DE2551791C3

DE2551791C3 - Anwendung eines Verfahrens zur Herstellung von Kaltbändern

Info

Publication number: DE2551791C3
Application number: DE2551791A
Authority: DE
Inventors: Shiro Fukuyama Hiroshima Fukunaka; Kazuhide Yokohama Kanagawa Nakaoka
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1974-11-18
Filing date: 1975-11-18
Publication date: 1981-04-23
Also published as: DE2551791B2; DE2551791A1; JPS5157623A; BE835666A; BR7507609A; JPS5548575B2; US4050959A; FR2291277B1; FR2291277A1; GB1514270A; CA1054495A

Description

Phosphor:	0,03 bis 0,20%	I
Silizium:	0,2 bis 2,0%	herstellungsbedingte Verunreinigungen
Kupfer:	0,2 bis 1,5%
Vanadium:	0,05 bis 0,20%
Niobium:	0,02 bis 0,20%
Rest Eisen und

enthalten.

2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl der Zusammensetzung nach Anspruch 1, der 0,005 bis 0,023% Schwefel enthält.

3. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl gemäß Anspruch 1, bei dem jedoch der Gehalt an Kohlenstoff 0,005 bis 0,006%, der Gehalt an Mangan 0,23 bis 1,05%, der Gehalt an Stickstoff 0,0033 bis 0,0095% und der Gehalt an Aluminium 0,001 bis 0,015% betragen.

4. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 0,005 bis 0,006% C, «,32 bis 1,05% Mn, 0,0065 bis 0,0095% N, 0,010 bis €,015% Al und zusätzlich eines oder mehrere der folgenden Elemente enthält.

P: 0,07 bis 0,12%

Si: 0,3 bis 1,2%

V: 0,10%

Nb: 0,03 bis 0,04%

Co: 0,98%

Rest Eisen und

herstellungsbedingte Verunreinigungen.

5. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl gemäß Anspruch 1, der 0,052% C, 0,28% Mn, 0,01 % P, 0,018% S, 0,0092% N und 0,12% Si enthält.

6. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 mit der Maßgabe, daß der Bandstahl bei der ersten Glühbehandlung auf 700⁰C mit einer Haltezeit von 1 Minute erwärmt wird.

7. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 •uf einen Stahl gemäß einem der Ansprüche 1 —5 Hit der Maßgabe, daß der Bandstahl bei der ersten Glühbehandlung auf 800⁰C erwärmt wird.

8. Anwendung des Verfahrens nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1, 6 oder 7 auf Stähle nach einem der Ansprüche 1 bis 5 mit der Maßgabe, daß der Bandstahl in der zweiten Erwärmungsstufe 1 min lang auf 100° C erwärmt wird.

9. Anwendung des Verfahrens nach einem der

Die Erfindung betrifft die Anwendung eines Verfahrens zur Herstellung von Kaltbändern mit einer vollständig kontinuierlichen Vergütungsbehandlung nach dem Kaltwalzen, um einen hochfesten, kaltgewalzten Bandstahl zu erzielen, der eine hohe Einbrennhärtbarkeit und eine vorzügliche Alterungsbeständigkeit aufweist.

Insbesondere bei Stählen für den Fahrzeugbau treten Schwierigkeiten bei der Preßverformung auf, sowohl in bezug auf die Verformbarkeit als auch auf die Formbeständigkeit nach der Preßumformung.

Bei der Anwendung von Stählen für die Herstellung

von Fahrzeugkarosserien ist es im Interesse der Fahrzeuginsassen jedoch notwendig, daß der Stahl auch nach Preßumformung hohen Anforderungen an die

Formbeständigkeit genügt.

Hierzu ist bekannt, dem Stahl große Mengen an löslichem Stickstoff (N) zuzugeben, der an freien Versetzungen während der Beschichtung und Einbrennung ausgeschieden wird, wobei die Streckgrenze ansteigt. Ein derartiger Stahl wird beispielsweise mit AA (beschleunigt alterungsfähiger Bandstahl) bezeichnet. Hierbei werden bei der Stahlherstellung ungefähr 100 ppm Stickstoff zugegeben, um die Festigkeit durch eine Wärmebehandlung nach der Preßverformung zu steigern. Diese Bandslahlsorte jedoch ist nicht immer für Verkleidungen an der Karosserie geeignet, hauptsächlich weil dieser Bandstahl eine übermäßige Stauchalterung besitzt und Ziehriefen an den gezogenen bzw. gepreßten Teilen auftreten. Wie bei theoretischen Überlegungen zu erwarten war, ist dies auf die große Menge von löslichem Stickstoff zurückzuführen, welche die Alterung nachteilig beeinflußt. Obwohl mit diesem sogenannten AA-Bandstahl die Festigkeit durch die Alterungswirkung des Stickstoffs gesteigert werden kann, ist diese Wirkung beträchtlichen Beschränkungen unterworfen. Die Zugfestigkeit beträgt beispielsweise 40 bis 50 kg/mm². Demzufolge ist bisher kein hochzugfester, kaltgewalzter Bandstahl bekannt, der sowohl eine gute Alterungsbeständigkeit als auch eine hohe Einbrennhärtbarkeit beim Einbrennplattieren in sich vereint.

Die Erfindung hat sich deshalb zur Aufgabe gestellt, ein Verfahren zur Herstellung von Kaltbändern auf einen Stahl anzuwenden, wodurch der Stahl gute Preßverformungseigenschaften aufweist und seine Formbeständigkeit bei der Einbrennlackierung hervorragend wird.

Vorgeschlagen worden ist auch ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten hochzugfesten aluminiumberuhigten Stahlbandes mit einer Warmwalzstufe mit einer Endtemperatur von über 800⁰C, einer Kaltwalzstufe und einer vollständig kontinuierlichen

Wärmebehandlung, bei der das durchlaufende Stahlband mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mehr

μ : ι j r

dieser Temperatur IO bis 120 Sekunden lang gehalten und dann mit Hilfe eines Wasserstrahls schnell auf Zimmertemperatur abgekühlt wird und das schnell abgekühlte Stahlband wieder auf eine Temperatur im Bereich von 150 bis 400⁰C erwärmt und auf dieser Temperatur eine Zeit gehalten wird, die zwischen 2 und 300 Sekunden liegt, aber je nach der Höhe der Temperatur verschieden lang bemessen ist Der verwendete Stahl hat einen Kohlenstoffgehalt von 0,04 bis 0,12%, einen Mangan-Gehalt von 0,10 bis 1,60% und einen Gehalt an säurelöslichem Aluminium von 0,01 bis 0,20%. Die Streckgrenze des nach dieser Erfindung hergestellten Stahls liegt nach dem Einbrennlackieren um mindestens 7 kg/mm² höher als beim Preßverformen.

