DE2433665B2 - Verfahren zum Herstellen von hochfesten Blechen - Google Patents
Verfahren zum Herstellen von hochfesten BlechenInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen mit 0,04 bis 0,12%
Kohlenstoff und 0,1 bis 1,6% Mangan, die mit einer Einbrennlackierung versehen werden sollen und die
sowohl im wärmebehandelten Zustand als auch nach der Einbrennlackierung eine Zugfestigkeit von 40 bis
80 kp/mm2 und im wärmebehandelten Zustand eine Streckgrenzenfestigkeit von 30 bis 60 kp/mm2 aufweisen
sollen, wobei sich die Streckgrenzenfestigkeit im Verlauf der Einbrennlackierung um mindestens
10 kp/mm2 erhöhen soll.
Es ist bekannt, daß sich die Entwicklung von kaltverformbarem Stahl nach Stahl mit niedriger
Streckgrenze ausrichtet. Infolge der allgemeinen Sicherheitsbestrebungen bei Kraftfahrzeugen, insbesondere
Personenkraftfahrzeugen, besteht jedoch ein verstärktes Bedürfnis nach kaltverformbarem Stahl mit
hoher Zugfestigkeit. Hierzu sind bereits zahlreiche Vorschläge gemacht und in die Praxis umgesetzt
worden, die grob in folgende Verfahren (1) bis (4) eingeteilt werden können:
(1) Bei diesem Verfahren wird eine vollständige Rekristallisation und unter Verwendung besonderer
Elemente, wie Titan, Niob, Kupfer oder Nickel, erzielt.
(2) Bei diesem Verfahren werden die Glühbedingungen so gesteuert, daß die Kaltverformungsstruktur
teilweise erhalten bleibt.
(3) Bei diesem Verfahren wird der vollständig rekristallisierte Stahl kaltverformt, und man versucht,
die Festigkeit durch Kaltverfestigung bzw. Aurhärtung zu erhöhen.
(4) Bei diesem Verfahren wird die Festigkeit durch Abschrecken des niedriggekohlten Stahls erhöht.
Die vorgenannten Verfahren weisen in einer oder anderer Hinsicht Mangel auf. So ist z. B. das Verfahren
(1) wegen seiner hohen Kosten nachteilig, während bei dem Verfahren (2) Ausscheidungen in Längsrichtung
erfolgen, wenn Unterschiede in der Glühtemperatur zwischen den inneren und äußeren Ringen des Bundes
auftreten. Bei dem Verfahren (3) wird zwar die Festigkeit erhöht, jedoch wird die Dehnung nicht
proportional erhöht, wodurch ein wichtiges Problem ungelöst bleibt. Auf der anderen Seite ist das Verfahren
(4) zur Erzeugung von billigem kaltverformtem Hochspannungsstahl geeignet, und in Weiterverfolgung
dieses Verfahrens sind verschiedene Vorschläge gemacht worden, und zwar in den bekanntgemachten
japanischen Patentanmeldungen 3020/65, 9541/71 und 9542/71.
Das in der bekanntgemachten japanischen Patentanmeldung 3020/65 beschriebene Verfahren ist in Großbritannien
unter der Bezeichnung BISRA-Verfahren bekannt. Hierbei wird der kaltverformte Bandstahl auf
740 bis 850° C erwärmt, auf 150 bis 250° C abgeschreckt,
und nach dem Aufwickeln einer Überalterungsbehandlung durch Selbstanlassen des Bundes unterworfen. Der
durch dieses Verfahren hergestellte Stahl besitzt keine Schnellalterungseigenschaften, sog. »AA-Eigenschaften«,
die durch die Wärmebehandlung, wie das Einbrennen des Überzugs nach dem Pressen, verursacht
werden, was eine übermäßige Erniedrigung der Festigkeit bedingt. Demgemäß ist es erforderlich, den
Kohlenstoffgehalt weiter zu erhöhen, wenn die Festigkeit erhöht werden soll. Gleichzeitig wird das
kontinuierliche Verfahren durch das vorgenannte Selbstanlassen unterbrochen, worunter wiederum die
Produktivität ieidet.
Das in den bekanntgemachten japanischen Patentanmeldungen 9541/71 und 9542/71 beschriebene Verfahren
ist in den USA unter der Bezeichnung INLAND-Verfahren bekannt. Bei dem ersten Verfahren wird der
Bund, der feinen Zementit oder körnigen Zementit und Ferrit enthält, auf eine Temperatur oberhalb des
A3-Punkts erwärmt, um ein vollständiges Austenit-Gefüge
zu erzeugen, das keinen grobkörnigen Perlit enthält; anschließend wird gleichmäßig abgeschreckt,
um ein Gefüge zu erhalten, das im wesentlichen aus Martensit besteht. Bei dem zweiten Verfahren wird der
Bund auf eine Temperatur zwischen dem Ar und A3-Punkt erhitzt, um eine teilweise Austenitbildung zu
erzielen; anschließend wird gleichmäßig abgeschreckt, um das Mischgefüge aus Ferrit und Martensit zu
erhalten. Die Mangel der nach diesem Verfahren hergestellten Stähle liegen darin, daß ihre Festigkeit um
etwa 15 kp/mm2 durch das Überziehen und Einbrennen nach dem Pressen erniedrigt wird und daß sie eine
schlechte Zähigkeit im Vergleich zu ihrer Festigkeit besitzen. Dies bedeutet, daß der Stahl sehr schwierig zu
handhaben ist, da er beim Pressen hart ist und bei der Endfertigung weich wird.
Im Gegensatz hierzu wird bei dem von der INLAND Steel Corporation entwickelten Verfahren (vgl. Blast
Furnace and Steel Plant, 1971, Seite 149 bis 153) die Festigkeit des Stahls, der die vorgenannten ausgezeichneten
»AA-Eigenschaften« besitzt, durch die Wärmebehandlung nach dem Pressen verbessert. Hierbei werden
bo etwa 100 ppm Stickstoff, insbesondere zu Beginn der
Stahlherstellung, zugegeben. Dieser Stahl wird in herkömmlicher Weise kaltverformt, chargenweise geglüht
und dann zum Versand gebracht. Man erwartet von dem Abnehmer, daß er nach Anwendung eines
h5 geeigneten Preßverfahrens eine Wärmebehandlung zur
Verbesserung der Festigkeit durchführt. Diese Erhöhung der Festigkeit geht, wie vorstehend beschrieben,
auf die Ausscheidung des Stickstoffs zurück. Leider ist
dieser Effekt automatisch begrenzt, so daß die Anfangszugfestigkeit nur 40 bis 50 kp/mm2 beträgt,
während der genannte »AA-Effekt« ebenfalls nur 5 bis 6 kp/mm2 beträgt, wodurch die Anwendungszwecke
begrenzt sind. Es kann somit festgestellt werden, daß bisher kein Verfahren existiert, mit dem stabile
»AA-Effekte« bei der Streckgrenze von etwa 10 kp/mm2 bei der Einbrennstufe nach dem Pressen
möglich wären.
Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein einfaches Verfahren zur Herstellung von
hochfesten Blechen mit 0,04 bis 0,12% Kohlenstoff und 0,1 bis 1,6% Mangan, die mit einer Einbrennlackierung
versehen werden sollen, zu schaffen, welches nicht die Nachteile der bekannten Verfahren aufweist, wobei
insbesondere die Bleche sowohl im wärmebehandelten Zustand als auch nach der Einbrennlackierung eine
Zugfestigkeit von 40 bis 80 kp/mm2 und im wärmebehandelten Zustand eine Streckgrenzenfestigkeit von 30
bis 60 kp/mm2 aufweisen sollen, und wobei sich die Streckgrenzenfestigkeit im Verlauf der Einbrennlackierung
um mindestens 10 kp/mm2 erhöhen soll.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch folgende Maßnahmen:
1. Warmwalzen bei mindestens 900° C,
2. Haspeln bei höchstens 700° C,
3. Kontinuierliches Wärmebehandeln, bestehend aus
a) einer 10 bis 120 Sekunden langen Glühung bei 700 bis 900° C,
b) einer Abschreckung mit Wasserstrahlen auf Zimmertemperatur,
c) einem Anlassen bei Temperaturen und Zeiten, die innerhalb der von der Kurve 10 umschlossenen
Fläche der Figur liegen.
Die Erfindung hat vor allem den wesentlichen Vorteil, daß das durch die Wechselbeziehung zwischen dem
Warmwalzen und dem Durchlaufglühen unter den vorgeschriebenen Bedingungen erhaltene Band ziemlich
weich ist, so daß es sich gut verformen (Tiefziehen) läßt. Durch die abschließende Einbrennbehandlung wird
es dann aber in überraschender Weise deutlich härter. Der damit zusammenhängende wesentliche technische
Fortschritt der Erfindung liegt in einer erhöhten Sicherheit der aus den Blechen hergestellten Erzeugnisse.
Die erfindungsgemäß hergestellten Bleche eignen sich somit ganz besonders gut für den Kraftfahrzeugbau.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren erfolgt die Herstellung durch Anwendung des Durchlaufglühens.
Das Erhitzen und Durchwärmen erfolgt im Bereich von 700 bis 9000C (also im Bereich des Lösungsglühens von
kaltverformtem Stahl), und der Stahl wird durch den Wasserstrahl von dieser Temperatur auf Raumtemperatur
abgeschreckt. Anschließend wird der Stahl wieder auf 150 bis 400° C erwärmt und bei der zuletzt
genannten Temperatur angelassen. Bei 'diesem Anlassen soll nicht zu einer vollständigen Ausscheidung von
Kohlenstoff führen, sondern dazu, daß der Kohlenstoff teilweise gelöst bleibt. Anschließend wird der Stahl auf
Raumtemperatur abgekühlt und dann gehaspelt. Nach dem Anlassen erreicht man sicher eine Zugfestigkeit
von 40 bis 80 kp/mm2. Unterwirft man das so erhaltene Stahlblech der Wärmebehandlung zum Einbrennen des
Überzugs des Stahls nach dem Pressen, so wird die Streckgrenze um mindestens 10 kp/mm2, im Vergleich
zu der Anfangsfestigkeit vor dem Pressen, verbessert.
Der Stahl, auf den das Verfahren der Erfindung angewendet werden kann, enthält im wesentlichen 0,04
bis 0,12% Kohlenstoff und 0,10 bis 1,60% Mangan.
Besondere Elemente müssen nicht zugesetzt werden. Zur Stahlherstellung und weiteren Verarbeitung können
die herkömmlichen Öfen und Verfahren angewendet werden, einschließlich der Herstellung von Blöcken
bzw. Barren, des Blockwalzens, des kontinuierlichen Gießens usw. Nach dem Brennputr.en wird der Stahl auf
etwa 1250° C oder darüber erwärmt, bei einer Fertigtemperatur von 800° C oder darüber warmgewalzt
und bei einer Temperatur von 700° C oder
ίο darunter gehaspelt. Nach dem Beizen können herkömmliche
Kaltverformungsverfahren angewendet werden. Bei dem Glühen in der nachfolgenden Stufe
handelt es sich um ein Durchlauf-Grobkornglühen. In diesem Fall wird der Bandstahl bis auf 700 bis 900° C
erwärmt und 10 bis 120 Sekunden bei der angegebenen Temperatur gehalten. Die Temperatur liegt vorzugsweise
zwischen dem Ai-Punkt und 8500C und sollte streng
kontrolliert werden, da hierdurch die Festigkeit des Endprodukts in sehr starkem Maß beeinflußt wird.
