Die
Herstellung derartiger Stahlqualitäten als Walzstähle erfolgt
praktisch nur noch in einem kontinuierlichen Gießverfahren, insbesondere dem
Stranggießen.
Eine Voraussetzung für
die Herstellung eines Stranggussstahls ist die Beruhigung des Stahls,
also seine Desoxidation, um eine Blasenbildung im flüssigen Stahl
durch das Entstehen von gasförmigem
CO oder CO2 aufgrund von freiem Sauerstoff
zu verhindern. Diese Beruhigung des Stahls kann mit geeigneten Legie rungselementen
durchgeführt
werden, die eine hohe Affinität
zu Sauerstoff aufweisen und den freien Sauerstoff somit abbinden.
Als derartiges Mittel zur Beruhigung des Stahls hat sich Aluminium
aus zahlreichen Gründen
durchgesetzt. Die Beruhigung des Stahls setzt voraus, dass das Beruhigungsmittel
in einem stöchiometrischen Überschuss
zugegeben wird, sodass das die Beruhigung bewirkende Legierungselement
in einem Überschussanteil
im Stahl verbleibt, während
das entsprechende gebundene Oxid (Tonerde im Fall von Aluminium)
mit der Schlacke aus der Stahlschmelze entfernt wird.
Der
im Stahl verbleibende Überschussanteil
an Aluminium ist als vorteilhaft erkannt worden, weil Aluminium
ein Feinkornbildner ist, der die Umformbarkeit des gebildeten Walzstahls
begünstigt.
Alle Normen und Normentwürfe
für gebräuchliche
Walzstähle
sehen daher einen Mindestgehalt an Aluminium im Stahl von 0,01 bei
Titanzugabe, im Übrigen
von 0,015 oder sogar 0,02 Gew.% vor.
Gut
verformbare Walzstähle
sollen die Eigenschaft haben, trotz ihrer guten Verformbarkeit eine
hohe Festigkeit zu gewährleisten.
Dies gilt beispielsweise für
Stahlbleche, die in der Automobilindustrie verwendet werden. Es
hat sich gezeigt, dass bestimmte Stahlsorten nach einer Kaltverformung
ihre Streckgrenzenwerte deutlich erhöhen, wenn sie einer Wärmebehandlung
unterzogen werden, wie sie beispielsweise beim Einbrennlackieren
erfolgt. Bei den dabei verwendeten Temperaturen von über 120 ° C oder auch
170 ° C
findet eine „Alterung" des Stahls statt,
durch den die Streckgrenze des Stahls deutlich erhöht wird.
Dieser Effekt beruht auf der Wirkung von freiem, gelöstem Kohlenstoff,
der aufgrund der Wärmeeinwirkung
in die bei der Kaltverformung entstandenen Versetzungen in der Kristallstruktur
wandert und diese bei einer anschließenden Verformungsspannung
blockiert. Es ist daher bekannt, dass ein Bake-Hardening-Effekt
bei einem normalen C-Gehalt (0,02 – 0,20 Gew.%) nur dann auftreten
kann, wenn ein kaltgewalzter Stahl im Durchlaufverfahren rekristallisierend
geglüht
wird, weil bei der dabei verwendeten hohen Abkühlge schwindigkeit eine Verbindung des
freien, gelösten
Kohlenstoffs mit Eisen zur Bildung von Zementit unterbunden wird.
Bei der Durchführung des
rekristallisierenden Glühens
in einem Haubenglühofen
im festen Bund entstehen so geringe Abkühlgeschwindigkeiten, dass kein
freier Kohlenstoff in dem Gefüge
verbleibt, sodass der resultierende Stahl nicht altert und keinen
Bake-Hardening-Effekt aufweist.
Bei
den früheren
nicht kontinuierlichen Blockgießverfahren
konnte unberuhigter Stahl verwendet werden. Von daher ist es bekannt,
dass eine Alterungs grundsätzlich
mit freiem Stickstoff in der Gefügestruktur auftritt.
