die meistens geschilderten Probleme wie Verzug konnte ich aber noch nicht feststellen.
Dabei habe ich aber die meisten Erfahrungen mit dem so freundlichen 1.2842, da hatte ich eigentlich noch nie Probleme.
Möglicherweise reagiert der 1.3505 hier etwas empfindlicher.
Nach allem was ich jetzt hier gelesen habe, werde ich 1.3505 jetzt nicht mehr auf diese derbe Weise feinkörnen (Mehrfachhärtung), sondern vor dem eigentlichen Härten auf Temperatur bringen und an der Luft wieder etwas abkühlen. Das dann dreimal. Und danach härten.
Das werde ich bei Gelegenheit testen.
Der Wälzlagerstahl ist für mich ein ganz besonderes "Sahnehäubchen" und hat eine gute WB verdient. Hier muß ich noch ein für mich machbares und sicheres Verfahren ausprobieren.
Danke nochmal für die fundierten Kommentare!
PS.:
Das Anlassen zwischen den einzelnen Merfachhärtungen leuchtet mir nicht ein, ich lasse das einfach weg. Die Klige wird ja sowieso langsam erwärmt und baut dabei die inneren Verspannungen ab.
keep it simpel
Euch allen eine feinkörnige Klinge ohne Risse!
Grüße aus Heidelberg!
less
danke für die Ausführungen!
Bei meiner WB verzichte ich meistens auf das Weichglühen und fange direkt mit der mehrfachen Härtung an. Die meistens geschilderten Probleme wie Verzug konnte ich aber noch nicht feststellen.
Dabei habe ich aber die meisten Erfahrungen mit dem so freundlichen 1.2842, da hatte ich eigentlich noch nie Probleme.
Möglicherweise reagiert der 1.3505 hier etwas empfindlicher.
Nach allem was ich jetzt hier gelesen habe, werde ich 1.3505 jetzt nicht mehr auf diese derbe Weise feinkörnen (Mehrfachhärtung), sondern vor dem eigentlichen Härten auf Temperatur bringen und an der Luft wieder etwas abkühlen. Das dann dreimal. Und danach härten.
Das werde ich bei Gelegenheit testen.
Der Wälzlagerstahl ist für mich ein ganz besonderes "Sahnehäubchen" und hat eine gute WB verdient. Hier muß ich noch ein für mich machbares und sicheres Verfahren ausprobieren.
Danke nochmal für die fundierten Kommentare!
PS.:
Das Anlassen zwischen den einzelnen Merfachhärtungen leuchtet mir nicht ein, ich lasse das einfach weg. Die Klige wird ja sowieso langsam erwärmt und baut dabei die inneren Verspannungen ab.
keep it simpel
Euch allen eine feinkörnige Klinge ohne Risse!
Grüße aus Heidelberg!
less
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Hallo Matthias,
jep, danke, ist erstmal beantwortet. Naja, für einen Hobbybastler geht es ja auch immer darum, welche Verbesserung mit welcher Anschaffung zu erwarten wäre. -Darum die Nachfrage zur "Kontrollmöglichkeit".
Aber ich seh schon, da wird sich noch genug Diskussionsstoff ergeben.
Gruß,
Daniel
jep, danke, ist erstmal beantwortet. Naja, für einen Hobbybastler geht es ja auch immer darum, welche Verbesserung mit welcher Anschaffung zu erwarten wäre. -Darum die Nachfrage zur "Kontrollmöglichkeit".
Aber ich seh schon, da wird sich noch genug Diskussionsstoff ergeben.
Gruß,
Daniel
Hallo Zusammen,
@Urgestein
Sorry, da bin ich wohl völlig am Thema vorbeigeschossen. Werde nochmal in mich gehen und eine entsprechende Antwort vorbereiten.
@less
Ganz kurz. Das Anlassen nach der ersten Härtung mache ich um feinste Sekundärkarbide auszuscheiden, die beim Wiedererwärmen als zusätzliche Keime zur Kornneubildung dienen.
In dem Link habe ich zwei neue Bilder hinzugefügt. 100Cr6 mit künstlich erzeugtem Härteriss und genau diese Probe an einer intakten Stelle durch geeignete Wärmebehandlung verbessert. Herausgekommen ist ein superfeines Härtegefüge mit einer Korngröße von ca. 5µm (64HRC).
Gefüge: globulare Primärkarbide in martensitischer Matrix mit fein ausgeschiedenen Sekundärkarbiden.
https://picasaweb.google.com/109069124314194592799/100Cr6#
@Haasi
Ich werde mir mal gedanken machen, ob es vielleicht doch eine Lösung gibt, mit recht einfachen Methoden etwas genauer die Korngröße bestimmen zu können. Das gezeigte Härtegefüge wurde allerdings mit einer Mikroskopvergrößerung von 1000:1 aufgenommen, wo selbst hier die Grenzen der Gefügeauflösung nahezu erreicht sind.
feinkörnige Grüße
Matthias
@Urgestein
Sorry, da bin ich wohl völlig am Thema vorbeigeschossen. Werde nochmal in mich gehen und eine entsprechende Antwort vorbereiten.
@less
Ganz kurz. Das Anlassen nach der ersten Härtung mache ich um feinste Sekundärkarbide auszuscheiden, die beim Wiedererwärmen als zusätzliche Keime zur Kornneubildung dienen.
In dem Link habe ich zwei neue Bilder hinzugefügt. 100Cr6 mit künstlich erzeugtem Härteriss und genau diese Probe an einer intakten Stelle durch geeignete Wärmebehandlung verbessert. Herausgekommen ist ein superfeines Härtegefüge mit einer Korngröße von ca. 5µm (64HRC).
Gefüge: globulare Primärkarbide in martensitischer Matrix mit fein ausgeschiedenen Sekundärkarbiden.
https://picasaweb.google.com/109069124314194592799/100Cr6#
@Haasi
Ich werde mir mal gedanken machen, ob es vielleicht doch eine Lösung gibt, mit recht einfachen Methoden etwas genauer die Korngröße bestimmen zu können. Das gezeigte Härtegefüge wurde allerdings mit einer Mikroskopvergrößerung von 1000:1 aufgenommen, wo selbst hier die Grenzen der Gefügeauflösung nahezu erreicht sind.
feinkörnige Grüße
Matthias
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Xerxes
Mitglied
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Hi Maik,
nur Mal eben am Rande. Ac1 liegt beim 1.3505 aufgrund des erhöhten Cr-Gehaltes nicht bei 723 sondern bei ca.750 Grad. Außerdem verhindert das Cr ein schnelles Kornwachstum, solange noch nicht alle Karbide in Lösung sind. Als leicht übereutektoiden Stahl würde ich eine Mehrfachhärtung in Öl bei Temperaturen um die 820 Grad empfehlen. Haltezeit ist nicht nötig... Anschließend Weichglühen bei ca. 740 Grad...
Gruß Jannis
nur Mal eben am Rande. Ac1 liegt beim 1.3505 aufgrund des erhöhten Cr-Gehaltes nicht bei 723 sondern bei ca.750 Grad. Außerdem verhindert das Cr ein schnelles Kornwachstum, solange noch nicht alle Karbide in Lösung sind. Als leicht übereutektoiden Stahl würde ich eine Mehrfachhärtung in Öl bei Temperaturen um die 820 Grad empfehlen. Haltezeit ist nicht nötig... Anschließend Weichglühen bei ca. 740 Grad...
Gruß Jannis