DE2120618C3

DE2120618C3 - Verfahren zur Herstellung eines Stahles

Info

Publication number: DE2120618C3
Application number: DE2120618A
Authority: DE
Inventors: Arthur Philip Coldren; Robert Leonard Cryderman
Original assignee: American Metal Climax Inc
Current assignee: Cyprus Amax Minerals Co
Priority date: 1970-05-11
Filing date: 1971-04-27
Publication date: 1979-09-27
Also published as: CA942542A; DE2120618A1; GB1308092A; DE2120618B2; US3726723A; FR2091353A5

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Halbzeug mit einer 0,2%-Dehngrenze von mindestens 42 kp/mm² und einer Kerbschlagzähigkeit von _J0 mindestens 2,40 kpm/cm² bei 24⁰C aus einem Stahl, der 0,01 bis 0,1% Kohlenstoff, 1,5 bis 2,5% Mangan, 0,1 bis 0,5% Molybdän, 0,05 bis 0,2% Niob, bis 0,08% Aluminium, bis 0,015% Stickstoff, bis zu je 0,04% Schwefel und Phosphor, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält, mit der Maßgabe, daß bei Anwesenheit von mehr als 0,008% Stickstoff Zirkonium in einer bezüglich des 0,008% übersteigenden Stickstoffgehaltes stöchiometrischen Menge zugegeben wird. 6ο

Es ist bereits ein Stahl (GB-PS 10 83 466) bekannt, der 0,08 bis 0,30% Kohlenstoff, 0,5 bis 2,5% Mangan, 0,05 bis 1,0% Molybdän (das durch Nickel, Chrom, Kupfer, Vanadium oder Bor ersetzt werden kann), bis zu 0,2% Niob (das durch Titan oder Zirkonium ersetzt werden ^₅ kann), bis zu 0,15% freies Aluminium und 0,03 bis 0,12% Aluminiumnitrid, bis zu 0,045% Stickstoff, 0,02 bis 0,60% Silicium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält. Die jeweiligen Gehaltsbereiche des erfindungsgemäßen Stahles und des bekannten Stahles überschneiden sich somit. Bei dem bekannten Stahl spielen die ausgeschiedenen Aluminiumnitrid-Partikeln eine entscheidende Rolle hinsichtlich der Festigkeitseigenschaften des Stahles. Um eine vollständige Auflösung der Aluminiumnitrid-Partikeln während der Warmverformung zu vermeiden, darf der bekannte Stahl nicht über 1200° C erwärmt werden, und die Wannverformung des Stahls muß innerhalb eines Temperaturbereichs von 700° C bis 1200° C erfolgen. Hierbei muß die letzte 20%-Dickenreduzierung bei einer Temperatur unterhalb 1000° C durchgeführt werden. Die Verformung des bekannten Stahles erfordert daher besondere Oberwachungs- und Kontrollmaßnahmen.

Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eh.es Stahles der angesprochenen Zusammensetzung anzugeben, bei dem trotz Erhitzen und Verformen in herkömmlichen Temperaturbereichen hohe Festigkeitswerte erzielt werden können.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Stahl zur Auflösung der nioftialtigen Ausscheidungen im Austeni: bei 1232 bis 1288°C erhitzt, anschließend, in diesem Temperaturbereich beginnend, verformt und im Umwandlungsbereich zur Erzeugung einer vorwiegend nadeligen Ferritmatrix mit Niobcarbonitrid-Ausscheidung mit Luft abgekühlt wird.

Bei dieser Wärmebehandlung und der eingangs angegebenen Abstimmung der Legierungselemente wird im Gegensatz zu dem bekannten Stahl, bei dem die ausgeschiedenen Aluminiumnitrid-Partikeln nicht wieder gelöst werden, die niobhaltigen Ausscheidungen im wesentlichen vollständig im Austenit gelöst. Beim Abkühlen wird Niobcarbonitrid in Form von extrem kleinen Partikeln in einer vorwiegend nadeligen Ferritmatrix ausgeschieden, so daß die Niobcarbonitrid-Partikeln in der nadeligen Ferritmatrix gleichmäßig verteilt sind. Die dabei entstehende MikroStruktur ist im wesentlichen frei von polygonalem Ferrit und von vorausgehenden Austenitkorngrenzen.

Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl ist insbesondere für warmgewalzte Grobbleche einer Stärke von 9,5 bis 25,4 mm geeignet; •:s läßt sich jedoch auch Bandstahl einer Dicke von etwa i>3 mm oder darunter herstellen. Die Fertigwalztempe-■atur für Grobbleche ist nicht kritisch, aber bei der Herstellung von Bandstahl ist es wichtig, daß die Haspeltemperatur 621 bis 634°C nicht überschreitet, da höhere Temperaturen sich schädigend auf die Bildung der geeigneten nadeligen Ferritmatrix auswirken.

Im folgenden werden bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung anhand besonderer Ausführungsbetspiele näher erläutert. In diesem Zusammenhang sei darauf hingewiesen, daß es sich bei den in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Kerbschlagzähigkeitswerten um Charpy-Spitzkerbwerte handelt.

Die Kombination optimaler physikalischer Eigenschaften des erfindungsgemäßen Halbzeugs in Form von warmgewalztem Grobblech oder Bandstahl wird erreicht, wenn Kohlenstoff, Mangan, Molybdän und Niob als wesentliche Legierungsbestandteile innerhalb bestimmter Gewichtsprozentbereiche vorliegen. Der Kohlenstoffgehalt der Legierung liegt zwischen 0,01 und 0,1%, vorzugsweise im Bereich von 0,02 bis 0,07%. Mehr als 0,1% Kohlenstoff ist nicht zweckmäßig, weil dann eine größere Menge spröder Martensit-Phase in

fertiggewalztem Halbzeug entsteht, die sich ungünstig auf die Zähigkeit und Verformbarkeit der Legierung auswirkt, wogegen bei Mengen unter 0,01 % zu wenig im fertiggewalzten Halbzeug abgeschiedenes Niobcarbonitrid gebildet ist. Mangan liegt im Bereich von 1,5 und 24%, um die Bildung polygonalen Ferrits während des Kühlens des warmgewalzten Grobbleches zu unterdrükkf n. Die Anwesenheit von Mangan verhindert auch das vorzeitige Ausscheiden von Niobcarbonitrid im Austenit vor und während des Warmwalzens der Bramme ι ο oder des Blockes. Bei der Fertigung des warmgewalzten Grobbleches wird der Mangangehalt vorzugsweise im Bereich von 1,8 bis 2^% gehalten, während bei der Herstellung von Bandstahl der Mangangehalt vorzugsweise am unteren Ende des zulässigen Bereiches gehalten wird, d. h. bei etwa 1,5 bis 2,0%, und zwar aus wirtschaftlichen Erwägungen. Der dritte wesentliche Legierungsbestandteil ist Molybdän, das in Mengen von 0,1 bis 0,5% anwesend ist und in diesem Bereich zur Unterdrückung der Bildung polygonalen Ferrits während des Abkühlen« des warmgewalzten Materials beiträgt Vorzugsweise liegt der Molybdängehalt zwischen 0,18 und 0,4%, und zwar sowohl für warmgewalzte Grobbleche als auch Bandstahl. Das Niob liegt in einem Bereich von 0,05 bis 0,2% und in diesem Bereich unterdrückt es die Bildung von polygonalem Ferrit und gibt dem Halbzeug eine Festigkeit durch ausgeschiedene Carbonitridpartikeln von Carbonitrid in der nadeligen Ferritstruktur. Es wird auch angenommen, daß die Anwesenheit von Niob in den angegebenen Mengen einen Kornverfeinerungseffekt auf den Austenit während des Warmwalzens hat Vorzugsweise liegt Niob im Bereich vor. 0,06 bis 0,1 %.

Die vorstehenden Legierungsbestandteile ergeben, in den angegebenen Mengen, mit Eisen ur. τ den üblichen Verunreinigungen einen niedrig legierten Stahl, der vorwiegend eine nadelige Ferrit-Mikrostruktur hat, wobei die Bildung größerer Mengen polygonalen Ferrits vermieden wird und außerdem eine Aufrechterhaltung vorausgehender Austenitkorngrenzen vermieden wird, wenn warmgewalztes Grobblech bis zu 25,4 mm Dicke unter Anwendung üblicher Luftkühlung verarbeitet wird. Es wird angenommen, daß die nadelige Ferritstruktur die Legierung noch weiter durch eine teilweise Ausscheidung des Niobcarbonitrids während des Kühlens des warmgewalzten Materials verfestigt. Eine noch weitere Verbesserung der Verfestigung ohne merkbaren Verlust an Zähigkeit kann durch eine zusätzliche Ausscheidung von Niobcarbonitrid entweder durch Herabsetzen der Abkühlungsgeschwindigkeit nach der Umbildung im Fall der Herstellung von Bandstahl, oder alternativ durch Spannungsfreiglühen mittels Wiedererwärmen im Fall der Herstellung von Grobblech erreicht werden.