Dabei treten weitere nachteilige Eigenschaften des Stahls auf. Da
das beim Stranggießverfahren
für die
Beruhigung verwendete Aluminium hoch affin zu Stickstoff ist und
den freien Stickstoff sofort abbindet, spielt dieser Effekt in der
Praxis für
heutige beruhigte Walzstähle
keine Rolle mehr.
Demgemäß sind Walzstähle der
eingangs genannten Art, die einen Bake-Hardening-Effekt aufweisen, grundsätzlich nur
mit einem normalen C-Gehalt in einer Durchlaufglühe herstellbar. Eine Alternative
besteht darin, den C-Gehalt im Vakuum-Verfahren deutlich unter 0,01
Gew.% abzusenken. In diesem Fall ist es möglich, auch bei geringen Abkühlgeschwindigkeiten
nach einer rekristallisierenden Glühung freien Kohlenstoff in der
sich bildenden Kristallstruktur zu erhalten, weil die Diffusionswege
des freien Kohlenstoff zu freien Eisenatomen aufgrund der geringen
Kohlenstoffkonzentration so groß geworden
sind, dass ein nennenswerter Teil der freien Kohlenstoffatome ungebunden
in der Kristallstruktur verbleibt und den Bake-Hardening-Effekt
bewirken kann.
Es
ist daher nicht möglich,
Stähle
ohne besondere Herstellungsverfahren, insbesondere gut umformbare,
weiche haubengeglühte
Güten,
mit einem Bake-Hardening-Effekt
herzustellen. Gleiches gilt für
Warmbandstähle,
die ebenfalls keinen freien C-Gehalt aufweisen und daher keinen
darauf beruhenden Bake-Hardening-Effekt
ausbilden können.
Der
Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, die Herstellung eines beruhigten,
unlegierten oder mikrolegierten Walzstahls mit einem verbesserten
Bake-Hardening-Effekt
zu ermöglichen,
wobei die erstmalige Ermöglichung
eines Bake-Hardening-Effekts
für bestimmte
Stahlgüten
eingeschlossen sein soll.
Zur
Lösung
dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß zur Erzielung zumindest eines
wesentlichen Anteils des Bake-Hardening-Effekts freier, gelöster Stickstoff
mit einem Gehalt ≥ 0,001
Gew.% verwendet. Ein derartiger beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter
Walzstahl weist somit einen Gehalt an freiem, gelösten Stickstoff ≥ 0,001 Gew.%
auf.
Die
erfindungsgemäße Ausbildung
des Bake-Hardening-Effekts mit freiem, gelösten Stickstoff bei einem beruhigten
Walzstahl setzt grundlegende Änderungen
der bisherigen Herstellungspraxis derartiger beruhigter Walzstähle voraus.
Die Beruhigung des Walzstahls darf nicht mehr mit einem Überschussanteil
an Aluminium erfolgen, weil der Überschussanteil
an Aluminium das Verbleiben eines Gehalts an freiem Stickstoff im Stahl
wegen der hohen Stickstoffaffinität des Aluminiums unterbindet.
Demzufolge muss die Beruhigung des Stahls entweder mit einem anderen
Mittel als mit Aluminium erfolgen oder der Stahl muss mit einer „Vorberuhigung" mit Aluminium hergestellt
werden, wobei die Zugabe von Aluminium etwas unterstöchiometrisch
erfolgt, sodass eine Restberuhigung mit einem anderen Legierungselement,
vorzugsweise mit Silizium, vorgenommen wird. Alternativ kann eine
Vorberuhigung auch mit einer Vakuumbehandlung erzielt werden. Die Durchführung der
vollständigen
Beruhigung mit Silizium ist möglich,
wegen der hierfür
benötigten
hohen Zugabemengen jedoch nicht bevorzugt.