Auf diese Weise wird Kohlenstoff bei der vorgenannten Wärmebehandlung in Lösung gebracht. Das
folgende Abschrecken von der angegebenen Temperatur sollte so schnell wie möglich erfolgen. Aus diesem
Grund wird ein Wasserstrahl zur Kühlung angewendet, da der Kohlenstoff im Stahl, wie vorstehend erwähnt, im
gelösten Zustand verbleibt. Der auf diese Weise auf Raumtemperatur abgeschreckte Bandstahl wird wieder
angelassen bei Temperaturen und Zeiten, die innerhalb der von der Kurve 10 umschlossenen Fläche der Figur
liegen. Durch diese Art der Alterung bei niedriger Temperatur findet keine vollständige Ausscheidung des
gelösten Kohlenstoffs im Stahl statt. Anschließend wird die Abkühlung des wandernden Bandstahls auf Raumtemperatur
erzwungen, worauf der Bandstahl gehaspelt und angelassen wird. Die so erhaltenen Stahlbleche
erreichen leicht folgende Eigenschaften:
Zugfestigkeit
Streckgrenze
Zugfestigkeit (kg/mm2)
+ Dehnung (%)
Streckgrenze
Zugfestigkeit (kg/mm2)
+ Dehnung (%)
40 bis 80 kp/mm2
30 bis 60 kp/mm2
30 bis 60 kp/mm2
über 73
Der Wert aus Zugfestigkeit in kp/mm2 und Dehnung in % wird als Maßzahl (Index) zur Bewertung der
Ausgeglichenheit zwischen den beiden Eigenschaften verwendet, da eine Erhöhung der Festigkeit im
allgemeinen eine Erniedrigung der Dehnung, die ein Maß für die Zähigkeit ist, mit sich bringt. Der
erfindungsgemäß hergestellte Stahl bringt somit eine beträchtliche Verbesserung hinsichtlich der Festigkeit,
so insbesondere bei der Streckgrenze von mindestens 10 kp/mm2 mit sich, wenn die Wärmebehandlung von
100 bis 200° C nach dem Pressen und Verformen zu der gewünschten Gestalt durchgeführt wird. Dies ist der
Ausscheidung des gelösten Kohlenstoffs zuzuschreiben, der bei der obengenannten Niedrigtemperatur-Alterungsbehandlung
teilweise erhalten bleibt. Mit anderen Worten, die Verformung kann zur Zeit des Pressens
wegen der vergleichsweise niedrigen Streckgrenze leicht vorgenommen werden, nach dem Pressen erfolgt
bo keine Formänderung, und der genannte Kohlenstoff-Alterungseffekt
tritt bei dem Einbrennprozeß für die Formkörper infolge der auf diese angewendeten
Wärme auf. Hiermit hängt ein wichtiges Ergebnis der Erfindung, nämlich die erzielte Sicherheit zusammen,
wenn ein solcher Stahl, z. B. für Personankraftfahrzeuge, verwendet wird.
Aus der deutschen Offenlegungsschrift 21 07 640 ist zwar ein Verfahren zum Herstellen von Stahlbändern
bekannt, bei dem eine Bramme mit 0,031 bis 0,088%, vorzugsweise maximal 0,06% C und beliebigen weiteren
Elementen in beliebiger Menge (z.B. 0,012 bis 0,015% Mn) nach dem Warmwalzen und Kaltwalzen
kontinuierlich geglüht wird. Das Glühen erfolgt bei :,
einer Temperatur, die zwischen dem unteren und dem oberen Umwandlungspunkt des Stahles, vorzugsweise
zwischen 750 und 800° C liegen soll. Danach wird das Band relativ schnell mit einer Geschwindigkeit von
mehr als 50° C/s auf weniger als 500° C abgekühlt, wobei ι ο
auch eine Abkühlung auf Zimmertemperatur möglich ist. An diese Abkühlung schließt sich eine Auslagerungsbehandlung bei 300 bis 500° C und von mehr als 10
Sekunden Dauer an. Beim Warmwalzen kann das Band bei einer Haspeltemperatur von 580° C oder auch von
700° C gehaspelt werden. Bezweckt wird mit diesem Verfahren und insbesondere mit dem kontinuierlichen
Glühen, die Ziehfähigkeit des Stahlbandes zu verbessern und seine Alterung zu verzögern, was weitgehend
die Möglichkeit einer nachträglichen Wärmehärtung ausschließt. Das nach dem bekannten Verfahren
hergestellte Blech kann und soll auch keine große Zugfestigkeit haben (vgl. die Tabellen auf Seiten 7 und 9
der Offenlegungsschrift). Diese Literaturstelle konnte somit nichts zur Erfindung beitragen.
Andererseits weist das Deutsche Normblatt DIN 1624, August 1954, lediglich nach, daß der Mangangehalt
bei dem erfindungsgemäß beanspruchten Verfahren innerhalb an sich bekannter Bereiche liegt. Ein
weitergehender Zusammenhang mit der vorliegenden jo Erfindung ist nicht gegeben.
Schließlich beschreibt die deutsche Offenlegungsschrift 21 33 411 ein Verfahren und eine Vorrichtung
zum Vergüten eines Stahlbandes, wobei das niedriggekohlte Stahlband ohne ein Haspeln kontinuierlich j5
geglüht wird. Wenn ein derartiges Stahlband bei einer Temperatur von 700 bis 800° C in Kühlwasser von einer
Temperatur von 50 bis 70° C eingetaucht wird, treten Temperaturdifferenzen von mehr als 300° C zwischen
den Randzonen und dem mittleren Bereich des Bandes auf, und die dadurch herbeigeführten Wärmespannungen
bewirken ein Verziehen des Stahlbandes. Bei dem Verfahren gemäß dieser Offenlegungsschrift soll ein
derartiges Verziehen vermieden werden dadurch, daß die Temperaturdifferenz zwischen den Randzonen und
dem mittleren Bereich des Stahlbandes derart gesteuert wird, daß sie konstant auf weniger als 100°C gehalten
wird. Dies wird insbesondere durch Aufdüsen des Wassers in Streifenform bei einem Druck von weniger
als oder gleich 15 cm Wassersäule auf das Stahlband durch entsprechende, an beiden Seiten des Stahlbandes
symmetrisch angeordnete Einrichtungen erreicht.
Gemäß dieser Literaturstelle wird zwar auch wie bei der vorliegenden Erfindung ein Wasserstrahl zur
Kühlung verwendet, jedoch liegt bei dem bekannten Verfahren die Abkühlgeschwindigkeit nicht über
1000°C pro Sekunde wie bei der Erfindung, sondern ist
nur so groß, daß die Temperaturdifferenz zwischen den Randzonen und dem mittleren Bereich des Stahlbandes
gesteuert werden kann, wobei eine besonders hohe m> Abkühlgeschwindigkeit gerade nicht erwünscht ist.
Demgegenüber liegt die Abkühlgeschwindigkeit des auf eine Temperatur von 700 bis 900°C erhitzten und für 10
bis 120 Sekunden bei dieser Temperatur gehaltenen Stahlbandes gemäß der vorliegenden Erfindung merk- h5
lieh über dem Wert von 1000°C pro Sekunde, nämlich vorzugsweise etwa über 3000°C pro Sekunde, wodurch
sich ein wirksames Abschrecken ergibt, welches erfindungsgemäß dazu erforderlich ist, um die Austenit
phase in die Martensitphase umzuwandeln. Somi unterscheidet sich auch dieses bekannte Verfahrer
wesentlich von dem erfindungsgemäßen und konnte nichts zur Erfindung beitragen.
Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachstehenc anhand der einzelnen Verfahrensstufen näher erläutert.