Das gemäß der vorliegenden Erfindung anzuwendende Verfahren unterscheidet sich von dem nach dem älteren Vorschlag nur wenig. Es sieht vor, daß der kaltgewalzte Stahl auf Acj bis 9Q0°C erwärmt und 5 bis 180 Sekunden auf dieser Temperatur gehalten wird, dann von dieser Temperatur im Wasserstrahl auf Raumtemperatur abgekühlt und dann wieder auf 150 bis 45O⁰C erwärmt und 5 bis 300 Sekunden auf dieser Temperatur belassen wird, abschließend auf Raumtemperatur abgekühlt und gehaspelt wird. Dieses Verfahren wird auf einen Stahl angewendet, der 0,02 bis 0,12% Kohlenstoff, 10 χ (S) bis 2,00% Mangan, an Stickstoff 0,003 bis 0,02%, vorzugsweise 0,004 bis 0,015%, und Aluminium bis zu 5 χ 10-V(N)%, ferner eines od^r mehrere der nachstehenden Elemente:

Phosphor:	0,03 bis 0,20%
Silizium:	0,2 bis 2,0%
Kupfer:	0,2 bis 1,5%
Vanadium:	0,05 bis 0,20%
Niobium:	0,02 bis 0,20%
Rest Eisen und
herstellungsbedingte Verunreinigungen

enthält.

Durch diese Zugaben unterscheidet sich die vorliegende Erfindung von der nach dem älteren Vorschlag.

Stähle, welche außer den Gehalten an Kohlenstoff, Mangan und Aluminium auch Phosphor und Silizium in Mengen enthalten, die mit den vorgenannten übereinstimmen, sind an sich durch die DIN 1624 vom August 1954 bekannt. In Jer britischen Patentschrift 13 37 820 sind Stähle beschrieben, die bis zu 0,15% Kohlenstoff, 0,10 bis 0,55% Silizium, 0,80 bis 1,50% Mangan, bis zu 0,020% Schwefel, 0,01 bis 0,11% lösliches Aluminium, bis zu 0,012% Stickstoff enthalten, sowie 0,1 bis 0,5% Kupfer, 0,1 bis 0,4% Nickel, 0,01 bis 0,05% Niob und 0,01 bis 0,1% Vanadium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, zu denen auch Phosphor zu rechnen ist.

Die Erfindung wird nachstehend an Hand der Zeichnung an bevorzugten Ausführungsbeispielen näher erläutert.

F i g. 1 ist ein Diagramm, da·- .■."■ ^c.inbrennhärtbarkeit eines Stahles, der durch das anzuwendende Verfahren hergestellt wurde, in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur, verglichen mit jener eines bekannten Stahles aufzeigt;

Fi g. 2 ist ein Diagramm, in dem die Einbrennhärtbarkeit eines solchen Stahles in Abhängigkeit von der Einbrenntemperatur, verglichen mit jener eines bekanntes Stahles aufgezeigt ist

Die Eigenschaften eines durch Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung hergestellten Bandstahls sind überraschend. Bei der Einbrennhärtung bei 170⁰C während 20 Minuten tritt eine Verbesserung der Streckgrenze von wenigstens 7 kg/mm² auf. Insbesondere die Zugfestigkeit ist vor und nach dem Einbrennen nicht geringer, sondern ίο bleibt unverändert Somit ist ein solcher Stahl einfach beim Ziehen zu Kraftfahrzeugteilen verformbar, und insbesondere ist die Formbeständigkeit sichergestellt. Die Festigkeit an der Streckgrenze nimmt nach Fertigstellung des Erzeugnisses beträchtlich zu, d.h. nach der Überzugseinbrennbehandlung. Somit ermöglicht die Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung dessen einfache Verarbeitung. Ferner ist die Streckgrenzendehnung nach einer beschleunigten Alterung bei 38° C während 8 Tagen wesentlich geringer als der erwartete Wert von 1%. Eine Begründung, warum der Bandstahl der genannten Zusammensetzung bei Anwendung des Verfahrens diese überraschende Alterungsbeständigkeit trotz des hohen Bestandteils an löslichem Stickstoff besitzt, läßt sich vermutlich theoretisch dadurch belegen, daß 3 bis 40% Martensit vorliegen, der sich im Stahl bei Anwendung des Verfahrens als zweite Phase bildet und freie Versetzungen enthält An diesen freien Versetzungen bilden sich aus energetischen Gründen bevorzugt Ausscheidungen, welche die Versetzungen blockieren. Neue Versetzungen entstehen dann in ungleichmäßiger Verteilung und sind als Lüders'sche Bänder sichtbar (Δο/Δε = 0). Die unterschiedlichen Eigenschaften des Bandstahls werden wahrscheinlich dadurch verursacht, daß sich eine Kristallstruktur mit einer zweiphasigen Ferrit-Martensit-Stufe durch die Wasserabschreckung im Wasserstrahl von der Glühtemperatur bildet, die durch das darauffolge Erwärmen während einer relativ niedrigen Temperatur unterstützt wird.

Die Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung führt zu einem Bandstahl, der eine hohe Einbrennhärtbarkeit und eine ausgezeichnete Alterungsbeständigkeit aufweist, wenn folgende Bedingungen eingehalten werden:

C: In der Grundzusammensetzung ändert sich die Struktur des Stahles zu der Zweiphasenstruktur von Ferrit-Martensit, welches dem Stahl eine vorzügliche Festigkeit verleiht. Ein C-Gehalt unterhalb 0,02% ermöglicht die Bildung dieser Struktur nicht, während bei einem C-Gehalt oberhalb 0,12% eine schlechte Preßverformbarkeit auftritt sowie eine niedrige Dehnungsgeschwindigkeit und niedrige r-Werte für die mittlere senkrechte Anisotropie.