Der
erfindungsgemäß hergestellte
Stahl ist somit vorzugsweise frei von Aluminium, d.h. der Aluminium-Gehalt
liegt unter 0,01 Gew.%, vorzugsweise unter 0,005 Gew.%. Sollte der
Aluminium-Gehalt höher
liegen, muss der dadurch abgebundene Anteil an freiem Stickstoff
berücksichtigt
werden, sodass die Stahlschmelze mit einem deutlich höheren Anteil
an freiem, gelösten
Stickstoff hergestellt werden muss, um den erfindungsgemäß vorgesehenen
Anteil an freiem, gelösten
Stickstoff zu gewährleisten.
Es
hat sich gezeigt, dass durch die erfindungsgemäße Maßnahme, die eine völlig neue
Art der Stahlherstellung für
einen Stranggussstahl erfordert, ein gewisser Bake-Hardening-Effekt
aufgrund des freien, gelösten
Stickstoffs erzielbar ist. Dieser Effekt ist aber in vielen Fällen für praktische
Anwendungen nicht ausreichend. Es hat sich gezeigt, dass die Zugabe
wenigstens eines weiteren Legierungselements den auf dem freien
Stickstoff-Gehalt beruhenden Bake-Hardening-Effekt entscheidend vergrößern kann.
Dies kann darauf zurückgeführt werden,
dass das geeignete weitere Legierungselement die Diffusion des freien
Stickstoffs (zu den Versetzungen) begünstigt. Als besonders geeignetes
Legierungselement hierfür
hat sich Phosphor, vorzugsweise mit einem Anteil ≥ 0,015 Gew.%
herausgestellt. Ein weiteres Legierungselement, das den Bake-Hardening-Effekt
deutlich anhebt, ist Niob, das, vorzugsweise in Ergänzung zu
dem einen Legierungselement (vorzugsweise Phosphor), mit einem Anteil ≥ 0,01 Gew.%
enthalten ist.
Da
die erfindungsgemäße (Rest-)
Beruhigung des Walzstahls vorzugsweise mit Silizium erfolgt, enthält der erfindungsgemäße Walzstahl
vorzugsweise einen Anteil ≥ 0,1
Gew.% Silizium, vorzugsweise ≥ 0,15 Gew.%
Silizium.
Die
vorliegende Erfindung ermöglicht
erstmalig die Herstellung eines Warmbandes für die Anwendung eines Bake-Hardening-Effekts
für Produkte,
die unmittelbar (also insbesondere ohne nachfolgendes Kaltwalzen)
aus dem Warmband ge bildet werden. Da die Verwendung von Warmbändern wegen
des Entfalls der sonst erforderlichen Kaltwalz- und Wärmebehandlungsschritte
aus Kostengründen
bevorzugt wird, erschließt die
vorliegende Erfindung weite neue Anwendungsgebiete für die Verwendung
von Warmbändern.
Darüber hinaus
erlaubt die vorliegende Erfindung erstmalig ohne besonderen Aufwand
die Herstellung von im Festbund haubengeglühten Kaltbändern mit einem Bake-Hardening-Effekt,
wenn der Stahl einen normalen C-Gehalt (zwischen 0,02 und 0,20 Gew.%)
aufweist.
Die
vorliegende Erfindung erlaubt ferner, diejenigen Stähle, die
herkömmlich
mit einem auf freiem Kohlenstoff beruhenden Bake-Hardening-Effekt
hergestellt werden, nunmehr mit einem deutlich verbesserten Bake-Hardening-Effekt
herzustellen, der erfindungsgemäß auf der
(zusätzlichen)
Wirkung von freiem, gelösten Stickstoff
in der Kristallstruktur beruht. Demgemäß ist es ohne weiteres möglich, das
erfindungsgemäße Verfahren
auch bei durchlaufgeglühten
oder vakuumentkohlten Walzstählen
anzuwenden, um so den bereits bekannten Bake-Hardening-Effekt durch die
erfindungsgemäße Maßnahme deutlich
zu verstärken.