Die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls läßt das Schmelzen unter Anwendung des üblichen Herdfrischens bzw. von elektrischer oder Sauerstoff-Verfahren zu. Wenn das Schmelzen der Legierung in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre

Tabelle 1

vorgenommen wird, wird das Schmelzen und/oder die Verarbeitung der Legierung so geregelt, daß wr Stickstoffgehalt der Legierung unter 0,015% vorzugsweise unter 0,007% bleibt. In den Fällen, wo der Stickstoffgehalt in einer Menge über 0,008% vorliegt, ist es zweckmäßig, Zirkon in bezüglich des Oberschusses stöchiometrischen Mengen zuzusetzen, so daß das entsprechende Zirkonnitrid gebildet wird uud die Nitridform im Austenit geregelt bleibt

Außer den vorstehend aufgeführten Bestandteilen kann der niedrig legierte Stahl auch noch bis zu 0,08% Aluminium enthalten, um eine gute Desoxidation gemäß der üblichen Stahlherstellungstechnik zu erreichen. Mengen im Bereich von 0,02 bis 0,05% werden allgemein bevorzugt Schwefel und Phosphor sind nicht erwünscht und ihre Anwesenheit sollte so niedrig gehalten werden, wie es wirtschaftlich möglich ist, im allgemeinen unter 0,04%, vorzugsweise unter 0,C3% maximal. Silizium kann ebenfalls als wahlweiser Bestandteil anwesend sein, und zwar in Mengen bis zu 035%. Vorzugsweise wird seine Anwesenheit so niedrig wie wirtschaftlich möglich gehalten. Bei der Herstellung von Grobblechen und Bandstahl aus Blöcken und Brammen des niedrig legierten Stahls ist es wichtig, daß Niob in fester Lösung im Austenit bei Beginn des Warmwalzens vorliegt was ein Wiedererwärmen der Blöcke auf Temperaturen: zwischen 1232 und 1288° C erforderlich macht Beim Wiedererwärmen von Brammen vor dem Fertigwalzen wird die Temperatur der Bramme vorzugsweise wenig über der Temperatur gehalten, bei welcher Niob in einer festen Lösung im Austenit vorliegt, da weiteres Erwärmen auf höhere Temperaturen das Kornwachstum in der Bramme fördert. Die Temperatur, bei der die Fertigbearbeitung an den warmgewalzten Grobblechen vorgenommen wird, ist nicht kritisch. Das Warmwalzen des vorgewärmten Blockes oder der vorgewärmten Bramme zu einem Bandstahl wird unter kontrolliertem Kühlen vorgenommen, um die Bildung polygonalen Ferrits im Endprodukt in merklichem Ausmaß zu vermeiden. Bei der Herstellung warmgewalzten Grobbleches kann mit der bei Luftkühlung üblichen Geschwindigkeit abgekühlt werden. Solche Luftkühlungsgeschwindigkeiten liegen in der Größenordnung von 1,65° C pro Sekunde bei einem 12,7 mm dicken Grobblech einer Temperatur von 704⁰C.

In Verbindung mit der Herstellung von Bandstahl ist die Ferttgbearbeitungstemperatur insofern wichtig, als sie tief genug liegen muß, um die Haspeltemperatur 621 bis 634° C nicht zu überschreiten, da sich eine höhere Temperatur auf die mechanischen Eigenschaften und die MikroStruktur des Bandes ungünstig auswirkt.

Um die optimale Kombination der physikalischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen niedrig legierten Stahls noch besser zu veranschaulichen, wurde eine Reihe von Stahllegierungen als Muster Nr. 1 bis 12 hergestellt und verschiedenen Versuchen unterworfen. Die Zusammensetzungen der zwölf einzelnen Legierungsmuster bringt die nachstehende Tabelle 1.

Stahl Nr.

