DE1958384B1 - Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften - Google Patents

Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften

Info

Publication number
DE1958384B1
DE1958384B1 DE19691958384D DE1958384DA DE1958384B1 DE 1958384 B1 DE1958384 B1 DE 1958384B1 DE 19691958384 D DE19691958384 D DE 19691958384D DE 1958384D A DE1958384D A DE 1958384DA DE 1958384 B1 DE1958384 B1 DE 1958384B1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
percent
weight
steel
steels
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DE19691958384D
Other languages
English (en)
Inventor
Katao Miyano
Masahide Shimazaki
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Japan Steel Works Ltd
Original Assignee
Japan Steel Works Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Japan Steel Works Ltd filed Critical Japan Steel Works Ltd
Publication of DE1958384B1 publication Critical patent/DE1958384B1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

1 2
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur prozent Ti, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Zr und bis
Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen zu 0,30 Gewichtsprozent Ta; Walzen oder Schmieden
Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen durch der Bramme in einer Plattine; gleichmäßiges Wieder-
Walzen oder Schmieden einer Bramme aus einem erwärmen der Plattine auf eine Temperatur bis zu
Stahl, der 0,03 bis 0,13 Gewichtsprozent Kohlenstoff, 5 150° C über den Aj-Umwandlungspunkt des Kohlen-
0,10 bis 0,60 Gewichtsprozent Silizium, 0,20 bis Stoffstahls von einer Temperatur unterhalb des A1-
2,00 Gewichtsprozent Mangan, bis zu 0,035 Ge- Umwandlungspunkts; Bearbeiten, wie z. B. durch
wichtsprozent Aluminium enthält und im übrigen aus Walzen oder Schmieden, der Plattine bis zu einer
Eisen mit den üblichen Verunreinigungen besteht, Querschnittsverringerung von mehr als 10 % in Luft,
der aber noch bis zu 0,20 Gewichtsprozent Niob, bis io derart, daß die Bearbeitung bei einer Temperatur in
zu 0,20 Gewichtsprozent Vanadin, bis zu 0,15 Ge- der Nähe des Ar3-Umwandlungspunkts beendet wird;
wichtsprozent Titan, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Zir- und Abkühlenlassen der Plattine in Luft oder lang-
kon und bis zu 0,30 Gewichtsprozent Tantal enthal- sames Abkühlen der Plattine,
ten kann. In der Folge sind die Gründe für die Beschrän-
Um dem wachsenden Bedarf an Stählen, die auf 15 kung der verschiedenen Komponenten der Zusamdem Gebiet der Lagertanks für flüssiges Gas, der mensetzung der Stähle angegeben,
chemischen Anlagen usw. bei niedrigen Temperatu- Zwar erhöht Kohlenstoff die Festigkeit von Ferritren verwendet werden können, zu begegnen, wurden Austenit-Stählen und verfeinert leicht deren Kristalldie verschiedensten Anstrengungen gemacht, in wirt- korn, aber ein übermäßiger Zusatz erhöht die Menge schaftlicher Weise und reichlich Stähle zur Verfü- 20 des Austenits, wodurch die Schlagfestigkeit bei niedrigung zu stellen, welche die nötigen Tief temperatur- gen Temperaturen beeinträchtigt und die Schweißeigenschaften aufweisen, wie z. B. eine hohe Kerb- barkeit stark verschlechtert wird. Aus diesem Grund Schlagzähigkeit, eine vorzügliche Duktilität usw. wird die Kohlenstoffmenge auf 0,03 bis 0,13 Ge-
In diesen Gebieten wird gegenwärtig ein legierter wichtsprozent beschränkt.
Stahl mit hohem Nickelgehalt oder ein Stahl mit 25 Silizium und Mangan sind nötig, um gute beruhigte
hohem AIN-Gehalt verwendet. Jedoch ist der legierte Stähle herzustellen und um deren Festigkeit zu erhö-
Stahl mit hohem Nickelgehalt teuer, da er große hen. Wenn die Gehalte derselben jedoch zu groß sind,