Bei dem in dem Stahl enthaltenen Kohlenstof handelt es sich um ein Element, das erfindungsgemä[
eine wichtige Rolle spielt. Seine untere Grenze liegt be 0,04% angesichts des gleichmäßigen Betriebs de;
verwendeten Konverters in den meisten Stahlherstellungsstufen und der Notwendigkeit, die erforderlich«
Festigkeit für den Stahl aufrechtzuerhalten. Die obere Grenze liegt angesichts der erwünschten Preßverformbarkeit
und der Schweißbarkeit bei 0,12%. Im Einzelfal wird die obere Grenze vorzugsweise innerhalb de:
vorgenannten Bereiches nach Maßgabe der erfordern chen Stahlfestigkeit ausgewählt. Die untere Grenze de:
Mangangehalts liegt wegen der Rotbrüchigkeit be 0,10%. Die obere Grenze liegt angesichts gleichmäßigei
Bedingungen für die Blockherstellung bei 1,60%. In dei Praxis wird der Mangangehalt aus einem Wer
innerhalb des Bereiches von 0,10 bis 1,60% ausgewählt wie dies auch bei der Festlegung des Kohlenstoffgehalt!
der Fall ist.
Man beobachtet keine unerwünschten Wirkungen wenn Silizium und Aluminium in Mengen von 0,2 bzw
0,02% oder darunter zum Zwecke der Desoxydationssteuerung anwesend sind. Keine besonderen Beschränkungen
bestehen hinsichtlich Phosphor und Schwefel diese Elemente können in üblichen Mengen enthalter
sein.
Die Warmwalzbedingungen zur Erzielung eine: gleichmäßigen Warmwalzgefüges sind vorzugsweise so
daß die Fertigtemperatur über 800° C, vorzugsweise über 83O0C oder darüber, liegt. Die Aufwickeltemperatur
kann auf der gleichen Höhe wie die für gewöhnliche kaltverformte Bleche liegen, d. h. unter 700° C, oder 5OC
bis 650°C im technischen Maßstab. Es ergeben siel· keine besonderen Probleme; wenn normales Beizen unc
Kaltwalzen nach dem Warmwalzen angewendet werden.
Die Erfindung ist unter anderem in ausgeprägtei Weise durch ihren Glühprozeß charakterisiert. Diesel
Glühprozeß wird kontinuierlich durchgeführt und beginnt mit dem Ablaufen der kaltgewalzten Bunde
bzw. Ringe und endet mit dem Aufwickeln des geglühten Stahlbandes.
Die Bedingungen bei der Wärmebehandlung sind so daß das Stahlband bis zu einer Temperatur erwärml
wird, bei welcher eine große Menge Kohlenstoff gelöst wird, um die erforderliche Festigkeit zu erreichen, da
der Härtungsmechanismus des erfindungsgemäß hergestellten Stahls in großem Umfang von dem gelöster
Kohlenstoff im Stahl, der feinen Ausscheidung hiervor und der Härtung hierdurch abhängt. So beträgt z. B. be
der Wärmebehandlung die Temperatur mindestens 800°C oder liegt über der Ai-Temperatur. Auf der
anderen Seite wird durch den Anstieg der Wärmebehandlungstemperatur in dieser Weise eine Vergröberung
des Abschreckgefüges des Martensit-Systems bewirkt, wodurch die Festigkeit des Stahls erhöht wird
Hierdurch wird jedoch gleichzeitig die Dehnung herabgesetzt, da die Unterschiede in der Härte
zwischen der Ferrit-Matrix und dem Abschreckgefüge zunehmen, wenn die Teilchen der zweiten Phase größer
werden. Aus diesem Grund sollte hinsichtlich dei
Erwärmungstemperatur eine obere Grenze vorhanden sein, die z. B. bei höchstens 900°C, im technischen
Maßstab bei 850°C, liegt.
Die Zeitdauer, für die das wandernde Stahlband bei der Wärmebehandlungstemperatur gehalten wird, ist
vorzugsweise mindestens so lang, daß sie für das kaltgewalzte Stahlband ausreicht, um die Rekristallisation
zu vervollständigen, und für den Kohlenstoff im Stahl ausreicht, um in Lösung zu gehen. Dies ist der
Grund für die untere Grenze von 10 Sekunden. Je länger die Verweilzeit wird, desto stärker macht sich jedoch die
durch das Kornwachstum nach der Rekristallisation bedingte Erweichung bemerkbar, was zur gleichen Zeit
eine Ausdehnung der Erwärmungs-Durchwärmungszone in dem kontinuierlichen Ablauf und eine Erniedrigung
der Bandgeschwindigkeit erfordert. So liegt z. B. die obere Grenze bei 120 Sekunden oder darunter.
Das so erwärmte und durchgewärmte wandernde Stahlband wird durch einen Wasserstrahl auf Raumtemperatur
abgeschreckt. In diesem Fall wird das Abspritzen mit Wasser dazu verwendet, um die
Abkühlungsgeschwindigkeit zu steigern und den vollen Kühleffekt, unabhängig vom Ort, d. h. »in der Luft« oder
»unter Wasser«, zu gewährleisten. Beim Abschrecken des wandernden Stahlbands durch Eintauchen in
Wasser entsteht augenblicklich ein Wasserdampffilm auf der Oberfläche des Stahlbands, der die Wärmeleitfähigkeit
sehr stark herabsetzt und demgemäß die Abkühlungsgeschwindigkeit außerordentlich erniedrigt.
Der erfindungsgemäß verwendete Wasserstrahl ist zur Beseitigung des Dampffilms am besten geeignet, und im
Rahmen von erfindungsgemäß durchgeführten Versuchen wurde nachgewiesen, daß eine Abkühlungsgeschwindigkeit
von über 3000° C/s leicht erreicht werden kann. Auf der anderen Seite wurde bestätigt, daß eine
durch einfaches Eintauchen in ein Wasser-, öl-, Salzoder Metallbad' bewirkte' Abkühlungsgeschwindigkeit
unter 1000°C/s liegt. Der Grund für die Anwendung einer so hohen Abkühlgeschwindigkeit bei dem
Verfahren gemäß der Erfindung liegt darin, daß der durch den Prozeß des Erwärmens und Durchziehenlassens
erhaltene gelöste Kohlenstoff bei Raumtemperatur erhalten bleiben soll. Das vorstehend erwähnte
Abschrecken auf Raumtemperatur besitzt einen entscheidenden Einfluß auf die bei niedriger Temperatur
vorgenommene Alterungsbehandlung, die in der nächsten Stufe erfolgt.
