DE2433665B2

DE2433665B2 - Verfahren zum Herstellen von hochfesten Blechen

Info

Publication number: DE2433665B2
Application number: DE2433665A
Authority: DE
Inventors: Kenzi Araki; Shiro Yokohama Fukunaka; Takao Yokohama Kanagawa Kurihara; Hirosi Narita; Kuniki Uchida; Kanagawa Yokohama
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1973-07-12
Filing date: 1974-07-12
Publication date: 1978-05-11
Also published as: JPS5026714A; US3904446A; JPS5441983B2; GB1435460A; FR2236945A1; FR2236945B1; DE2433665A1

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 (%)

40 bis 80 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 Aa_s 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

Tabelle

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 o_s=34,2 kp/mm², σ_δ=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 Δο_Ά 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

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,

b^r) 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 4o_s-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 4o_s-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

Patentanspruch: 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 kg/mm2 und im wärmebehandelten Zustand eine Streckgrenzenfestigkeit von 30 bis 60 kg/mm2 aufweisen sollen, wobei sich die Streckgrenzenfestigkeit im Verlauf der Einbrennlackierung um mindestens 10 kg/mm2 erhöhen soll, gekennzeichnet durch folgende Maßnahmen:

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