Mengen Nickel enthält. Der Stahl mit hohem AlN- dann verschlechtern sich die Duktilitätseigenschaften
Gehalt ist ebenfalls teuer, da er, um die nötigen Eigen- und auch die Schweißbarkeit des Stahls. Dies ist der
schäften hervorzurufen, im Anschluß an seine End- 30 Grund, warum Silizium und Mangan auf die Bereiche
bearbeitung einer Wärmebehandlung unterworfen von 0,10 bis 0,60 Gewichtsprozent bzw. 0,20 bis
werden muß. 2,00 Gewichtsprozent beschränkt sind.
Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zu- Aluminium wirkt auf Stähle als desoxydierendes gründe, ein Verfahren zur Herstellung eines billigen Element, beeinträchtigt aber die Warmbearbeitbar-Stahls zur Verfügung zu stellen, der weder Nickel 35 keit und ist der Hauptgrund für Fehler in Stählen, enthält noch im Anschluß an seine Bearbeitung eine die ihre Ursache in nichtmetallischen Einschlüssen Wärmebehandlung erfordert und der die nötigen me- haben, die von Restoxydaten in Stählen stammen, chanischen Eigenschaften bei tiefen Temperaturen Aus ■ diesem Grund ist sein Gehalt auf das nötige besitzt. Minimum beschränkt, um gute beruhigte Stähle zu
Diese Aufgabe wird bei einem Verfahren der ein- 40 erhalten.
gangs erwähnten Art dadurch gelöst, daß bis unter- Niob, Vanadium, Titan, Zirkon und Tantal besit-
halb des Acj-Punktes verformt, auf eine Temperatur zen alle eine Desoxydationswirkung und sind außer-
bis 150° C über den Ac3-Punkt erwärmt, bis nahe dem sehr starke Bindemittel für Kohlenstoff und
dem Ac3-Punkt mit einer Querschnittsverringerung Stickstoff, die in Stählen enthalten sind, so daß sie
von mehr als 10 % verformt und anschließend in Luft 45 eine Verfeinerung des Austenitkristallkorns bei Stäh-
abgekühlt wird. len bewirken. Sie verfeinern jedoch auch das Ferrit-
Die Erfindung soll an Hand der Zeichnungen näher kristallkorn, das während der anschließenden Abküh-
erläutert werden; in diesen zeigt lung der Stähle gebildet worden ist. Weiterhin fallen
Fig. 1 ein Diagramm, welches den Zusammen- Karbide und Nitride dieser Elemente, die in den Stähhang zwischen der Charpy-Absorptionsenergie bei 5° len in einem teilweise gelösten Zustand vorliegen, bei 2 mm V-Kerben und den Prüftemperaturen bei einem Austenitisierungstemperaituren während einer verhälterfindungsgemäß hergestellten Stahl und bei einem nismäßig kurzen Abkühlung aus, so daß sie das Wachsherkömmlichen Stahl darstellt, und tum des Kristallkorns unterdrücken und somit einen
Fig. 2 A und 2,B, die Mikrostrukturen (X 400) Verfeinerungseffekt auf das Kristallkorn ausüben. Da
eines erfindungsgemäß hergestellten Stahls und eines 55 jedoch übermäßige Zusätze die Menge der Elemente
in üblicher Weise hergestellten Stahls. erhöht, die in anderer Form als Karbide und Nitride
Ein Verfahren zur Herstellung eines sehr harten vorliegen, und da sie außerdem die Schweißbarkeit
Stahls gemäß der Erfindung, bei dem der Stahl keiner wie auch die Härte und Duktilität abträglich beein-
Wärmebehandlung unterworfen wird, umfaßt die M- flüssen und da sie schließlich teure Elemente sind,
genden Stufen: Herstellung einer Bramme, indem 60 werden ihre optimalen Bereiche unter Berücksichti-
man zu einem gewöhnlichen niedriggekohlten Stahl, gung der Wirtschaftlichkeit bestimmt,
der aus 0,03 bis 0,13 Gewichtsprozent C, 0,10 bis Wie bereits erwähnt, wird beim erfindungsgemäßen
0,60 Gewichtsprozent Si, 0,20 bis 2,00 Gewichtspro- Verfahren der feinkörnige, niedriggekohlte Stahl mit
zent Mn, bis zu 0,035 Gewichtsprozent Al und im der oben angegebenen chemischen Zusammensetzung
übrigen aus Fe und Verunreinigungen besteht, min- 65 wieder auf eine Temperatur bis zu 150° C über dem
destens eines der folgenden Elemente in den folgen- A3-Umwandlungspunkt erwärmt und im Verlauf der
