DE3312205A1

DE3312205A1 - Borhaltiger stahl und verfahren zu dessen herstellung

Info

Publication number: DE3312205A1
Application number: DE19833312205
Authority: DE
Inventors: Yoshiaki Itami Hyogo Aoki; Hideaki Tada
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1982-04-03
Filing date: 1983-04-05
Publication date: 1983-10-20
Also published as: SE461661B; JPH0211663B2; JPS58174551A; DE3312205C2; SE8301862L; US4491476A; SE8301862D0

Description

Borhaltiger Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf borhaltigen Stahl sowie auf ein Verfahren zu dessen Herstellung.

Borhaltiger Stahl wird üblicherweise als Stahl mit hoher Zugfestigkeit und niedrigen Herstellungskosten verwendet Seine Härtbarkeit ist ein Faktor, der einen wichtigen Einfluß ausübt auf die Festigkeit und Zähigkeit eines durch Abschrecken und Anlassen erhaltenen Erzeugnisses.

Bor wird demStahl allein zu dem Zweck zugesetzt, dessen Härtbarkeit zu verbessern. Große Aluminium- und Titanmengen werden stets gleichfalls zugesetzt, um störende Einflüsse des Stickstoffs auf Bor zu eliminieren, so daß das Bor seine volle Wirksamkeit "entfalten kann. Der Zusatz von Aluminium und Titan hat gleichfalls einen Kornfeinungseffekt. Es ist üblicherweise erforderlich und ausreichend, Bor in einer solchen Menge zuzusetzen, daß der Stahl 5 bis 20 ppm an säurelöslichem Bor enthält.

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Die Herstellung und Verwendung von Borstahl hat jedoch die folgenden Nachteile:

1) Wird ein Stahldraht mit einer Zugfestigkeit von 150 5

kg/mm² durch Abkühlen im Ölbad (oil tempering) hergestellt, so ist die Duktilität des Erzeugnisses unmittelbar nach der Wärmebehandlung nicht sehr hoch. Die Duktilität entwickelt sich jedoch mit der Zeit auf die angestrebte Höhe. Wird das Erzeugnis zwischenzeitlich bean-10

sprucht, so bilden sich häufig Risse durch sogenannten

"verzögerten Bruch" ("delayed fracture").

2) Wird ein stranggegossenes Material warmgewalzt, so bilden sich gerne Risse längs einer Oszillationsmarke. Dieses tritt insbesondere dann auf, wenn ein warmer Gußstrang wieder erwärmt und gewalzt wird.

3) Der Borstahl läßt sich schwierig stranggießen, weil Aluminium, welches für Borstähle von Bedeutung ist, dazu neigt, die Gießschnauze zu verschließen. Titan übt eine ähnliche Wirkung aus, aber wenn der Titananteil gering

ist, erfolgt eine starke Korrosion der feuerfesten Gießschnauze, was ein kontinuierliches Gießen (Stranggießen) schwierig macht.

Die Erfindung verfolgt das Ziel, bei der Herstellung und Verwendung von Borstahl die Ausbildung jeglicher Oberflächenrisse während des Warmwalzens zu vermeiden, insbesondere beim Warmwalzen von stranggegossenen warmen Chargen, um die Beständigkeit gegen verzögerte Brüche

QQ eines abgekühlten und angelassenen Stahlerzeugnisses mit hoher Zugfestigkeit zu steigern und um ein langzeitiges Stranggießen zu erleichtern.

Zwecks Beseitigung der dem Stand der Technik innewohnenden vorstehend erörterten Nachteile haben die Erfinder sorgfältig die Einflußgrößen untersucht, welche Spurenelement, wie B, Al, Ti, N und 0 auf die Eigenschaften von Stahl ausüben können. Als Ergebnis haben die Erfinder gefunden, daß

es erforderlich ist, die Aluminium- und Titanmengen so weit wie möglich zu vermindern, da diese einen schädlichen