Bevorzugte
chemische Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Stähle ergeben sich aus den nachstehend
angegebenen Grenzwerten:
| C | max.
0,20 Gew.% |
| Si | max.
0,70 Gew.% |
| Mn | max.
1,40 Gew.% |
| P | max.
0,080 Gew.% |
| S | max.
0,025 Gew.% |
| Al | max.
0,01 Gew.% |
| Nfrei | min.
0,0010 Gew.% |
| Nb | max.
0,09 Gew.% |
Die
erfindungsgemäßen Stähle weisen
die bemerkenswerte Eigenschaft auf, dass der auf dem freien Stickstoff
beruhende Bake-Hardening-Effekt nur bei einer Temperaturbehandlung
nach einer vorherigen Verformung (BH2) auftritt.
Eine
Alterung bei Raumtemperatur oder ohne vorherige Verformung tritt
somit nicht in dem Maße
wie bei einer Kohlenstoffalterung auf. Ein unerwünschter Alterungsvorgang bei
nicht zu langer Lagerung des Stahls ist daher nicht zu befürchten.
Ferner
lässt sich
bei dem erfindungsgemäßen Stahl
die Korngröße durch
den Anteil des weiteren Legierungselements, insbesondere durch Phosphor,
steuern. Im Vergleich zu aluminiumberuhigten Stählen lässt sich ein gleichfeines oder
sogar ein feineres Korn bei dem erfindungsgemäßen Stahl herstellen.
Im
Folgenden soll die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert werden.
Es wurden kaltgewalzte Stähle
mit einer rekristallisierenden Glühung im Festbund im Haubenofen
einerseits und in einer Durchlaufglühe andererseits hergestellt.
Die verwendeten chemischen Zusammensetzungen ergeben sich aus der
nachstehenden Tabelle 1
- H
- = Glühung im
Festbund im Haubenofen
- D
- = Glühung in
der Durchlaufglühe
Eine Übersicht
der dabei entstandenen technologischen Eigenschaften ist in den 1 bis 1 1 (wie
in der Tabelle 1 angegeben) dargestellt worden, und zwar jeweils
für eine
Haspeltemperatur nach dem Warmwalzen von 500°C (jeweils linke Säule) und
von 700°C
(jeweils rechte Säule).
1 betrifft
einen erfindungsgemäß zusammengesetzten
Stahl mit einem normalen C-Gehalt von 0,028 Gew.% und zu vernachlässigenden
Anteilen an Schwefel, Phosphor und Aluminium. Der Stahl ist mit Silizium
(end-) beruhigt worden und weist einen Anteil von freiem, gelösten Stickstoff
von 0,0090 Gew.% auf. Er ist aufgrund seiner Streckgrenze von knapp
300 N/mm2 bereits ein höherfester Stahl und weist einen
deutlichen, wenn auch nicht hohen BH2- Effekt (25 bis 30 N/mm2)
bei beiden Haspeltemperaturen nach der Durchführung der Haubenglühung auf.
2 zeigt
die Ergebnisse für
einen in der Zusammensetzung nicht prinzipiell variierten Stahl.
Der Vergleich mit 3 lässt erkennen, dass die Zugabe
von Niob (0,028 Gew.%) hier zu einem deutlich erhöhten BH2-Effekt,
insbesondere für
die niedrige Haspeltemperatur von 500°C führt. Der Vergleich mit den 8 und 9,
die die Ergebnisse bei gleicher Zusammensetzung nach einer Durchlaufglühung verdeutlichen,
zeigt, dass die Erhöhung
der BH2-Werte durch die Zugabe von Niob nur bei der Haubenglühung, nicht
jedoch bei der Durchlaufglühung
erreicht wird. Bei der Durchlaufglühung, bei der ein Teil des
BH2-Effektes durch freien Kohlenstoff bewirkt wird, ist die Zugabe
von Niob für
den BH2-Effekt schädlich, da
Niob einen Teil des freien Kohlenstoffs zu Carbid abbindet, was
sich in der Erhöhung
der Festigkeitswerte Rp 0,2 und Rm und in der Verringerung der Dehnungswerte
Ag und A80 niederschlägt.