den Mengen zugibt: bis zu 0,20 Gewichtsprozent Nb, Abkühlung in Luft einer Bearbeitung zur Querschnitts-
bis zu 0,20 Gewichtsprozent V, bis zu 0,15 Gewichts- verringerung von mehr als 10 % unterworfen, wobei
die Bearbeitung bei einer Temperatur in der Nähe des Ar3-Umwandlungspunktes zu Ende gebracht wird, so daß eine Kristallkornverfeinerung stattfindet.
Die Gründe, warum die Erwärmungstemperatur des Stahls, die Stärke der Bearbeitung und die Temperatur, bei der die Bearbeitung zu Ende gebracht wird, auf die obigen Werte beschränkt wird, werden nunmehr erläutert. Bei Stählen, welche die oben angegebenen chemischen Bestandteile in den oben angegebenen Bereichen enthalten, sind die Austenitkristallkörner feiner als bei gewöhnlichen niedriggekohlten Stählen. Dieser Effekt hat seinen Grund hauptsächlich darin, daß die Karbide und Nitride von Niob, Vanadium, Titan, Zirkon, Tantal usw. bei hohen Temperaturen als stabile Verbindungen existieren, so daß sie das Wachstum des Austenitkristallkorns unterdrücken. Jedoch verursacht eine übermäßige Erwärmung, daß diese Verbindungen zusammenbacken und gröber werden und außerdem in Form von festen Lösungen sich im Stahl auflösen, so daß der Verfeinerungseffekt des Austenitkristallkorns ebenfalls nicht auftritt. Weiterhin werden die Mengen der Verbindungen während der abschließenden Abkühlung erhöht, wodurch eine Verringerung der Duktilität und der Härte der Stähle stattfindet, weil sie teilweise im Stahl in dieser Form verbleiben, da sie nicht perfekt in die Stähle ausgefällt worden sind. Aus diesem Grunde wird die Erhitzungstemperatur auf einen Bereich beschränkt, der sich vom A3-Umwandlungspunkt bis zu einer Temperatur von 150° C über diesen Punkt erstreckt.
Die deformierten Kristalle des Stahls, die dadurch entstehen, daß dieser während der Abkühlung von der Wiedererwärmungstemperatur einer Bearbeitung unterworfen wird, ergeben eine Rekristallisation, so daß ein Wachstum des Kristallkorns stattfindet. Eine zu geringe Bearbeitung ergibt jedoch ein erhöhtes Wachstum des Kristallkorns nach der Rekristallisation, und eine zu geringeBearbeitungsendtemperatur erhöht die restlichen Bearbeitungsspannungen und die heterogenen Eigenschaften des Stahls. Deshalb wird gemäß der Erfindung die den Stählen erteilte Bearbeitung, ausgedrückt als Querschnittsverringerung, auf mehr als 10 % festgelegt, und die BearbeituBgsendtemperaitur in der Nähe des Arg-Umwandlungspunkts gehalten, da festgestellt wurde, daß hierdurch ein feinkörniger Stahl erhalten wird, der bereits nach der Bearbeitung und ohne anschließende Wärmebehandlung eine ausreichende Duktilität und Zähigkeit besitzt.
Es ist klar, daß das erfindungsgemäße Verfahren auf Stähle der verschiedensten Formen angewendet werden kann, wie z. B. auf Stähle in Form von Platten, Rohren, Profilen, Schienen usw.
Tabelle 1 zeigt die Analysen verschiedener' Stähle.
In Tabelle 1 besitzen die Stähle B bis G erfindungsgemäße Zusammensetzungen, während der Stahl A ein bekannter niedriggekohlter Si-Mn-Stahl ist, der sich als Vergleichsstahl eignet. Gemäß der Erfindung wird der Stahl auf Raumtemperatur abgekühlt, hierauf wieder gleichmäßig auf eine Temperatur von 920° C erwärmt, unter Abkühlung in Luft auf eine Dicke von 15 mm gewalzt, wobei das Walzen bei einer Temperatur von 760° C oder in der Nähe des Ar3-Umwandlungspunktes beendet wird. (In den vorliegenden Beispielen beträgt die Erwärmungs- und Abkühlungsgeschwindigkeit 3° C/Min., und die Ac3- und Ar3-Umwandlungspunkte liegen bei 842 bis 870° C bzw. 750 bis 780 0C.)
Tabelle
C Si Mn Chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent p 1 s 0,008 21Al Nb V Ti Zr Te
Stahl 0,09 0,34 1,45 (Plattendicke 15 mm) 0,010 0,008 0,024