Beim Wiedererhitzen oder Anlassen als dem eigentlich tragenden Schritt der vorgenannten Alterungsbehandlung
bei niedriger Temperatur wird zunächst der Ausscheidungskeim für feines Karbid des Lösungskohlenstoffs
im Stahl gebildet. Das so entstandene feine Karbid hat einen recht günstigen Einfluß auf die
Festigkeitssteigerung, wirkt sich jedoch so aus, daß die durch den Lösungskohlenstoff bedingte Festigkeitserniedrigung
auf ein Minimum abgebogen wird. Dies ist der erste Grund, warum das Stahlband auf Raumtemperatur
abgeschreckt werden muß. Der zweite Grund liegt darin, daß nach dem Abschrecken auf Raumtemperatur
beim Belassen des Stahls, so wie er ist, die Festigkeit zu diesem Zeitpunkt infolge der Lösungshärtung des
Kohlenstoffs außerordentlich hoch ist. Es wäre jedoch unvermeidlich, daß der gelöste Kohlenstoff ausgeschieden
wird und eine Festigkeitserniedrigung durch die Überzugs-Einbrennbehandlung herbeiführt, die normalerweise
nach dem Pressen (im allgemeinen 10 bis 20 Minuten bei 100 bis 200°C) vorgenommen wird. Es wäre
dann mit anderen Worten gesagt höchst schwierig, den Stahl zu handhaben, da seine Festigkeit zum Zeitpunkt
des Pressens hoch ist und nach dem Pressen geringer wird. Aus diesem Grund wird erfindungsgemäß eine bei
niedriger Temperatur erfolgende Alterungsbehandlung vorgenommen, indem das wandernde Stahlband
wiedererwärmt wird, das auf Raumtemperatur abgeschreckt worden ist. Zu diesem Zeitpunkt sollte der
gelöste Kohlenstoff in einem solchen Ausmaß ausgeschieden sein, daß keine Festigkeitserniedrigung zum
ίο Zeitpunkt des Überzug-Einbrennens bei den Stahlerzeugnissen
eintritt. Im einzelnen werden die Bedingungen für das Erwärmen, Durchziehenlassen und anschließende
Abkühlen vorzugsweise optimal ausgewählt, so daß nicht der gesamte gelöste Kohlenstoff durch das
Wiedererwärmen ausgeschieden wird, sondern teilweise im gelösten Zustand verbleibt.
Bei der vorstehend genannten Alterungsbehandlung bei niedriger Temperatur erhält man ein gutes
Stahlerzeugnis mit ausgezeichneten »AA-Eigenschaften«, wenn die Anlaß- oder Wiedererwärmungstemperatur
niedrig ist, da die Zugfestigkeit höher und die Streckgrenze niedriger werden und eine gute Verformbarkeit
beim Pressen erreicht wird. Wenn jedoch die Anlaßtemperatur zu niedrig ist, findet keine Ausscheidung
von gelöstem Kohlenstoff statt, und die Festigkeitserniedrigung wird unvermeidbar, da der gelöste
Kohlenstoff durch die Wärmebehandlung in der Überzugs-Einbrennstufe ausgeschieden wird. Demgemäß
liegt die Mindest-Anlaßtemperatur bei derjenigen Temperatur, bei der der gelöste Kohlenstoff teilweise
ausgeschieden wird. Die untere Grenze für eine solche Temperatur beträgt 150° C. In der Praxis liegt die
Temperatur für diese Behandlung zur Erzielung reproduzierbarer Ergebnisse angesichts der Einbrenntemperatur
nach dem Pressen erfindungsgemäß bei über 180° C.
Auf der anderen Seite führt eine zu hohe Anlaßtemperatur zu einer Erweichung eines Teils des Ferrits in
dem Zweiphasengefüge, in dem eine Ferritmatrix und ein Abschreckgefüge koexistieren, wodurch eine unvermeidbare
Erniedrigung der Stahlfestigkeit bewirkt wird. Darüber hinaus werden die Härteunterschiede zwischen
dem Ferrit und dem Abschreckungsgefüge zu ausgeprägt, so daß trotz der verringerten Zugfestigkeit und
des verringerten »Zugfestigkeit +Dehnung«-Index die Dehnung bzw. Bruchdehnung nicht wiedererlangt wird.
Beim Anlassen bei hoher Temperatur tritt auch eine Ausscheidung des übersättigt in Lösung befindlichen
Kohlenstoffs im ganzen bei der Alterungsbehandlung
so ein, so daß keine »AA-Effekte« erwartet werden können. Demgemäß beträgt die obere Grenze für die
Wiedererwärmungstemperatur 400° C. Man erzielt keine Vorteile bei Temperaturen von über 400° C. In der
Praxis liegen die erfindungsgemäß bevorzugten Temperaturen bei etwa 180 bis 300° C. Der optimale Bereich
für die Verweilzeit bei diesen Wiedererwärmungstemperaturen variiert nach Maßgabe der Temperatur. Liegt
die Wiedererwärmungstemperatur im Bereich von 150 bis 18O0C, so beträgt die Zeit vorzugsweise 15 bis 300
Sekunden, bei 180 bis 300°C 4 bis 300 Sekunden und bei
300 bis 400°C 2 bis 200 Sekunden. Wenn die genannte Niedrigtemperatur-Alterungsbehandlung unter solchen
Temperatur-Zeit-Bedingungen durchgeführt wird, werden alle vorgenannten Probleme gelöst, und es läßt sich
b5 leicht erreichen, daß ein Teil des Kohlenstoffs in diesem
Stadium in Lösung verbleibt. Durch ein solches Verfahren kann die durch die erhöhten Unterschiede in
der Hörte der beiden Gefügebestandteile bedingte
ίο
Erniedrigung des »Zugfestigkeit+ Dehnung«-Index vermieden
werden, und es können ausreichende »AA-Effekte« erwartet werden. In der Praxis können bei einer
Verweilzeit von etwa 20 bis 120 Sekunden und einer Wiedererwärmungstemperatur von etwa 180 bis 300° C
erfindungsgemäß maximale »AA-Eigenschaften«, z. B. Steigerung der Streckgrenze, gesichert werden, was als
am besten geeigneter Bereich empfohlen wird.
Die Figur, die die Veränderungen der Schnellalterungseigenschaften
nach Maßgabe der Bedingungen beim Anlassen des wandernden Bandstahls wiedergibt,
zeigt die Veränderungen zu diesem Zeitpunkt. Aus der Figur geht hervor, daß »AA-Eigenschaften« (in diesem
Fall Aos kp/mm2) von mindestens lOkp/mm2 sicher
erhalten werden, wenn die Temperatur-Zeit-Bedingungen innerhalb des vorgenannten Bereichs und insbesondere
innerhalb des von der Kurve 10 umschlossenen Bereichs ausgewählt werden. Hierbei ist es unter
optimalen Bedingungen leicht möglich, einen Wert Aas
von 11 kp/mm2 zu erreichen. In der Figur zeigt Aa5 die
Zunahme der Streckgrenze derjenigen Stähle, die nach dem Pressen dem Überzugs-Einbrennprozeß unterworfen
worden sind, im Vergleich zu denjenigen, die sich gerade vor dem Pressen befinden.