Zusammensetzungen (Gew.-%) Kohlenstoff Mangan

0,051
0,051
0,049

1,89
2,20
1,87

Silizium

0,20
0,20
0.05

Molybdän

0,20
0,20
0.23

Niob

0,050
0,050
0.065

Fortsetzung	5	21 20	1,86	618	6	0,09
Stahl Nr-	Zusammensetzungen (Gew.-%) Kohlenstoff Mangan	1,80	Silizium	Molybdän Niob	0,09
5	0,019	1,86	0,05	0,24	0,09
6	0,041	1,90	0,06	0,25	0,09
7	0,048	1,86	0,06	0,18	0,09
8	0,056	1,86	0,07	0,26	0.09
9	0,052	1,90	0,05	03	0,09
10	0,052	Außer den besonderen Bestandteilen, die in den in Tabelle 1 angegebenen Mengen' vorliegen, enthielt 25 jedes Stahlmuster noch etwa 0,02% Aluminium, etwa 0,005% Stickstoff, etwa 0,01% Phosphor und etwa	030	0,24	an Mustern, die aus den verschiedenen Stahlmustern stammten, erhalten, und zwar wurden die Muster im gewalzten Zustand sowie im gewalzten und spannungs freigeglühten Zustand geprüft Wenn nicht anders
11	0,056	0,07	038

0,01% Schwefel. Der Rest auf 100% bestand im wesentlichen aus Eisen und Spuren anderer Verunreinigungen. Die Stahlmuster wurden, in Labormengen hergestellt und unter Nachahmung der großtechnischen Maßnahmen verarbeitet Um die Auswertung der erhaltenen Werte für mechanische Festigkeit und Schlagfestigkeit zu erleichtern, wurden die Muster 2 bis 4 allgemein als Zusammensetzungen, die typisch für niedrigen Niobgehalt sind, kategorisiert während die Muster 5 bis 11 als typische Zusammensetzungen mit hohem Niobgehalt kategori.siert wurden.

In Tabelle 2A und 2B sind folgende Prüfwerte zusammengestellt: Zugfestigkeitswerte, 0,2%-Dehngrenze ob^ßruchgrenze ag, Dehnung <5, Einschnürungsfaktor ψ und Kerbschlagzähigkeit Die Werte wurden

angegeben, basieren die Werte auf Mustern, hergestellt aus den Stählen, die zu Grobblech einer Dicke im Bereich von 93 bis 15,9 mm warmgewalzt worden sind, und zwar beginnend bei einer Temperatur im Bereich von 1232 bis 1288°C, und fertiggewalzt wurden bei einer Temperatur von 871°C. Die Muster wurden so hergestellt (wenn nicht anders angegeben), daß ihre Achsen in Walzrichtung verliefen, und die Spitze der Kerbe verlief senkrecht zur Walzebene. Die Werte in Tabelle 2B wurden an Mustern erhalten, die bei einer Temperatur zwischen 593 und 621°C 1 Stunde lang spannungsfreigeglüht und dann mittels L^ft gekühlt worden sind. Die Benutzung der Bezeichnung »K. B.« in diesen Tabellen besagt, daß keine Bestimmung der betreffenden Werte durchgeführt wurde.

Tabelle 2A	Zugfestigkeit	ob	ό	kp/mm²)	29	1 kp/mm²)	31	ψ	Kerbschlagzähigkeit	(mkp/cm²)	1,088 mkp/cm²	50% Scher-
Stahl Nr.	*0fs2*			62,02	29	62,30	26		(mkp/cm²)	bei -45,6° C	Temp.	bruch
		(kp/mm²)		63,00	26	69,23	27		bei 24°C		(°C)	Γ C)
	(kp/mm²)		gewalzt, Nb-Gehalt niedrig	67,41	gewalzt, Nb-Gehalt hoch	66,50	47
			(σ_π = 42,00		(O_n = 49,00	66,22	26
		42,14	47,67	69,86		75		KB	-26,1	+ 1,7
	4334	47,67			76	6,26	KB	-26,1	-3,9
2	45,85	49,07	72	10,23	0,54	-28,8	-1,1
2')	49,56		6,74
3	48,23
	80		9,30	-67,8	-53,9
	73	12,18	0,71	-283	-6,7
5	77	6,80	1,08	-45,6	-23,3
7	76	5,49	1,85	-48,3	-28,9
6")	74	7,18	0,98	-40,0	+ 4.4
6		8,87
8

') Die Achsen der Zugfestigkeits- und Kerbschlagzähig!<eitsproben verliefen senkrecht zur Walzrichtung. ") Fertiggewalzt bti 982°C anstatt bei 87TC.