Mn: Die untere Grenze von Mn liegt bei 10 χ (S)% wegen der Rotbrüchigkeit, die durch FeS verursacht wird. Die obere Grenze liegt bei 2,0% im Hinblick auf die Preßverformbarkeit wie bei dem

N: N ist ein Bestandteil, dem eine ausschlaggebende Bedeutung bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung zukommt. Die untere Grenze liegt bei etwa 0,003% und die obere bei 0,02%, um die Einbrennhärtbarkeit des Bandstahls zu verbessern. Wenn der N-Gehalt die obere Grenze überschreitet, weist der

Stahl eine geringere Preßverformbarkeit auf, so daß eine Kaltwalzung in den meisten Fällen unmöglich wird. Ein bevorzugter Bereich für den N-Gehalt liegt zwischen 0,005 und 0,015%. Bei diesem N-Gehalt besitzt der Bandstahl eine hohe Einbrennhiirtbarkeit, eine ausgezeichnete Alterungsbeständigkeit und eine geeignete Preßverformbarkeit

Al: Die obere Grenze für den Al-Gehalt beträgt 5 χ 10-⁴/(N)%, um eine Ausscheidung von N in Form von AlN während des Erwärmungsvorganges zu vermeiden.

Um dem Stahl mit der oben aufgeführten Grundzusammensetzung eine höhere Festigkeit und Bearbeitbarkeit zu verleihen, können noch eines oder mehrere der Elemente Phosphor, Silizium, Kupfer, Vanadium und Niob zugegeben werden. Diese bilden keine Nitride oder nur schwerlich Nitride während der Herstellung.

Die unteren Grenzwerte dieser Elemente bezeichnen den geringsten Gehalt, der erforderlich ist, um die Festigkeit und die Preßverformbarkeit entsprechend zu steigern.

P: 0,03 bis 0,20%. Die obere Grenze liegt bei 0,20%, da bei einem P-Gehalt, der diesen Grenzwert überschreitet, die Punktschweißbarkeit verlorengeht.

Si: Der untere Grenzwert für Si beträgt 0,2% und der obere 2,0% im Hinblick auf die Preßverformbarkeit.

Cu: Der untere Grenzwert beträgt 0,2% und der obere 1,5%, um das Auftreten eines sogenannten Cu-Defekts. an den Oberflächen zu unterbinden.

V: Der V-Gehalt liegt innerhalb des Bereichs von 0,05% bis 0,2%. Ein Grund für den oberen Grenzwert liegt darin, daß sich sonst N in großen Mengen als Vanadiumnitrid ausscheidet so daß oberhalb dieses Grenzwertes die Festigkeit nicht proportional zum Ansteigen des V-Gehaltes gesteigert werden kann.

Nb: Diese Ausführungen treffen ebenfalls für den Nb-Gehalt zwischen 0,02 bis 0,2% zu. Die Wirkung der Zugabe dieses Elementes bewirkt zusätzlich eine vorzügliche Preßverformbarkeit, wenn der C-Gehalt niedrig liegt.

Ein Stahl mit der oben angegebenen Zusammeasetzung wird warmgewalzt, entzundert und kaltgewalzt unter bekannten Voraussetzungen. Der Bandstahl wird anschließend kontinuierlich vergütet Die Bedingungen für die Durchführung der kontinuierlichen Vergütungsbehandlung werden nachstehend erörtert

Der Bandstahl wird auf eine Temperatur von Aci bis 900⁰C bei bekannter Geschwindigkeit erwärmt und innerhalb dieses Temperaturbereichs 5 bis 180 Sekunden belassen. Die untere Grenze liegt bei Acj, um eine Martensitphase durch die Abschreckung von dieser Temperatur zu gewährleisten. Die obere Grenze liegt bei 900° C, da die Struktur beim Abschrecken von höheren Temperaturen als 900° C eine vollständige Martensitphase aufweist, die im Hinblick auf die Preßverformbarkeit und die Stauchalterungseigenschaft nachteilig ist Damit die Rekristallisation innerhalb dieses Temperaturbereiches beendet ist und sich teilweise Austenit bildet das die Basis für die Martensitphase darstellt ist eine Erwärmung während wenigstens 5 Sekunden erforderlich. Wenn der Stahl innerhalb dieses Temperaturbereiches langer als 180 Sekunden belassen wird, und wenn Al im Stahl enthalten ist, scheidet sich N als AlN aus, und die Verarbeitbarkeit nimmt dementsprechend ab.

Dieselben Ausführungen bezüglich der Erwärmungstemperatur treffen auch auf das Festlegen der Temperatur zu, von der beim Abschrecken ausgegangen wird. Das heißt der Bereich der Erwärmungstemperatur entspricht dem Bereich des Ausgangs beim Abschrekken. Die Abschreckung von dieser Temperatur erfolgt ίο durch Wasserabschreckung im Wasserstrahl. Hierbei hat sich ergeben, daß eine Abschreckgeschwindigkeit erforderlich ist, die schneller als jene ist, die zum Aushärten in fließendem Wasser verwendet wird, um sicherzustellen, daß eine Martensitphase in einem niedriggekohlten Stahl, wie z. B. C < 0,12% trotz der Tatsache auftritt, daß die Abschreckung von einer Temperatur zwischen dem Aci-Punkt und 900⁰C erfolgt. Um die erforderlichen Abschreckgeschwindigkeiten in Großanlagen durchführen zu können, ist die Wasserabschreckung im Wasserstrahl geeignet. Diese Abschreckung ermöglicht gleichzeitig die Erhaltung des T-Wertes (mittlere senkrechte Anisotropie), der ungefähr jenen r-Werten entspricht, die ein hochwertiger, kaltgewalzter Bandstahl besitzt. Bei einer anderen Abschreckungsart, bei der geringe Abschreckgeschwindigkeiten auftreten, kann der f-Wert in dieser Höhe nicht beibehalten werden. Diese Gründe sprechen für die Wasserabschreckung im Wasserstrahl beim erfindungsgemäßen Verfahren.