Es bestehen keine besonderen Beschränkungen hinsichtlich der Abkühlungsbedingungen, nachdem die
vorstehend genannte Niedrigtemperatur-Alterungsbehandlung durchgeführt worden ist. Wenn jedoch aus
praktischen Gründen Preßluft zur Kühlung verwendet werden muß, ist es relativ leicht, das Stahlband auf eine
Temperatur abzukühlen, die für das Anlassen für den Fall geeignet ist, daß das Dressierwalzwerk im Anschluß
an die Kühlstufe integral mit dem kontinuierlichen Produktionsablauf verbunden ist. Nach dem Kaltnachwalzen
bzw. Dressieren wird der Bandstahl gehaspelt und zum Versand gebracht. Es besteht auch die
Möglichkeit, den Stahl zunächst aufzuhaspeln und dann zu dressieren.
Die folgende Tabelle zeigt den Vergleich der Eigenschaften von im Sinne der Erfindung hergestellten
Stählen mit denjenigen anderer Stähle.
Bemerkungen zur Tabelle:
Die Herstellungsbedingungen, die nicht in der Tabelle angegeben sind, sind für alle Stähle wie folgt:
1. Warmwalzen
Fertigtemperatur: 850°C; Haspeltemperatur: 600°C; Enddicke des Wamrbands: 2,8 mm;
2. Kaltwalzen
Enddicke des Kaltbandes: 1,2 mm;
3. Die Einbrennbedingungen nach dem Pressen sind die gleichen wie diejenigen, die im allgemeinen in
Automobilfabriken angewendet werden.
® Vergleich mit den Prüfmustern nach dem Einbrennen
*) im Sinne der Erfindung hergestellte Stähle
Stahl | Zusammen | Mn | Einfluß der | Wärmebehandlung, Bedingungen | Abschrecken | Wiedererwärmen | Einbrennen |
setzung | 0,39 | im Wasserstrahl | 250°C/l min | 180°C/30 min | |||
C | 0,39 | Erwärmen | im ruhenden | 250°C/l min | 180°C/30 min | ||
* 1 | 0,07 | Abkühlungs | 800°C/l min | Wasser | |||
2 | 0,07 | 0,39 | methode | 800°C/l min | im 25O0C- | 250°C/l Std. | 180°C/30 min |
Bleibad | |||||||
3 | 0,07 | 0,39 | 800°C/l min | im Wasserstrahl | 250°C/l min | 180°C/30 min | |
0,39 | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min | ||||
4 | 0,07 | 0,39 | maximalen | 690°C/l min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min |
* 5 | 0,07 | 0,39 | Erwärmungs | 75O0C/! min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min |
* 6 | 0,07 | 0,39 | temperatur | 800°C/l min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min |
* 7 | 0,07 | 0,39 | 850°C/l min | desgl. | kein | 180°C/30 min | |
8 | 0,07 | 0,39 | 920°C/l min | desgl. | 100°C/l min | 180°C/30 min | |
9 | 0,07 | 0,39 | Wieder- | 800°C/l min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min |
10 | 0,07 | 0,39 | erwärmungs- | 800°C/l min | desgl. | 320° C/1 min | 180°C/30 min |
• π | 0,07 | 0,39 | temperatur | 800°C/l min | desgl. | 500°C/1 min | 180°C/30 min |
* 12 | 0,07 | 0,39 | 800°C/l min | desgl. | 250° C/10 see | 180°C/30 min | |
13 | 0,07 | 0,39 | 800°C/l min | desgl. | 250°C/1 min | 180°C/30 min | |
* 14 | 0,07 | 0,39 | Wieder | 800°C/1 min | desgl. | 250° C/4 min | 180°C/30 min |
* 15 | 0,07 | 0,39 | erwärmungszeit | 800°C/1 min | desgl. | 250°C/10 min | 180°C/30 min |
• 16 | 0,07 | 0,39 | 800°C/l min | desgl. | 250°C/1 min | 180°C/30 min | |
17 | 0,07 | 0,45 | 800°C/l min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min | |
* 18 | 0,07 | 0,37 | Zusammen | 800°C/1 min | desgl. | 250° C/1 min | 180°C/30 min |
• 19 | 0,10 | 0,58 | setzung | 800°C/l min | desgl. | 250°C/1 min | 180°C/30 min |
20 | 0,15 | 1,03 | 800"C/1 min | dcsgl, | 250°C/l min | 180°C/30 min | |
• 21 | 0,07 | 1,52 | 800°C/1 min | desgl. | 250°C/l min | 180°C/30 min | |
» 22 | 0,07 | 800°C/l min | |||||
* 23 | 0,07 | 800°C/1 min | |||||
(Fortsetzung) | 11 | (kp/mm2) | 24 | δ | 30,9 | 33 665 | 44,5 | 12 | OB | »AA-Wirkungen« | Jar, | 0,8 | |
34,2 | (kp/mm2) (%) | 28,6 | 36,3 | Aus | -0,1 | ||||||||
Tabelle | Nach Niedrigtemp.- Alterung |
31,3 | 44,7 | 33,3 | 32,1 | 45,5 | -0,1 | ||||||
Stahl | OB | 29,0 | (1% Dressierstich) | 37,9 | 35,0 | 35,2 | 37,8 | 10,3 | -0,2 | ||||
(kp/mm2) | 30,2 | OB | 35,1 | 33,0 | 42,0 | 35,0 | 5,0 | 1,3 | |||||
68,1 | 32,5 | 37,2 | 30,9 | 44,5 | 37,0 | 3,1 | 0,8 | ||||||
* 1 | 55,0 | 34,2 | 41,5 | 27,5 | Nach Einbrennen | 43,2 | 42,8 | 5,0 | 0 | ||||
2 | 49,5 | 33,6 | 44,7 | 21,7 | OB+Ö | 42,6 | 45,5 | 9,5 | -0,2 | ||||
3 | 54,8 | 34,9 | 45,5 | 46,3 | 45,5 | 10,3 | -20,1® | ||||||
4 | 61,3 | 46,2 | 15,8 | 75,6 | 45,3 | 46,0 | 9,6 | -10,8 | |||||
* 5 | 68,1 | 35,2 | 30,9 | 66,5 | 44,5 | 48,0 | 7,7 | 0,8 | |||||