0,07 0,37 1,48 0,009 0,009 0,020 — 0,09 — — —
A 0,07 0,38 1,55 0,011 0,008 0,020 0,05 0,08 — — —
B 0,07 0,41 1,58 0,009 0,010 0,024 0,06 — — — —
C 0,10 0,39 1,51 0,014 0,010 0,029 — — — 0,03 —
D 0,09 0,36 1,48 0,009 0,012 0,027 — — 0,02 — —
E 0,06 0,40 1,37 0,016 0,022 — — — — 0,07
F
G
Tabelle
Streckgrenze Zugfestigkeitseigenschaften Dehnung Querschnitts
verringerung		 Schlagfestigkeitseigenschaften vTrS vTr30 ~Pf*rrit
Stahl kg/mm2 Zugfestigkeit Vo Vo VE-70°C 0C 0C ir erriL
ASTM-Nr.
32,0 kg/mm2 44,2 79,5 mkg -50 -83
A 34,5 47,6 43,1 81,6 6,5 -105 -130 7,7
B 41,8 52,1 39,3 76,0 33,7 -125 -153 9,2
C 37,7 53,2 41,3 78,0 21,0 -128 -165 11,6
D 32,9 51,4 43,8 76,2 32,6 -100 -120 10,7
E 33,4 51,9 42,6 75,7 26,5 -86 -115 8,2
F 34,0 52,4 41,5 74,8 17,4 -98 -124 9,6
G 50,2 24,8 9,8
Die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle im Zustand nach der Bearbeitung sind in Tabelle 2 angegeben.
Die mechanischen Eigenschaften der gleichen Stähle, die gemäß der Erfindung bearbeitet worden sind, d. h. Stähle, die nicht aus den gewalzten Bram-
men in Platten mit einer Dicke von 15 mm gewalzt worden sind (d. h., sie wurden durch rohes Warmwalzen der gewalzten Stähle mit einer Dicke von 80 mm bei einer Temperatur von 1250° C erhalten), sind in Tabelle 3 gezeigt.
Die mechanischen Eigenschaften, die in den Tabellen 2 und 3 gezeigt sind, wurden alle im soeben gewalzten Zustand gemessen. Die verbesserte Härte ist ohne weiteres ersichtlich, sogar bei dem bereits
bekannten niedriggekohlten Si-Mn-Stahl (Stahl A). Bei den Stählen B bis G, welche die karbid- und nitridbildenden Elemente, wie z. B. Nb, V, Ti, Zr, Ta usw., enthalten, ist die Verbesserung der Härte so bemerkenswert, daß sie eine Kerbschlagzähigkeit aufweisen, daß sie im lediglich gewalzten Zustand bei einer extrem niedrigen Temperatur verwendet werden können.
Tabelle
Streckgrenze Zugfestigkeitseigenschaften Dehnung Querschnitts-
verringerung		 Schlagfestigkeitseigenschaften vTrS vTr 30 remt
ASTM-Nr.
Stahl kg/mm2 Zugfestigkeit °/o % VE-70°C 0C 0C
34,2 kg/mm2 35,7 68,5 mkg +2 -25 5,2
A 54,8 52,6 31,2 63,5 1,8 + 68 + 34 6,5
B 56,9 68,5 30,6 58,5 2,1 +50 +25 7,7
C 48,7 69,1 28,5 59,0 2,0 + 10 -24 7,2
D 38,4 63,8 34,5 63,8 1,0 + 3 -41 6,0
E 39,0 56,8 36,2 64,0 2,6 0 -53 7,0
F 43,6 57,0 33,2 61,5 3,2 + 38 -16 7,1
G 59,4 0,4
Die Kurve A in F i g. 1 ist eine graphische Darstellung, welche den Zusammenhang zwischen der Charpy-Absorptionsenergie bei 2 mm V-Kerben und der Testtemperatur des Stahls D zeigt, während die Kurven B und C graphische Darstellungen sind, welche die entsprechenden Werte von normalisierten und gewalzten Stählen zeigen, die eine identische chemische Zusammensetzung aufweisen, aber nach einem herkömmlichen Verfahren hergestellt worden sind. Aus diesen Kurven ist ersichtlich, daß der erfindungsgemäße Stahl eine beträchtliche Kerbschlagzähigkeit besitzt.
Die Fig.2A und 2B zeigen die Mikrostrukturen von erfindungsgemäß hergestellten Stählen und von Stählen mit identischen chemischen Zus-ammensetzungen, die jedoch durch ein herkömmliches Verfahren hergestellt worden sind. Die Vergrößerung ist 400f ach. Der erstere Stahl war lediglich gewalzt, während der letztere normalisiert worden war. Aus Fig. 2 ist ersichtlich, daß die MikroStruktur des Stahls A eine sehr feine Ferrit-Austenit-Struktur ist.
So können also gemäß der Erfindung Stähle mit einer vorzüglichen Kerbschlagzähigkeit erhalten werden, wenn man die Zusammensetzung und die Bearbeitung gemäß der Erfindung auswählt.
Die durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellten Stähle eignen sich äußerst gut als Baumaterialien für verschiedene Bauteile, insbesondere für solche, die bei niedrigen Temperaturen verwendet werden.