Die nochmalige Erwärmungsbehandlung auf 150⁰C bis 450⁰C während 5 bis 300 Sekunden erfolgt anschließend, d. h. nachdem der Bandstahl auf Raumtemperatur durch die Abschreckung abgekühlt worden ist Diese nochmalige Erwärmung dient dazu, zu

verhindern, daß die Festigkeit beim Überzugseinbrennen nach der Preßverformung abfällt Das heißt diese nochmalige Erwärmung ist erforderlich, damit sich der gelöste C im Stahl ausscheiden kann, und damit sich insbesondere der Martensit in eine stabilere Form

ίο umwandelt als sie nach der Erwärmung und Abschrekkung vorliegt Ein Teil des gelösten C soll im Stahl verbleiben, so daß sich nicht der gesamte Anteil an C während der nochmaligen Erwärmungsbehandlung ausscheidet, d. h., es ist eine Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur erforderlich, um die oben aufgeführte Einbrennhärtbarkeit zu verbessern. Der untere Grenzwert für die nochmalige Erwärmung liegt vorzugsweise bei 15O⁰C während 5 Sekunden. Ein Grund hierfür liegt darin, daß ein großer Anteil des

so gelösten Kohlenstoffs sich im Ferrit bei der Abschrekkung um ein bestimmtes Maß ausscheidet so daß die Einbrennbeschichtungsbehandlung nach der Preßveriormung keine Erniedrigung der Festigkeit bewirkt Ein weiterer Grund liegt in der Stabilisierung der Martensit-

phase, da sich diese während der Oberzugseinbrennbehandlung nicht umwandelt

Der obere Grenzwert bei der nochmaligen Erwärmungsbehandlung liegt bei 450⁰C, da sich der Martensit ■ übermäßig oberhalb dieser Temperatur erweicht und die Eigenschaft der Alterungsbeständigkeit nachteilig beeinflußt Außer, daß die Festigkeit des Bandstahls selbst abnimmt wird durch die Abschreckung die Festigkeit nochmals nachteilig beeinflußt Die Zeit für die nochmalige Erwärmung liegt höchstens bei 300 Sekunden, um eine einfache Durchführbarkeit und einen entsprechenden Ausstoß an Bandstahl zu erzielen.

Die Erfindung wird nachstehend durch Gegenüberstellung von Vergleichsbeispielen und Beispielen der

Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens näher erläutert.

Beispiel

Dieses Ausfühfungsbeispiel befaßt sich mit dem Einfluß des Wärmezyklus bei der vollständigen kontinuierlichen Vergütungsbehandlung. Der Stahl wies hierbei ungefähr folgende Zusammensetzung an erfindungswesentlichen Bestandteilen auf:

Herstellungsbedingungen

Außer den Bedingungen für die kontinuierliche Vergütungsbehandlung, die in Tabelle I gezeigt sind, wurden die ansonsten bekannten Bedingungen eingehalten.

C:
Mn:
P:
S:

N:

Tabelle I

0,06%

0,28%

0,012%

0,018%

0,0075% Enddicke nach dem Kaltwalzen:

Nachwalzen:

Überzugseinbrennbehandlung:

Beschleunigte Alterung:

0,8 mm 1,0% 170° C, 20 Minuten 38°C während 8 Tagen.

Wärmebehandiungszyklus Die mechanischen Eigenschaften und der Einfluß des Wärmezyklus sind in Tabelle I aufgeführt.

Prüfzweck

1-1 700⁰C χ 2 h chargenweise Vergütung

1-2 700⁰Cx 1 min. kontinuierliche Vergütung f. Zinnplattierung

1-3 70O⁰CxI min.-WQ-300⁰CxI min.

° 1-4 80O⁰CxI min.-WQ-300°Cxl min.

1-5 920⁰Cx 1 min. — WQ- 300⁰CxI min.

1-6 80O⁰CxI min.-WQ

1-7 800⁰CxI min.-WQ-100⁰Cx 1min.

° 1-8 80O⁰CxI min.-WQ-250°C xl min.

° 1-9 800⁰Cx 1 min.-WQ-350⁰C χ 1 min.

°l-10 80O⁰CxI min.-WQ-400°Cx 1min.

1-11 80O⁰CxI min.-WQ-500⁰CxI min.

1-12 800° C χ 1 min. — Abschreckung in fließendem Wasser von — 250° C x 1 min.

1-13 800°Cx 1 min.— Druckluftabkühlung —250⁰Cx 1 min.

°: Wärmebehandlungszyklus gemäß der Erfindung Hinweis: WQ bezeichnet Abschrecken im Wasserstrahl

Tabelle I (Fortsetzung) Vergleichszyklus Vergleichszyklus Erwärmungstemperatur Erwärmungstemperatur Erwärmungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Nachbehandlungstemperatur Verfahren zur Schnellabkühlung Verfahren zur Schnellabkühlung

Mechanische Eigenschaften unmittelbar nach dem Nachwalzen

Streckgrenzen dehnung Us)

lcg/mrn²

ob

kg/mm²

nach der Einbrennbehandlung

mittlere o_s ob Δθς

senkrechte Aniso- _ tropie r kg/mm² kg/mm² kg/mm²

nach beschleunigter Alterung

Streckgrenzen dehnung Us)

383
33,8
30,6
28,2
26,3
31,0
28,6

1,8

2,0

0
0
0
0
0
0
0

34,3 37,2 38,2 44,2 47,1 69,1 592 453 4Zl 40,8 38,2 38,9 37,4

44,2 36,5 35,9 3Z9 22,1 72 163 3ZO 35,4 37,2 37,6 23,7 33,5

127 0,87 1,02 1,25 1,30 1,23 1,23 1,24 126 1,25 U4 0,98 0.89

3ZO 35,3 36,2 43.6 4Z5 46,3 45,2 44,8 41,8 39,9 36,0 36,2 3Z5 34,6
37,9
38,8
44,6
47,5
47,5
47,9
45,5
4Z6
40,9
38,9
38,8
37.1

8.3

6.1

6,2

11,1

7,3

6,9

11,0

IU

11.7

9,7

52

3.9

Z5
4,6
3,1
02
1,2

02
03
0,6

2,7
3.8

Wie in Tabelle 1 aufgeführt, wurde der Stahl 1-1 einer bekannten chargenweisen Vergütungsbehandlung unterworfen. Seine Einbrennhärtbarkeit, d. h. Aa_s, ist relativ groß und beträgt 8,3 kg/mm², jedoch seine Streckgrenzendehnung (e_s) nach der beschleunigten Alterung beträgt ungefähr 2,5%, was nachteilig ist.