Die
gleiche Aussage lässt
sich den 4 und 5 für die Naubenglühung einerseits
und 10 und 11 für die Durchlaufglühung andererseits
entnehmen. Die 4 und 5 verdeutlichen
ferner, dass der den BH2-Wert erhöhende Einfluss von Niob geringer
wird, wenn der Silizium-Anteil sich relativ erhöht. Bei der Zusammensetzung
in den 4 und 5 ist der Silizium-Anteil nahezu
doppelt so hoch wie bei den Vergleichsfiguren 2 und 3.
6 zeigt,
dass eine deutliche Erhöhung
des BH2-Wertes durch eine Zugabe von Phosphor (hier 0,054 Gew.%)
erzielt werden kann.
7 verdeutlicht,
dass nach der Zugabe von Phosphor eine Erhöhung des Silizium-Anteils keine
positive Auswirkung auf den BH2-Wert hat. Festzustellen ist lediglich
ein Ansteigen der Festigkeitswerte bei einem gleichzeitigen Abfall
der für
die Verformbarkeit wesentlichen Parameter, nämlich Ag, A80 und n-Wert.
Während die
bisher dargestellten Ergebnisse auf Laborexperimenten beruhten,
ist zusätzlich
eine Betriebsschmelze unter industriellen Fertigungsbedingungen
erstellt worden mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gew.%.
Aus
der Schmelze ist ein haubengeglühter
elo-verzinkter Stahl hergestellt worden. Die dabei erzielten mechanisch-technologischen
Eigenschaften des Stahlbandes sind in den 12 bis 15 aufgetragen.
Die 16 bis 18 zeigen Änderungen
der mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahls gemäß den 12 bis 15 durch
eine Wärmebehandlung
bei 250 ° C
für drei
Minuten, wie sie bei einer Kunststoff-Bandbeschichtung typischerweise
auftritt.
Die 19 bis 22 verdeutlichen
die Messwerte für
aus derselben Schmelze hergestelltes feuerverzinktes Stahlband und
die 23 bis 25 die Änderungen
der gemessen Werte durch eine Wärmebehandlung
beim 250 ° C über drei
Minuten, wie sie für
eine Kunststoff-Bandbeschichtung typischerweise auftritt.
Das
in der oben angegebenen Zusammensetzung hergestellte Stahlband ist
in üblicher
Weise warmgewalzt und danach durch Kühlung auf eine Haspeltemperatur
von 500° C
bzw. 700° C
abgekühlt
worden. Nach der Abkühlung
im Haspel sind in üblicher
Weise Kaltwalzschritte erfolgt, durch die das Stahlblech einer Kaltverformung
von deutlich über
50 % unterworfen worden ist. Das aufgewickelte Kaltband ist im Coil
in einem Haubenofen bei einer Temperatur unter 720 ° C (A1) rekristallisierend
geglüht
worden und im Haubenofen unter quasi isothermischen Bedingungen
abgekühlt
worden.
In
den 12 ff. sind gemessene Werte am Bandanfang (A),
in der Bandmitte (M) und am Bandende (E) dargestellt, wobei die
jeweils linke Säule
eine in Längsrichtung
des Bandes genommene Probe und die rechte Säule jeweils eine in Querrichtung
genommene und geprüfte
Probe darstellt.
Es
zeigt sich, dass hohe Festigkeitswerte (untere Streckgrenze ReL) ≥ 260 N/mm2 auch bei einer hohen Haspeltemperatur erreicht
werden. Die Zugfestigkeit (Rm) liegt im Bereich von 400 N/mm2.