Einfluß auf die Duktilität des Erzeugnisses im Zeitraum 5

von etlichen Stunden bis etlichen zehn Stunden nach dem Abkühlen und Anlassen ausüben. Es hat sich außerdem als wichtig herausgestellt, die Aluminiummengen auf oder unterhalb einer bestimmten Höhe zu halten und Titan gänzlich auszuschließen, um das Reißen des Stahls während des Warmwalzens (hot charge rolling) eines stranggegossenen Materials zu verhindern, insbesondere wenn ein stranggegossenes Material direkt warmgewalzt wird. Diese Maßnahmen erleichtern das Warmwalzen stranggegossener Borstähle beträchtlich, aber der Mangel an Aluminium und

Titan führt zu einem Problem hinsichtlich des Abbindens von Stickstoff. Wird Stickstoff in geeigneter Weise abgebunden (fixiert), so wird das Bor nicht vollständig zur Gewährleistung der Härtbarkeit des Stahls genutzt. Erfindungsgemäß wird dem Stahl deshalb eine größere Menge an Bor zugegeben, so daß das Bor den Stickstoff abbinden kann, welcher im Stand der Technik durch Aluminium und Titan abgebunden wurde, während die Menge an säurelöslichem Bor, welche ihren Einfluß auf die Härtbarkeit des Stahls

2g hat, auf einer bestimmten Höhe gehalten wird.

Die Erfindung schafft somit einen borbehalteten Stahl mit 0,15 bis 0,85 % Kohlenstoff, 0,15 bis 2,0 % Silicium, 0,3 bis 1,5 % Mangan, nicht mehr als 1,0 %, jeweils nicht mehr als 0,020 % Phosphor sowie Schwefel, 6 bis 30 ppm säurelöslichem Bor, nicht mehr als 0,008 % Aluminium und nicht mehr als 0,010 % Titan.

Der Stahl nach der Erfindung weist einen Gesamtborgehalt von wenigstens 40 ppm aus, im Gegensatz zu einem herkömmlichen Borstahl, in welchem der Gehalt an säurelöslichem Bor und der Gesamtborgehalt im wesentlichen gleich sind und im Bereich von 4 bis 20 ppm liegen.

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Ferner enthält ein solcher herkömmlicher Stahl 0,015 bis 0,050 % Aluminium und 0,020 bis 0,060 % Titan.

Die Erfindung wird im folgenden anhand von Ausführungsbeispielen und unter Bezug auf die Zeichnung näher beschrieben, In dieser zeigt

Fig. 1 eine graphische Darstellung der zeitabhängigen Änderung der Einschnürung hochzugfester Stahldrähte, die durch Abschrecken und Anlassen (quenching and tempering) erhalten worden waren,

. _ Fig. 2 eine graphische Darstellung der Beziehung zwi-ο

sehen der Menge an säurelöslichem Bor im Stahl und der Härte des Stahls in einem Abstand von 5 mm vom für einen Jominy-Test abgeschreckten Ende und

Fig. 3 eine beispielhafte graphische Darstellung der

Beziehung zwischen dem Gesamtborgehalt des Stahls und dessen Gehalt an säurelöslichem Bor.

Beträgt der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,15 Gew.-%, so hat der Stahl keine hinreichende Festigkeit, wohingegen bei Kohlenstoffgehalten von mehr als 0,85 Gew.-% die angestrebte Wirkung des Bors nicht erreicht und der erhaltene Stahl brüchig (spröde) wird.

Beträgt der Siliciumgehalt weniger als 0,15 Gew.-%,so führt dieses zu einer unzureichenden Desoxidation und entsprechenden Fehlern im erhaltenen Stahl. Stahl mit mehr als 0,20 Gew.-% Silicium ist brüchig (spröde).

Ein Stahl mit einem Mangangehalt von weniger als 0,3 Gew.-% wird beim Warmwalzen brüchig (spröde). Ein Mangangehalt

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von mehr als 1,5 Gew.-% erbringt keine weiteren vorteilhaften Wirkungen, sondern macht den Stahl ziemlich r- brüchig (spröde).

Chrom erteilt dem Stahl eine ungünstige Beeinflussung der Schweißbarkeit, sofern die Chromgehalte mehr als 1,0 Gew.-% betragen.