* 6 | 65,2 | 34,2 | 58,3 | 32,9 | 68,4 | 39,2 | 47,5 | -0,5 | |||||
* 7 | 65,5 | 31,3 | 44,7 | 36,2 | 72,2 | 28,2 | 45,5 | 10,1 | 0,3 | ||||
8 | 68,1 | 26,5 | 40,5 | 28,5 | 74,5 | 45,2 | 40,0 | 10,3 | -0,6 | ||||
9 | 68,1 | 34,3 | 35,5 | 30,9 | 75,0 | 44,5 | 35,8 | 7,9 | 0,8 | ||||
10 | 68,1 | 34,2 | 46,3 | 30,0 | 73,5 | 41,2 | 45,7 | 1,7 | 0,3 | ||||
» 11 | 68,1 | 34,3 | 44,7 | 30,1 | 67,9 | 37,5 | 45,5 | 10,9 | -0,1 | ||||
* 12 | 68,1 | 33,5 | 43,3 | 30,9 | 44,5 | 43,6 | 10,3 | 0,8 | |||||
13 | 68,1 | 34,2 | 41,1 | 25,3 | 74,1 | 47,3 | 41,0 | 6,9 | 0,3 | ||||
* 14 | 68,1 | 37,1 | 48,7 | 12,2 | 75,6 | 55,3 | 45,5 | 4,0 | 0,8 | ||||
* 15 | 68,1 | 46,2 | 50,2 | 29,0 | 73,4 | 45,9 | 50,5 | 10,3 | 1,2 | ||||
* 16 | 68,1 | 36,5 | 59,3 | 20,5 | 71,7 | 57,0 | 60,1 | 10,2 | 1,2 | ||||
17 | 68,1 | 48,2 | 46,3 | 17,2 | 74,8 | 61,3 | 47,5 | 9,1 | 0,3 | ||||
* 18 | 85,2 | 50,5 | 63,3 | 75,6 | 64,5 | 9,4 | |||||||
* 19 | 100,2 | 65,0 | 73,3 | 65,3 | 8,8 | ||||||||
20 | 70,3 | 71,1 | 10,8 | ||||||||||
* 21 | 75,2 | 75,5 | |||||||||||
. 22 | 75,8 | 75,5 | |||||||||||
* 23 | 71,5 | ||||||||||||
75,3 | |||||||||||||
83,5 | |||||||||||||
82,2 | |||||||||||||
In vorstehender Tabelle wurden die Stähle 1 bis 3 im Hinblick auf den Einfluß der Abkühlungsmethode
untersucht. Der Stahl 1 wurde in einem Wasserstrahl-Strom gemäß dem Verfahren der Erfindung abgeschreckt.
Der Stahl 2 wurde in ruhendem Wasser und der Stahl 3 gemäß dem BISRA-Verfahren abgeschreckt.
Der erfindungsgemäß hergestellte Stahl besitzt die Werte os=34,2 kp/mm2, σδ=44,7 kp/mm2,0 = 30,9% zur
Zeit des Versands aus der Fabrik nach dem Dressierstich; und die Werte O1=44,5 kp/mm2, Ob=45,5 kp/mm2
nach dem Überzugs-Einbrennen im Anschluß an das Pressen, was eine erhebliche Verbesserung in ΔοΆ
nämlich 10,3 kp/mm2, bedeutet. Dies zeigt besonders deutlich die ausgezeichneten »AA-Eigenschaften« der
erfindungsgemäß hergestellten Stähle und den Grund für die Bevorzugung der Abschreckwirkungen des
Wasserstrahl-Stroms. Die Tatsache, daß der »oa+ ό«- Index
des erfindungsgemäß hergestellten Stahls 1 75,6, im Vergleich zu 66,5 des Stahls 2 und 68,6 des Stahls 3,
beträgt, zeigt gleichfalls die ausgezeichneten Preßbarkeitseigenschaften.
Die Stähle 4 bis 8 wurden im Hinblick auf den Einfluß der maximalen Erwärmungstemperaturen untersucht.
Bei den Stählen 4 und 8 handelt es sich um Vergleichsstähle, während die Stähle 5 bis 7 im Sinne
der Erfindung hergestellte Stähle darstellen. Die maximale Erwärmungstemperatur ist für den Stahl 4
niedriger als für den im Sinne der Erfindung hergestellten Stahl, während die Temperatur für den
Stahl 8 höher ist. Der Unterschied kommt deutlich in den mechanischen Eigenschaften des Stahls zum
Ausdruck, Der »oa+(5«-Index für die Vergleichsstählc
liegt stets unterhalb von 73, während der Index für die im Sinne der Erfindung hergestellten Stähle über 73
liegt. Dies zeigt an, daß sich unerwünschte Einflüsse beim Pressen zeigen, wenn die maximale Erwärmungstemperatur außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs
liegt. Hierdurch werden gleichzeitig die »AA-Effekte« beeinflußt, was aus der Tatsache hervorgeht, daß die im
Sinne der Erfindung hergestellten Stähle sämtlich ausgezeichnete Aa5-Werte von über 9 kp/mm2 besitzen,
während die Vergleichsstähle nur unzureichende Werte von 5,0 bzw. 7,7 kp/mm2 besitzen. Diese Tatsache zeigt,
daß die erfindungsgemäß erwünschten Eigenschaften kaum erreicht werden, wenn die Erwärmungsbedingungen
außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches liegen, selbst wenn die auf das Abschrecken folgende
μ Behandlung die gleiche ist. Somit wird die Erwärmungstemperatur vorzugsweise aus dem Bereich von 700 bis
9000C, insbesondere vom Ai-Punkt bis 8500C, ausgewählt.
Die Stähle 9 bis 13 wurden im Hinblick auf den
Die Stähle 9 bis 13 wurden im Hinblick auf den
ν-, Einfluß der Anlaßtemperaturen untersucht. Hierbei
handelt es sich bei den Stählen 9, 10 und 13 um Vergleichsstähle, während die Stähle 11 und 12 im Sinne
der Erfindung hergestellte Stähle darstellen. Von diesen Stählen zeigt der Stahl 9, der keinem Anlassen
w) unterworfen worden ist, einen erheblich niedrigeren
σ//-Wert, d. h. Aon beträgt -20,1 kg/mm2, und ist somit
ein typisches Beispiel für einen Stahl, der zum Zeitpunkt des Pressens hart ist und als Stahlerzeugnis weich wird.