Claims (1)

  1. Patentanspruch:
    Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen durch Walzen oder Schmieden einer Bramme aus einem Stahl, der 0,03 bis 0,13 Gewichtsprozent Kohlenstoff, 0,10 bis 0,60 Gewichtsprozent Silizium, 0,20 bis 2,00 Gewichtsprozent Mangan, bis zu 0,035 Gewichtsprozent Aluminium enthält und im übrigen aus Eisen mit den üblichen Verunreinigungen besteht, der aber noch bis zu 0,20 Gewichtsprozent Niob, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Vanadin, bis zu 0,15 Gewichtsprozent Titan, bis zu 0,20 Gewichtsprozent Zirkon und bis zu 0,30 Gewichtsprozent Titan enthalten kann, dadurch gekennzeichnet, daß bis unterhalb des Ac^Punktes verformt, auf eine Temperatur bis 150° C über den Ac3-Punkt erwärmt, bis nahe dem Ac3-Punkt mit einer Querschnittsverringerung von mehr als 10 °/o verformt und anschließend in Luft abgekühlt wird.
    Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
DE19691958384D 1968-11-29 1969-11-20 Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften Pending DE1958384B1 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP8701168 1968-11-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE1958384B1 true DE1958384B1 (de) 1971-02-11

Family

ID=13903005

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE19691958384D Pending DE1958384B1 (de) 1968-11-29 1969-11-20 Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften

Country Status (2)

Country Link
US (1) US3673007A (de)
DE (1) DE1958384B1 (de)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2419332A1 (fr) * 1978-03-07 1979-10-05 Kobe Steel Ltd Acier structural soudable contenant du niobium et possedant une bonne soudabilite
FR2419333A1 (fr) * 1978-03-07 1979-10-05 Kobe Steel Ltd Acier structural soudable au niobium
DE2937908A1 (de) * 1978-09-20 1980-04-03 Daido Steel Co Ltd Te-s-automatenstahl mit niedriger anisotropie und verfahren zu seiner herstellung
DE3009491A1 (de) * 1979-03-14 1980-09-25 Daido Steel Co Ltd Stahl fuer das kaltschmieden und verfahren zu seiner herstellung
DE19637968A1 (de) * 1996-09-18 1998-05-28 Univ Freiberg Bergakademie Verfahren zur Herstellung eines Blattes einer Parabelfeder