Tabelle 2B

Stahl Nr.

Zugfestigkeit

ι»,

Ό.2

(kp/mm?)

(kp/mm-)

Kerbschlagzähigkeit

Ψ	(mkp/cm²)	(mkp/cm^J)	1.088 mkp/cn^	50% Scher
	24° C	-45.6⁰C	Temp.	bruch
			(⁰C)	Γ C)

spannungsgeglüht, Nb-Gehalt
niedrig («„ = 52,50 kp/mm²)

2	54.25	63.91	29	7b	9.19	K.B.	-17.8	-1.1
T)	55.44	66.71	28	76	6.75	0.54	-26.1	-15.0
4	56.70	65.17	30	77	9.19	1.14	-45.6	-31.7
4	57.33	66.50	28	73	10.33	0.38	-34.4	-28.9
3)	59.08	70.98	25	72	7.23	K.B.	-40,0	-9.4

spannungsfrei geglüht. Nb-Gehalt
hoch (»„ = 59,50 kp/mm²)

59.36	66.71	30	79	11.9
61.25	71,19	27	75	5.55
62.58	72.66	27	74	7.18
62.72	70.91	28	75	7.72
62,86	71.26	27	76	5.92
63.42	71,89	26	76	8.70
64.19	75.25	25	72	5.85

8.16	-65,0	-45.6
0.38	-37.2	+ 1,7
0.43	- 12,'2	-3.9
0.43	-40.0	+ 10,0
K.B.	-42.8	-6.7
K.B.	-34.4	-17.8
0.32	-23.3	+ 12.8

') Die Achsen der Zugfestigkeits- und Kerbschlagzähigkeitsproben verliefen senkrecht zur Walzrichuing.
") Fertiggewalzt bei 982C anstatt bei 871⁰C.

Tabelle 3 bringt einen Vergleich der Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit als Funktion der Dicke des

hatten einen Durchmesser von 4.762 mm und alls anderen hatten einen Durchmesser von 6.350 mm. DU

Grobbleches, hergestellt aus dem Muster 6. In jedem .15 Muster für die Kerbschlagzähigkeitsprüfung waren air

Fall wurde das Grobblech bei 871'C fertiggewalzt und einem Grobblech einer Dicke von 9.525 mm und hatter

luftgekühlt, und parallel zur Walzrichtung ausgerichtet. eine Breite von 7.493 mm: alle anderen Muster warer

Die Zugfestigkeitsmuster aus 9.525 mm Grobblech 10.007 mm breit.

Tabelle 3	Zugfestigkeit	0	ό	79	72.59	22	71	Kerbschlagzähigkeit	mkp/cm² bei	1.088 mkp/cm^:	50% Scher
Dicke des				76	71.26	27	76		-45.6^CC	Temp.	bruch
Grobbleches	O₀,"	(kp/mm-)		78	70,14	29	76	mkp/cm² bei		(⁰C)	C C)
				bei 621° C spannungsfrei geglüht		24^CC
	(kp/mm²)	66.78	23	64.89			3.97	-65.0	-45.0
(mm)	gewalzt	66.22	27	62,86		1.85	-45.6	-28.9
	49,35	66.15	27	60,69	8.21	K.B.	-26.1	-1.1
9.525	49,56			7.18
12.700	48,37			7,80	2.39	-56.7	-20.6
15,875					K.B.	-37.2	-6.7
			5.87	K.B.	-3.9	+ 21.11
9325			6,43
12,700		5.44
15,875

Tabelle 4 bringt die Zugfestigkeits- und Kerbschlagzähigkeitswerte von verschiedenen der Stahlmuster, die in einer Weise bearbeitet wurden, die der technischen Fertigung von Bandstahlbunden einer Dicke von 6^50'mm entspricht, wobei die Haspeltemperatur bei 621⁰C lag. Das Fertigwalzen des Bandes wurde bei

871^c C vorgenommen. Die Warmewirkung des Haspeln: wurde durch Programm-Kühlung in einem Luftumwälz ofen nachgeahmt, wobei die Abkühlgeschwindigkei 22°C pro Stunde betrug. Die prozentuale Dehnunj wurde bei einer Länge von 50,80 mm bestimmt.