Da die Anlaßtemperatur 1000C für den Stahl 10 beträgt,
br) ist der an-Wert zur Zeit des Pressens 58,2 kp/mm2. Der
o/rWert erniedrigt sich jedoch erheblich auf 47,5 kp/
mm2; d. h. Aod erniedrigt sich auf —10,5 kp/mm2 durch
das Überzugs-Einbrennen nach dem Pressen. Es handelt
sich hierbei um einen nicht gut ausgewogenen Stahl, selbst wenn der 4os-Wert 10,1 kp/mm2 beträgt. Dieser
Stahl 10 besitzt somit keine guten »AA-Eigenschaften«. Demgegenüber behalten die im Sinne der Erfindung
hergestellten Stähle 11 und 12 den Oa-Wert zur Zeit des
Pressens, während Aa5 auf 10,9 bzw. 7,9 kp/mm2 steigt
und auch der »os+(5«-Index mit 75,6 bzw. 73,4 gute Werte besitzt. Es ist offensichtlich, daß diese Stähle gut
ausgewogen sind. Aus vorstehenden Ausführungen folgt, daß die Anlaßtemperatur vorzugsweise 150 bis
400° C, insbesondere 180 bis 300° C beträgt.
Die Stähle 14 bis 17 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Verweilzeit bei der Anlaßtemperatur
untersucht. Hierbei handelt es sich bei dem Stahl 17 um einen Vergleichsstahl, während die Stähle 14 bis 16 im
Sinne der Erfindung hergestellte Stähle darstellen. Wie aus der Tabelle hervorgeht, zeigen die im Sinne der
Erfindung hergestellten Stähle 14 bis 16 gut ausgewogene
Eigenschaften und besitzen zufriedenstellende »AA-Eigenschaften«. Auf der anderen Seite besitzt der
Vergleichsstahl 17 bei einer langen Behandlungszeit von
10 Minuten einen niedrigen 4os-Wert von 4,0 kp/mm2,
was die Abwesenheit von »AA-Eigenschaften« anzeigt. Die Verweilzeit beträgt nach Maßgabe der speziell
angewendeten Wiedererwärmungstemperatur 2 bis 300 Sekunden.
Die Stähle 18 bis 20 wurden im Hinblick auf den Einfluß der Zusammensetzung untersucht. Der Stahl 20
stellt einen Vergleichsstahl dar, während es sich bei den Stählen 18 und 19 um im Sinne der Erfindung
hergestellte Stähle handelt. Der Stahl 20 ist identischen Behandlungsbedingungen unterworfen worden, jedoch
unterscheidet er sich von den im Sinne der Erfindung hergestellten Stählen um einen um 0,15 Prozent höheren
Kohlenstoffgehalt. Wie aus der Tabelle hervorgeht, besitzt der Stahl 20 einen niedrigen »oe+<5«-Index von
71,5. Dies bedeutet mit Sicherheit Schwierigkeiten hinsichtlich der Formbarkeit und Schweißbarkeit. Somit
handelt es sich hier um einen weniger geeigneten Stahl, selbst wenn er nach dem Einbrennen zufriedenstellende
»AA-Eigenschaften« besitzt. Demgegenüber besitzen die Stähle mit einer Zusammensetzung innerhalb des
erfindungsgemäßen Bereichs sämtlich einen ausgezeichneten »os+<5«-Index, und die »AA-Eigenschaften« sind
sehr gut. Somit beträgt der Kohlenstoffgehalt im Stah vorzugsweise 0,12 bis 0,04% und variiert innerhalb de!
angegebenen Bereiches nach Maßgabe der erforderlichen Festigkeit.
Die im Sinne der Erfindung hergestellten Stähle 21 bis 23 wurden im Hinblick auf den Einfluß des Mangangehalts
untersucht. Diese Stähle zeigen, daß die durch Erhöhung des Mangangehalts verbesserte Festigkeil
nicht notwendigerweise eine Erniedrigung der Dehnung
ίο und keine Verschlechterung im »Oß+<5«-lndex mit sich
bringt. Bei Mangan handelt es sich somit um ein sehr wirksames Element in den im Sinne der Erfindung
hergestellten Stählen, da es die mechanischen Eigenschaften nicht nachteilig beeinflußt, jedoch die Festigkeit
direkt verbessert. Die Manganmenge wird nach Maßgabe der gewünschten Festigkeit, wie im Falle der
Festlegung des Kohlenstoffgehalts, ausgewählt.
Wie in den vorhergehenden Beispielen dargelegt worden ist, liegen die grundlegenden technischen
Unterschiede sowie der bemerkenswerte Vorteil des Verfahrens gemäß der Erfindung gegenüber dem
herkömmlichen, halbkontinuierlichen BISRA-Verfahren und dem INLAND-Stahl-Verfahren mit diskontinuierlichem
Glühen, das zur Erzielung von »AA-Eigenschäften« Stickstoff verwendet, in 1) den Unterschieden
zwischen dem Abschrecken des Stahlbandes auf Wickeltemperatur im Bleibad beim BISRA-Verfahren
und dem Abschrecken des Stahlbands auf Raumtemperatur mit dem Wasserstrahl beim Verfahren der
Erfindung, 2) den Unterschieden der Ausscheidung des gelösten Kohlenstoffs durch Selbstanlassen bei der
genannten Haspeltemperatur beim BISRA-Verfahren und der durch das erfindungsgemäß durchgeführte
Anlassen bedingten Erhaltung des gelösten Kohlen-Stoffs sowie 3) den Unterschieden der Wirkung des
Stickstoffgehalts beim INLAND-Stahl-Verfahren mit diskontinuierlichem Glühen, vo kein durch den
Kohlenstoffgehalt bedingter Alterungseffekt möglich ist, und dem hinsichtlich des gelösten Kohlenstoffs
gesteuerten Verfahren des Durchlauf- bzw. Grobkornglühens der Erfindung, in dem der Stickstoffgehalt eine
unvermeidliche Komponente bei der Stahlherstellung darstellt.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Claims (3)
1. Warmwalzen bei mindestens 8000C,
2. Haspeln bei höchstens 7000C,
3. Kontinuierliches Wärmebehandeln, bestehend aus
a) einer 10 bis 120 Sekunden langen Glühung bei 700 bis 900° C,
b) einer Abschreckung mit Wasserstrahlen auf Zimmertemperatur
c) einem Anlassen bei Temperaturen und Zeiten, die innerhalb der von der Kurve 10
umschlossenen Fläche der Figur liegen.
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OI | Miscellaneous see part 1 | ||
8235 | Patent refused |