Der Stahl 1-2 wurde einer bekannten kontinuierlichen Vergütungsbehandlung für Zinnplattierung unterworfen. Es scheint, als ob die Streckgrenzendehnung (s_s) selbst nach dem Nachwalzen ungefähr beibehalten bleibt, jedoch weist dieser Stahl eine niedrig liegenden Einbrennhärtbarkeit und zudem extrem nachteilige Alterungseigenschaften auf.

Die Stähle 1-3, 1-4 und 1-5 gelten als Prüfstähle für den Zusammenhang zwischen der Erwärmungstemperatur und der Stahlgüte. Die Erwärmungstemperatur

H<" CtoKlsc 1 ·} Rat-,,.-, ,,nnaeHUr· 7ΑΑ«Γ ,cA^r,U \c-t A,a

'U\*>3 UlUlIlLO 1 «J l_ri*llUg UllgVIUIll I WW ^^, JIfWWWI IUt UlV Güte ungefähr ähnlich jener des Stahls 1-2. Das heißt, diese Stähle weisen eine nachteilige Streckgrenzendehnung fa) eine nachteilige Einbrennhärtbarkeit und nachteilige Alterungseigenschaften auf.

Der Stahl 1-4 wurde durch Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung hergestellt, die Erwärmungstemperatur betrug 800⁰C. Obwohl die Einbrennhärtbarkeit, d.h. Ao₅, bei 11,1 kg/mm² lag, ist die Erholung der Streckgrenzendehnung nach der beschleunigten Alterung sehr niedrig bei 0,2%. Dieser Stahl kann als alterungsbeständig bezeichnet werden.

Die Erwärmungstemperatur beim Stahl 1-5 lag höher als bei jenem Temperaturbereich, der der Erfindung entspricht, nämlich bei 92O⁰C. Die Dehnung war. verglichen mit der hohen Festigkeit, niedrig, während die Einbrennhärtbarkeit und die Alterungsbeständigkeit schlechter sind, als bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung. Somit läßt sich annehmen, daß der Erwärmungsgeschwindigkeit bei der kontinuierlichen Vergütungsbehandlung beim Verfahren gemäß der Erfindung eine ausschlaggebende Rolle zukommt.

Bei den Stählen 1-6 bis 1-11 wurde der Einfluß einer Nachbehandlungstemperatur auf die Güte des Stahls untersucht Der Stahl 1-6 weist einen Nachteil auf, der ihn völlig ungeeignet macht: Die Festigkeit nimmt während der Einbrennbehandlung ab.

Der Stahl 1-7 wurde bei einer Anlaßtemperatur unterhalb des Bereichs behandelt, der gemäß der Erfindung angegeben ist. Bei einer Wärmebehandlung bei einer solchen Temperatur ergaben sich einige Verbesserungen gegenüber dem Stahl 1-6. jedoch nahm die Zugfestigkeit plötzlich von 59,3 kg/mm^? auf 47,9 kg/mm² ab, was sehr nachteilig ist

Die Stähle 1-8. 1-9 und 1-10 wurden nach dem Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt Diese Stähle besitzen eine hohe Einbrennhärtbarkeit und eine ausgezeichnete Alterungsbeständigkeit innerhalb des Bereiches der Nachwärmebehandlungstemperatur von 250⁰C bis 400⁰C Die Wahl der Temperatur bei der nochmaligen Erwärmungsbehandlung sollte vorzugsweise zu niedrigen Temperaturwerten führen. Dies wird insbesondere durch N verursacht Jedoch ermöglicht die alleinige Zugabe von N nicht die vorzüglichen Eigenschaften, wenn der Wärmebehandlungszyklus außerhalb des beim erfindungsgemäßen Verfahren angegebenen Bereichs liegt Dasselbe trifft auf den Stahl 1-11 zu, der einer Temperatur bei der nochmaligen Erwärmung unterworfen wurde, die außerhalb des angegebenen Bereichs lag, und zwar bei 500° C während

C:	0,05%
Mn:	0,27%
P:	0,01%
S:	0,027%
N:	0,0017%

1 Minute. Wie der Tabelle I zu entnehmen ist, wird hierbei außer der Festigkeit eine Streckgrenzendehnung (b_s) weiche eine große Erholungsgeschwindigkeit von 1,2% nach der beschleunigten Alterung bewirkt, was nachteilig ist. Vorzugsweise sollten deshalb die Bedingungen bei der nochmaligen Erwärmung wie beim Verfahren gemäß der Erfindung angegeben und eingehalten werden.

Die Stähle 1-7 bis 1-11 stellen repräsentative Ausführungsbeispiele zahlreicher Experimente dar, welche bezüglich der Nachbehandlung unternommen wurden. In Fig. 1 sind diese Experimente schaubildhaft aufgeführt, in der die Änderung der Einbrennhärtbarkeit bei den entsprechenden Nachbehandlungstemperatüren jenen der Vergleichsstähle gegenübergestellt ist. Ein Vergleichsstahl, der keinen N-Zusatz enthielt, wies

Dieser wurde auf dieselbe Art und Weise, einschließlich der Wärmebehandlung, wie die oben aufgeführten Stähle hergestellt.

Dieser Stahl ist ein niedriggekohlter Stahl für Bleche. Entsprechend F i g. 1 weist der Vergleichsstahl (bekannter Stahl) eine sehr starke Abnahme in der Einbrennhärtbarkeit bei steigender Vergütungstemperatur auf, während der Stahl, welchem bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung, N zugegeben wurde, keine Abhängigkeit von der Vergütungstemperatur zeigt Dieses beinhaltet die Vergütungsbehandlung von einem Stahl mit N-Zusatz bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung.