ίο

Tabelle	4	"ll (kp/mm²)	ό	Kerbschlagzähigkeit	(mkp/cm²) bei -17,8° C	(mkp/cm²) bei -45,6⁰C	1.088 mkp/cm² Temp. (⁰C)	50% Scher bruch (⁰C)
Stahl Mr	Zugfestigkeit	59,71 59,99	23 21	(mkp/cnV) bei 24" C	2,72 K.B.	2.39 1.74	-56,7 -56,7	-34,4 -34,4
	(kp/mm²)	60,62 60,55	22 20	3.43 3.26	3,48 K.B.	2,39 1,52	-67,8 -60,0	-45,6 -40,0
3 3')	.7.11 47,18	65,45 65,87	22 21	3,81 3,37	2.12 K.B.	2.34 1.41	-67,8 -56.7	-40,0 -40,0
K) K)	50,19 52,01			4.03 2.40
5 5')	57.3 3 58.73

') Eigenschaften in Querrichtung.

wnrripn an "stunrlarHnrnhpn ims

Mustern 1 und 5 festgestellt, daß sie eine ausgezeichnete Biegbarkeit besitzen, so daß Querbiegeproben in einer Winkelstellung von 180° um einen Dorn eines Durchmessers von 6.350 mm gebogen und nachher wieder geradegebogen werden können, ohne daß sie reißen oder brechen. Die Stahlproben des Musters 5 wurden auch geschweißt, und zwar unter Anwendung ί\ρς l^ichthr^fypnKrh vypirtvprfiihrpn·: wpjphpQ ^JP** Schweißnaht von genügender Duktilität bildet, was ein Biegen in einer Winkelstellung von 90° ohne Bruch gestattet. Ein Querschnitt durch einen polierten Abschnitt der Schweißung zur Bestimmung der Mikrohärte zeigte die Abwesenheit von irgendwelchen harten oder weichen Zonen neben der Schweißnaht.

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug mit einer 0,2%-Dehngrenze von mindestens 42 kp/mm² und einer Kerbschlagzähigkeit von mindestens 2,40 kpm/cm² bei 24"C aus einem Stahl, der 0,01 bis 0,1% Kohlenstoff, 1,5 bis 2^% Mangan, 0,1 bis 0,5% Molybdän, 0,05 bis 0,2% Niob, bis 0,08% Aluminium, bis 0,015% Stickstoff, bis zu je 0,04% Schwefel und Phosphor, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält, mit der Maßgabe, daß bei Anwesenheit von mehr als 0,008% Stickstoff Zirkonium in einer bezüglich des 0,008% übersteigenden Stickstoffgehaltes stöchiometrischen Menge zugegeben wird, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl zur Auflösung der niobhaltigen Ausscheidungen im Austenit auf 1232 bis 1288° C erhitzt, anschließend, in diesem Temperaturbereich beginnend, verformt und im Umwandlungsbereich zur Erzeugung einer vorwiegend nadeligen Ferritmatrix mit Niobcarbonitrid-Ausscheidung mit Luft abgekühlt wird

2. Verfahren nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei 593 bis 649°C zum Abbau der Spannungen und weiteren Ausscheidung von Niobcarbonitrid angelassen wird.

3. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen Stahl, der 0,02 bis 0,07% Kohlenstoff, 1,8 bis 2,2% Mangan, 0,18 bis 0,4% Molybdän, 0,06 bis 0,1% Niob, 0,02 bis 0,05% Aluminium, bis zu 0,007% Stickstoff, bis zu 0,03% Schwefel, bis zu 0,03% Phosphor und Rest Eisen enthalt.

4. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch I oder 2 auf einen im Anspruch 1 genannten Stahl, der jedoch 1,8 bis 2,2% Mangan enthält, zur Herstellung von warmgewalztem Grobblech.

5. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen im Anspruch 1 genannten Stahl, der jedoch 13 bis 2,0% Mangan enthält, zur Herstellung von warmgewalztem Bandstahl mit der Maßgabe, daß die Haspeltemperatur die Temperatur 621 bis 634° C nicht überschreitet.

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