Die
für die
Umformeigenschaften wichtigen Parameter A80, Ag, n-Wert und r-Wert zeigen hohe
Werte, die die gute Verformbarkeit des Stahlbandes kennzeichnen.
Der Stahl weist trotz der Haubenglühung einen BH2-WVert von etwa
40 N/mm2 bei der niedrigen Haspeltemperatur
und deutlich über –40 N/mm2 bei der höheren Haspeltemperatur auf,
wie dies in 14 erkennbar ist. Demgegenüber sind
die BH0-Werte, zumindest für
die niedrige Haspeltemperatur, eher vernachlässigbar.
Es
bestätigt
sich daher, dass durch die vorliegende Erfindung ein BH2-Effekt
ohne zusätzlichen
Aufwand erzielbar ist, der auf der Existenz von freien, gelöstem Stickstoff
beruht.
Die
Korngröße liegt
für die
hohe Haspeltemperatur über
ASTM 9, während
sie für
die niedrigere Haspeltemperatur deutlich über ASTM 10 liegt. Erkennbar
ist, dass ein praktisch ideal rundes Korn entsteht, da in Längs- und
Querrichtung völlig
identische Korngrößen gemessen
werden.
Die 16 bis 18 verdeutlichen
die Änderungen
der angegebenen Parameter nach der Durchführung einer Wärmebehandlung,
wie sie bei einer Bandbeschichtung üblich ist, also eine Wärmebehandlung für etwa drei
Minuten bei ca. 250 ° C.
Es
zeigt sich, dass dabei der BH2-Effekt „verbraucht" wird, sodass die
Werte für
die obere und untere Streckgrenze entsprechend ansteigen. Überraschend
ist dabei, dass gemäß 17 und 18 allenfalls
geringe Änderungen
der für
die Umformung wesentlichen Parameter stattfindet. Die Änderungen
der Dehnungswerte bewegen sich in der Größenordnung von maximal 3 %,
während
die Änderung
der n-Werte und der r-Werte in der Größenordnung von unter 10 liegen,
wobei sich der r-Wert regelmäßig sogar
verbessert.
Die 19 bis 22 verdeutlichen
die mechanisch-technologischen Parameter für ein nach dem wie oben erfolgten
Warmwalzen, Haspeln und Kaltwalzen in einer Durchlaufglühe rekristallisierend
geglühtes Stahlband,
das dabei feuerverzinkt worden ist. Bekanntlich weist ein derartig
behandeltes Stahlband höhere Festigkeitswerte
auf und lässt
sich mit einem guten BH2-Wert erstellen, der abhängig von der Festigkeit üblicherweise
in der Größenordnung
von 40 N/mm2 liegt. Demgegenüber ist
der erfindungsgemäß erzielte BH2-Wert
gemäß 21 wesentlich
höher und
liegt bei 80 bis 90 N/mm2. Ein derartiger
BH2-Wert ist bisher nicht mit üblichen
Fertigungsmethoden erzielbar gewesen. Die Korngröße liegt, je nach Haspeltemperatur
bei ASTM 8,5 bis 9,5, also im Bereich eines feinkörnigen Stahls.
Das
wie für
den haubengeglühten
Stahl beschriebene Experiment zum „Verbrauchen" des BH-Effektes
führt gemäß den 23 bis 25 zu
einer erheblichen Erhöhung
der Festigkeitswerte ohne eine merkbare Beeinträchtigung der Umformwerte, wobei
der für
die Umformung wesentliche n-Wert tendenziell sogar noch verbessert
wird. Bemerkenswert sind ferner die sehr guten Umformkennwerte,
die sich in den hohen Werten für
die Gleichmaßdehnung
Ag, für
die Dehnung A80, den n-Wert und die überraschend sehr hohen r-Werte in
Querrichtung (1,5 bis > 1,6)
manifestieren. Demgemäß steht
ein Stahl zur Verfügung,
der hohe Festigkeitswerte liefert, mit diesen hohen Festigkeitswerten
aber umformbar ist wie ein wesentlich weicherer Stahl.