Die Auswirkungen der Abschreckweise wurden an Hand der Stähle 1-12 und 1-13 untersucht Beim Vergleich dieser Stähle mit den Stählen 1-4,1-8,1-9 und 1-10 ergibt sich, daß bei einer niedrigen Abkühlungsgeschwindigkeil, wie beim Abschrecken unter fließendem Wasser oder bei Druckluftabkühlung, welche wesentlich langsamer als die Wasserabschreckung im Wasserstrahl bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung ablaufen, keine ausreichende Festigkeit gewährleistet ist das Gleichgewicht zwischen Bruchfestigkeit und Bruchdehnung zerstört wird und gleichzeitig eine niedrigere Einbrennhärtbarkeit vorhanden ist Die Angaben bezüglich des f-Wertes zeigen weiter, daß die Abschreckung im Wasserstrahl bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung unbedingt erforderlich ist Im Falle der Stähle 1-4, 1-8 und 1-9, die durch Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung hergestellt sind, erreicht der r-Wert ein Maß, das gewöhnlich bei kaltgewalztem Bandstahl auftritt d- h. 1,24 bis 1,26 beträgt während die Stähle 1-12 und 1-13, die im fließenden Wasser oder durch Druckluft abgeschreckt worden sind, niedrigere T- Werte aufweisen, z. B. 0,98 und 0,89. Diese sind für die Preßverformung ungeeignet Wie eingangs aufgeführt stellt die Abschreckung im Wasserstrahl bei der kontinuierlichen Vergütungsbehandlung bei Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung eine unabdingbare Notwendigkeit dar.

Beispiel 2

Die Auswirkungen des Zusatzes von N auf die Stabilität der Einbrennhärtbarkeit wurde hierbei untersucht. Eine Grundbedingung für das Einbrennen des Überzugs sind normalerweise 170°C während 20 Minuten. Bekanntlich sind diese Erfordernisse nicht immer einzuhalten, z. B. bei konkaven Teilen, zu denen die heiße Luft nur schwerlich gelangen kann. Ferner hat

sich durch Versuche bestätigt, daß die Temperatur der heißen Luft nicht immer 170°C betragen muß.

Aus diesem Grunde ist es erforderlich, daß die hohe Einbrennhärtbarkeit während geringer Schwankungen in der oben angeführten Einbrennbedingung sich stabil verhält. Hierzu dient dieses Ausführungsbeispiel.

Ein Prüfstahl wurde unter den folgenden Bedingungen hergestellt:

Zusammensetzung der Probe (%) C Mn P

Stahl mit N-Zusatz
Stahl ohne N-Zusatz

0,052
0,055

0,28
0,23 0,01
0,01

0,018
0,019

0,0092 0,0014

Hierbei wurde Si zur Desoxydation zugegeben.

Hauptherstellungsbedingungen:

Die Stähle wurden kontinuierlich gegossen Enddicke nach dem Warmwalzen: 3,2 mm

Enddicke nach dem Kaltwalzen: 0,8 mm

Wärmezyklus für die kontinuierliche Vergütungsbehandlung:

anschließende
Nachbehandlung:

Nachwalzverhältnis:

bei 270⁰C während 1 Minute 1%

Erwärmungstemperatur:
Abschrecktemperatur:

750° C, 1 Minute
750° C

Die Abschreckung erfolgte im Wasserstrahl:

Bedingungen bei der Einbrennbeschichtung:

fünf Stufen bei 100°C, 120⁰C, 14O⁰C, 160°C und 170° C, die Behandlungszeit betrug jeweils 5 Minuten.

Die mechanischen Eigenschaften unmittelbar nach dem Nachwalzen und vor dem Einbrennen waren wie folgt:

Streckgrenzen
dehnung (e_s)

Stahl mit N-Zusatz
Stahl ohne N-Zusatz

29,5 kg/mm² 27$ kg/mm?

0%
0%

42,d kg/mm²
39,3 kg/mm²

57,0% 383%

Die Abhängigkeit der Einbrennhärtbarkeit dieser Stähle bei den oben angeführten Einbrennbedingungen sind in F i g. 2 gezeigt Dieser Figur kann entnommen werden, daß die Einbrennhärtbarkeit bei dem bekannten Stahl plötzlich bei der Einbrenntemperatur proportional dazu abnimmt Bei dem Stahl der einen N-Zusatz aufweist hincrpgpn Hpr Hnrrti Anwendung uzs Verfslirens auf einen Stahl der genannten Zusammensetzung hergestellt ist, tritt jedoch diese Abhängigkeit nahezu nicht auf. Beispielsweise tritt eine Einbrennhärtbarkeit von 10 kg/mm² selbst bei 120°C auf. Die Stabilität ändert sich durch die Änderung der Einbrenntemperatur nahezu kaum, d- h. die Einbrennhärtbarkeit verhält sich stabil und ist nahezu unbeeinflußbar durch die Nachbehandlungstemperatur, wie dies in Beispiel 1 erläutert worden ist

Beispiel 3

An Hand dieses Ausführungsbeispiels wurde der Einfluß durch die chemische Zusammensetzung untersucht Nachstehend Haupterfordernisse wurden bei der Herstellung des Stahles erfüllt

Enddicke nach dem Warmwalzens 2,8 mm Enddicke nach dem Kaltwalzen: 0,8 mm

Wärmezyklus für die kontinuierliche Vergütung: Erwärmungstemperatur
und -zeit:
Abscnrec-ksng.

55 Nachbehandlung:
Nachwalzverhältnis:

800° C,l Minute Abschreckung im Wasserstrahl von 800⁰C 400⁰C, 1 Minute 1,0%

170⁰C, 20 Minuten

Embrennb eschich tungsbedingungen:

Beschleunigte Alterang:

Erholungsbetrag der Streckgrenzendehnung (e_s) nach der beschleunigten Alterung bei 38° C während 8 Tagen.