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3787250A (en) * 1971-03-11 1974-01-22 Jones & Laughlin Steel Corp Corrosion-resistant high-strength low-alloy steels
US3765874A (en) * 1972-05-19 1973-10-16 Armco Steel Corp Vacuum degassed, interstitial-free, low carbon steel and method for producing same
US3830669A (en) * 1972-06-13 1974-08-20 Sumitomo Metal Ind Process for manufacturing a cold-rolled high strength steel sheet
JPS4970856A (de) * 1972-11-08 1974-07-09
FR2212434B1 (de) * 1972-12-31 1977-06-10 Nippon Steel Corp
DE2900022C3 (de) * 1979-01-02 1981-12-03 Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund Verfahren zum Herstellen von Profilen
US4415376A (en) * 1980-08-01 1983-11-15 Bethlehem Steel Corporation Formable high strength low alloy steel sheet
JPS5792129A (en) * 1980-11-27 1982-06-08 Nippon Steel Corp Production of nonrefined high toughness steel
US4400223A (en) * 1981-08-21 1983-08-23 Inland Steel Company Hot rolled steel product and method for producing same
US4600449A (en) * 1984-01-19 1986-07-15 Sundstrand Data Control, Inc. Titanium alloy (15V-3Cr-3Sn-3Al) for aircraft data recorder

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2419332A1 (fr) * 1978-03-07 1979-10-05 Kobe Steel Ltd Acier structural soudable contenant du niobium et possedant une bonne soudabilite
FR2419333A1 (fr) * 1978-03-07 1979-10-05 Kobe Steel Ltd Acier structural soudable au niobium
DE2937908A1 (de) * 1978-09-20 1980-04-03 Daido Steel Co Ltd Te-s-automatenstahl mit niedriger anisotropie und verfahren zu seiner herstellung
DE3009491A1 (de) * 1979-03-14 1980-09-25 Daido Steel Co Ltd Stahl fuer das kaltschmieden und verfahren zu seiner herstellung
DE19637968A1 (de) * 1996-09-18 1998-05-28 Univ Freiberg Bergakademie Verfahren zur Herstellung eines Blattes einer Parabelfeder
DE19637968C2 (de) * 1996-09-18 2002-05-16 Univ Freiberg Bergakademie Verfahren zur hochtemperatur-thermomechanischen Herstellung von Federblättern für Blattfedern und/oder Blattfederlenkern

Also Published As

Publication number Publication date
US3673007A (en) 1972-06-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE3883051T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guter Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen.
DE69834932T2 (de) Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultratief-temperaturzähigkeit
DE3686121T2 (de) Hochfester hitzebestaendiger ferritischer stahl mit hohem chromgehalt und verfahren zu seiner herstellung.
DE69124478T2 (de) Verfahren zum Herstellen einer plattierten Stahlplatte mit guter Tieftemperaturzähigkeit
DE2324788C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines nicht-alternden, kohlenstoffarmen Tiefzieh-Stahls
DE3029658C2 (de)
DE3114533C2 (de)
EP0352597B1 (de) Verfahren zur Erzeugung von Warmband oder Grobblechen
DE2703756A1 (de) Austenitischer nichtrostender stahl mit hohem mo-gehalt
DE3142782C2 (de)
DE1958384B1 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guten mechanischen Eigenschaften
DE3117539C2 (de)
DE3137694A1 (de) Rostfreier ferritischer stahl
EP3168312A1 (de) Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils
EP0796928A1 (de) Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3586698T2 (de) Stahl mit hoher bruchfestigkeit und hoher zaehigkeit.
DE2425624A1 (de) Verfahren zum herstellen von warmgewalzten staehlen mit hoher festigkeit und ausserordentlicher zaehigkeit, insbesondere zur verwendung bei minustemperaturen
DE1458485B2 (de) Verwendung einer austenitischen chrom-nickel-stahl-legierung
DE2421680B2 (de) Aushärtbare Nickel-Kobalt-Eisen-Gußlegierung mit niedrigem Ausdehnungskoeffizienten und hoher Streckbarkeit
DE3146950C2 (de)
DE3012139A1 (de) Verfahren zur herstellung eines im walzzustand hochfesten und hochzaehen stahles
DE112006003553B4 (de) Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür
DE2951217A1 (de) Nichtmagnetische staehle mit niedrigen waermeausdehnungskoeffizienten und hohen streckgrenzen sowie verfahren zu ihrer herstellung
DE3528537A1 (de) Verfahren zur herstellung von stahl hoher festigkeit und zaehigkeit fuer druckbehaelter
DE3616518A1 (de) Verfahren zum herstellen eines hochfesten stahls