Der
in der beschriebenen Zusammensetzung angegebene niedrige Gehalt
von 0,0012 Gew.% freien Stickstoff dürfte für die festgestellte Vermeidung
der Reckalterung bedeutsam sein. Bevorzugt ist somit ein freier
N-Gehalt, der zwischen 0,0010 und 0,0020 Gew.% liegt.
Zusammenfassend
ist festzustellen, dass durch die Erfindung ein haubengeglühtes Stahlband
erstellt werden konnte, das bei relativ hohen Festigkeitswerten
sehr gute Umformwerte und dabei einen deutlichen BH2-Effekt aufweist.
Es entsteht ein feinkörniges
Gefüge
mit ASTM-Korngrößen 9,25
bis 10,75. Die Feinkörnigkeit
des unlegierten Stahls ist vergleichbar mit der Feinkörnigkeit,
die sonst mit einem mikrolegierten Stahl erzielt wird.
Es
entsteht ein homogenes Gefüge,
dessen Körngröße in Längsrichtung
und Querrichtung gleich groß ist.
Für einen
feuerverzinkten, durchlaufgeglühten
Stahl werden hohe Festigkeitswerte bei sehr guten Umformwerten erzielt.
Dabei werden extrem hohe BH2-Werte
erreicht.
In
beiden Fällen
(Haubenglühe,
Durchlaufglühe)
werden nach einer simulierten Bandbeschichtung (Wärmebehandlung
250° C für drei Minuten)
Festigkeitssteigerungen bei nur geringfügig veränderten Umformwerten erreicht.
Zusammenfassend
ist festzustellen, dass die erfindungsgemäßen Stähle mit einem Bake-Hardening-Effekt
herstellbar sind, der auf der Existenz von freiem, gelösten Stickstoff
in der Kristallstruktur beruht. Dieser Effekt lässt sich durch eine Steuerung
der Diffusion des freien Stickstoffs erhöhen, beispielsweise durch die
Zugabe von Phosphor und/oder Niob. Insbesondere durch die Zugabe
von Phosphor lässt
sich die Korngröße des entstehenden
Stahls beeinflussen. Mit der Zugabe von Niob kann eine Einstellung
der Festigkeit bewirkt werden.
Die
erfindungsgemäßen Stähle haben
durchweg hohe Dehnungs-, r- und n-Werte, also gute Verformungseigenschaften.
Die
erfindungsgemäßen Stähle zeigen
gute BH2-Werte, hingegen sehr niedrige BH0-Werte. Der Bake-Hardening-Effekt
setzt daher verwertbar nur nach einer vorherigen Verformung ein.
Die Stähle
sind bei Raumtemperatur nahezu alterungsfrei, sodass eine Reckalterung
durch den freien Stickstoff nur in geringem Maße vorhanden ist.
Der
gemessene BH2-Effekt wird durch die Zugabe von P verstärkt, da
Phosphor die Stickstoff-Diffusion aktiviert. Die BH2-Werte ergeben
sich sowohl bei einer Wärmebehandlung
von 120°C
als auch bei 170°C.
Die
Tatsache, dass der erfindungsgemäße Stahl,
dessen Bake-Hardening-Effekt auf dem Vorhandensein von freiem Stickstoff
beruht, bei Raumtemperatur kaum altert, obwohl der freie Stickstoff
nicht abgebunden ist, ist überraschend.
Eine Erklärung
könnte
in einer Blockierung der Stickstoffdiffusion durch das Silizium
liegen. Diese Blockierung kann durch die Temperaturbehandlung nach
einer Ver formung und insbesondere durch die Zugabe von Phosphor
und/oder Niob beseitigt bzw. gemildert werden.
Die
den 12, 13, 15 bis 20 und 22 bis 25 zugrunde
liegenden Messwerte sind in den nachstehenden Tabellen I bis IV
wiedergegeben.