65 Die mechanischen Eigenschaften sind in Tabelle Il aufgeführt

14

Tabelle II

Stahl Zusammensetzung (%)

C Mn N

Al

besondere
Zusatzelemente

Ai°/o

Prüfzweck

3-1	0,06	0,23	0,0014	0,001	P 0,12%	0,01
3-2	0,05	0,23	0,0033	0,001	Si 1,02%	0,03
3-3	0,06	0,28	0,0056	0,001	Cu 0,98%	0,08
3-4	0,04	0,22	0,0138	0,001	P 0,07%, Si 1,02%	0,15
3-5	0,04	0,28	0,0250	0,001	P 0,10%, Nb 0,04%	0,25
3-6	0,05	0,25	0,0071	0,045	Si 0,3%, P 0,10%,	3,20
3-7	0,05	0,21	0,0102	0,053	V 0,10%	5,41
3-8	0,09	0,32	0,0035	0,001	Si 1,2%, Nb 0,03%	0,04
3-9	0,14	0,35	0,0032	0,001	0,03
3-10	0,06	1,05	0,0038	0,035	1,33
3-11	0,08	2,20	0,0035	0,050	1,75
3-12	0,05	0,32	0,0065	0,010	0,98
3-13	0,06	038	0,0078	0,005	0,39
3-14	0,06	0,35	0,0059	0,013	0,77
3-15	0,05	0,33	0,0063	0,035	2,21
3-16	0,05	0,42	0,0075	0,009	0,68
3-17	0,05	0,35	0,0082	0;012	0,98

3-18	0,06	1,05	0,0095	0,015	1,43

Einfluß von N
Einfluß von N
Einfluß von N
Einfluß von N
Einfluß von N
Einfluß von Al
Einfluß von Al
Einfluß von C
Einfluß von C
Einfluß von Mn
Einfluß von Mn

'Auswirkung dch. d. Zugabe von P Si Auswirkung dch. d. Zugabe von P Cu Auswirkung dch. d. Zugabe von P P-Si

Auswirkung dch. d. Zugabe von P P-Nb

Auswirkung dch. d. Zugabe von P Si-P-V

Auswirkung dch. d. Zugabe von P Mn-Si-Nb
Auswirkung dch. d. Zugabe von P

°: erfindungsgemäß hergestellter Stahl
Hinweis: S-Gehalt in den Stählen: 0,005-0,023%

Tabelle II (Fortsetzung)

Mechanische	Eigenschaften	unmiuelb. n.	d. Nachwalzen	nach der	Einbrennbehandlung	Aas	n. beschl. Alterung	Stahl
Oj	Streck	OB	(5	Os	OB		Streck
	grenzen						grenzen
	dehnung E_s					kg/mm²	dehnung s_s
kg/mm²	Vo	kg/mm²	%	kg/mm²	kg/mm²	5,4	%
26,2	0	38,5	37,9	31,6	39,0	9,5	0	3-1
26,5	0	39,2	36,3	36,0	39,3	11,3	0	3-2
28,9	0	41,5	34,0	40,2	41,5	12,0	0,3	3-3
30,5	0	43,2	32,0	42,5	43,7	11,7	0,3	3-4
33,5	0	45,6	25,2	45,2	45,6	7,5	0,7	3-5
32,0	0	45,8	32,1	39,5	45,5	3,5	0	3-6
34,3	0	47,3	30,5	37,8	47,8	9,1	0	3-7
36,1	0	49,5	26,2	45,2	49,8	8,2	0,1	3-8
45,0	0	57,6	14,5	53,2	57,7	10,9	0,2	3-9
44,0	0	58,9	22,6	54,9	59,3	9,2	0,2	3-10
54,8	0	72,3	15,0	64,0	73,2	13,0	0	3-11
35,2	0	48,5	32,2	48,2	49,1	12,8	0,2	3-12
40,2	0	55,3	30,5	53,0	55,5	12,3	0,1	3-13
38,5	0	52,5	30,0	50,8	53,0	10,0	0,2	3-14
44,3	0	60,3	28,0	54,3	[61,0	10,9	0	3-15
42,0	0	55,2	28,2	52,9	156,0	11,7	0,2	3-16
43,2	0	59,3	27,9	54,9	60,0	12,7	0,2	3-17
56,2	0	75,3	22,2	68,9.	75,8	0,2	3-18

Bei den Stählen 3-1 bis 3-5 in Tabelle Il wurde die Auswirkung des Zusatzes von N ermittelt. Hierbei sind die Stähle 3-2,3-3 und 3-4 Stähle, die durch Anwendung des Verfahrens auf Stähle der genannten Zusammensetzung hergestellt sind. Der Stahl 3-1 weist einen niedrigen Wert von N von 0,0014% und ebenfalls von Aos von 5,4 kg/mm² auf. Die Stähle 3-2 bis 3-4 hingegen,

deren N-Gehalt innerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung liegt, besitzt große /lorWerte von 9,5 kg/mm², 11,3 kg/mm² und 12,0 kg/mm². Demzufolge ist die Streckgrenzendehnung nach der beschleunigten Alterung ungefähr mit 0 bis 0,3% anzugeben, so daß diese Stähle nahezu alterungsbeständig sind. Die Stähle 3-3 und 3-4, die N in einem Gehalt von 0,0056% und

0,0138% enthalten, weisen höhere Ao₅-Werte auf als der Stahl 3-2. der N zu 0,0033% enthält. Somit bestätigt es sich,"daß die Auswirkung von N stärker wird, wenn die Einbrenntemperaturen niedriger liegen. Wenn beispielsweise die Einbrenn temperatur 140⁰C und die dafür eingehaltene Zeit 20 Minuten beträgt, tritt eine Abnahme der Einbrennhärtbarkeit {Ao_s) auf 6,8 kg/mm² beim Stahl 3-2 mit niedrigem N-Gehalt auf. Bei den Stählen 3-3 und 3-4 mit 0,0056% und 0,0138% N hingegen, beträgt die Einbrennhärtbarkeit entsprechend 10,5 kg/mm² und 11,2 kg/mm². Vorzugsweise liegt der N-Gehalt jedoch innerhalb der Grenzwerte, da sonst ein Gleichgewicht bei den mechanischen Eigenschaften nicht mehr gewährleistet ist, wenn der N-Gehalt diese Grenzwerte überschreitet Ein solches Ausführungsbeispiel ist durch den Stahl 3-5 dargestellt, der N zu 0,0025% enthält und somit den Grenzwert bei Anwendung des Verfahrens überschreitet Hierbei liegt der (5-Wert niedrig bei 25,2%. Diese Eigenschaft ist völlig unbefriedigend bei einem Bandstahl für eine Preßverformung. Wenn nämlich die Zugfestigkeit in der Nähe von 45 kg/mm² liegt, ist wenigstens eine Dehnung von 30% erforderlich. Um den erforderlichen AorWert zu erzielen und entsprechend ausgewogene Eigenschaften beim Stahl sicherzustellen, sollte N vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 0,003% bis 0,020% liegen.

An Hand der Stähle 3-6 und 3-7 wurde die Auswirkung von Al ermittelt. Der Stahl 3-6 enthält Al innerhalb des Bereichs, wie er erfindungsgemäß angegeben ist, d. h. < 5 χ 10-V(N)%. Dieser weist eine wesentlich höhere Einbrennhärtbarkeit als der Stahl 3-7 auf, der Aluminium außerhalb des angegebenen Bereichs enthält.

Die Auswirkung von C wurde an Hand der Stähle 3-8 und 3-9 ermittelt. Der Stahl 3-8 enthält C innerhalb des Bereichs, wie er erfindungsgemäß angegeben ist und weist eine zufriedenstellende Zugfestigkeit und Dehnung auf, der Stahl 3-9, der außerhalb des erfindungsgemäß angegebenen Bereichs liegt, jedoch eine niedrigere Zugfestigkeit besitzt.

Die Dehnung, die für eine Zugfestigkeit von 5,8 kg/mm² erforderlich ist, beträgt wenigstens 22%, und der Stahl 3-9 ist hierfür nicht ausreichend geeignet. Obwohl in Tabelle II nicht aufgeführt, besitzt der Stahl 3-8 einen r-Wert von 1,1, während der r-Wert des Stahles 3-9 0,9 beträgt. Dieser Nachteil ist im Hinblick auf die Verwendung des Stahles bei der Preßverformung ausschlaggebend.
An Hand der Stähle 3-10 und 3-11 wurde die Auswirkung von Mn ermittelt Der Stahl 3-10, der Mn in dem erfindungsgemäß angegebener. Bereich enthält, besitzt ein ausgewogenes Gleichgewicht zwischen Bruchfestigkeit a_B und Bruchdehnung O, während der Stahl 3-11, der Mn außerhalb des Bereichs, der gemäß der Erfindung angegeben ist, enthält, 15% ö im Vergleich zu 72 kg/mm²a_B besitzt Da wenigstens eine Dehnung von 18% für den os-Wert erforderlich ist, ist dieser Stahl 3-11 im vorliegenden Falle ungeeignet.
Obwohl in Tabelle II die r-Werte nicht aufgeführt sind, besitzt der Stahl 3-11 einen extrem niedrigen, nämlich bei 0,85 und ist demzufolge für die Preßverformung ungeeignet.
An Hand der Stähle 3-12 bis 3-18 wurden die Auswirkungen einzelner zusätzlicher Elemente ermittelt In jedem Fall trat ein ausgewogenes Verhältnis von mechanischen Eigenschaften einer guten Einbrennhärtbarkeit und einer Alterungsbeständigkeit auf. Der Hauptgrund für die Zugabe dieser speziellen Elemente

liegt darin, die Preßverformbarkeit durch die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften zu verbessern, welches sich an Hand des Gleichgewichtes bzw. Verhältnisses zwischen der Bruchfestigkeit ob und der Bruchdehnung δ aufzeigen läßt, wenn diese in Beziehung zu den vorstehenden Werten gesetzt werden. Der Stahl 3-10 beispielsweise (1,05% Mn) liegt innerhalb des Bereichs der Erfindung und besitzt nur 58,9 kg/mm²oa sowie 22,6% <5. Andererseits besitzt der Stahl 3-15, dem weiterhin noch Si und P zugegeben

worden sind, höhere Werte von of. nämlich 60,3 kg/mm², und der ό-Wert liegt sehr hoch, wie in Tabelle II aufgeführt.

Die Erfindung ermöglicht somit die Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Bandstahles, der sowohl eine hohe Einbrennhärtbarkeit als auch eine ausgezeichnete Alterungsbeständigkeit besitzt.

Nach der nochmaligen Erwärmung von Raumtemperatur auf 150°C bis 450⁰C während 50 bis 30 Sekunden kann der Bandstahl nochmals abgekühlt und anschließend aufgehaspelt werden, ohne daß sich die hohe Einbrennhärtbarkeit und die Alterungsbeständigkeit ändern.

Unter Einbrennhärtbarkeit ist das Vermögen des kaltgewalzten Bandstahles nach der kontinuierlichen Vergütungsbehandlung zur Aushärtung während der Einbrennbehandlung zu verstehen. Die Einbrennhärtbarkeit wird in Aa_s [kg/mm²] angegeben. Der r-Wert bezeichnet die mittlere senkrechte Anisotropie im Zugversuch.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

130 217/170

Claims

Patentansprüche:

1. Anwendung des Verfahrens zur Herstellung von Kaltbändern, bei denen das kaltgewalzte Band kontinuierlich auf Temperaturen von Aci bis 900⁰C erwärmt und auf dieser Temperatur 5 bis 180 Sekunden gehalten, dann von dieser Temperatur im Wasserstrahl auf Raumtemperatur abgeschreckt wird, wieder auf 150 bis 450⁰C erwärmt und auf dieser Temperatur 5 bis 300 Sekunden belassen wird, abschließend auf Raumtemperatur abgekühlt und gehaspelt wird, auf Stähle, die 0,02 bis 0,12% Kohlenstoff, 10 χ (S) bis 2,00% Mangan, 0,003 bis 0,02%, vorzugsweise 0,004 bis 0,015% Stickstoff und bis zu 5 χ ΙΟ-⁴ /(N) % Aluminium, sowie ferner eines oder mehrere der nachstehenden Elemente:

vorhergehenden Ansprüche 1 oder 6 auf Stähle nach einem der Ansprüche 1 - 5 mit der Maßgabe, daß der Bandstahl auf 250° C erwärmt wird.

10. Anwendung des Verfahrens nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1 oder 6 auf Stähle nach einem der Ansprüche 1—5 mit der Maßgabe, daß der Bandstahl auf 350⁰C erwärmt wird.

11. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 oder 6 auf Stähle nach einem der Ansprüche 1—5 mit der Maßgabe, daß der Bandstahl auf 400 ° C erwärmt wird.