Phosphor und Schwefel üben jeweils einen nachteiligen Einfluß auf den "verzögerten Bruch" aus, sofern diese Elemente im Stahl in einer Menge von mehr als 0,020 Gew.-% vorhanden sind. Keine zufriedenstellende Härtbarkeit wird

jg erhalten, wenn das säurelöslich Bor in einer Menge von

weniger als 6 ppm vorliegt. Beträgt andererseits der Gehalt an säurelöslichem Bor mehr als 30 ppm, so wird der Stahl beim Warmwalzen brüchig (spröde). Liegt Aluminium in einer Menge von mehr als 0,008 Gew.-% vor, so gibt dieses Anlaß zu Oberflächenfehlern während des Warmwalzens, sofern Aluminium gemeinschaftlich mit Bor vorliegt. Auch Titan führt bei gemeinsamem Vorliegen mit Bor zum Auftreten von Oberflächenfehlern während des Warmwalzens, falls die Titangehalte mehr als 0,010 Gew.-% betragen. Bevorzugte borbehandelte Stähle bestehen im wesentlichen aus 0,20 bis 0,35 % Kohlenstoff, 0,18 bis 0,30 % Silicium, 0,60 bis 0,90 % Mangan, 0,01 bis 0,50 % Chrom, nicht mehr als 0,015 % an jeweils Phosphor und Schwefel, 6 bis 25 ppm säurelöslichem Bor, nicht mehr als 0,008 % Aluminium und nicht mehr als

30 0,10% Titan.

Besonders bevorzugte borhaltige Stähle bestehen im wesentlichen aus 0,25 bis 0,35 % Kohlenstoff, 1,3 bis 1,7 % Silicium, 0,6 bis 0,9 % Mangan, 0,05 bis 0,30 % Chrom, nicht mehr als 0,010 % an jeweils Phosphor und Schwefel sowie aus 10 bis 20 ppm an säurelöslichem Bor.

Die Beständigkeit des Stahls gegen verzögerten Bruch (delayed-fracture resistance) gemäß Tafel 1 wurde ermittelt g Ein Walzknüppel aus jedem der Stahlsorten A, D und E wurde zu einem Stab mit einem Durchmesser von 11 mm ausgewalzt und dieser Stab wurde auf einen Durchmesser von 10,0 mm gezogen, auf 900⁰C erwärmt, in Öl abgekühlt und bei 300⁰C angelassen, um einen vorgespannten Draht (wire) mit ,λ einer Zugfetigkeit von 150 kg/mm² zu erzeugen.

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Zugversuche wurden in bestimmten Zeitabständen durchgeführt, beginnend unmittelbar nach dem Anlassen, um die Möglichkeiten des Alterns der mechanischen Eigenschaften des Stahldrahtes zu erhellen. Die Versuche erbrachten eine beträchtliche Konstanz der Zugfestigkeit, zeigten jedoch ein Alterungsphänomen hinsichtlich der ein Maß für die Duktilität bildenden Einschnürung, wie in Fig. 1 darge-

,Q stellt. Wie sich aus Fig. 1 ergibt, zeigten allen geprüften Stahlsorten eine relativ geringe Einschnürung unmittelbar nach der Wärmebehandlung, jedoch eine gesteigerte und konstante Einschnürung nach einigen Tagen, während die Anfangsduktilität des Stahls A extrem niedrig

jg war im Vergleich mit derjenigen der anderen Stahlsorte.

Es ist bekannt, daß das vorstehend beschriebene Alterungsphänomen eine Folge des Verhaltens von diffundierbarem Wasserstoff im Stahl ist. Wird das Erzeugnis in der Anfangsperiode, in welcher seiner Duktilität noch sehr niedrig ist, unter hoher Beanspruchung verwendet oder unter hohe Beanspruchung gesetzt, so erfolgt mit hoher Wahrscheinlichkeit ein verzögerter Bruch ausgehend von einem Spannungskonzentrationspunkt, wie einem Oberflächenfehler.

Die Stähle D und E, welche lediglich sehr geringe Mengen an Aluminium und Titan, wenn überhaupt, enthalten, zeigen eine beträchtlich hohe Anfangsduktilität, wie in Fig. 1 dargestellt, und folglich ein hohes Maß an Beständigkeit gegen verzögerten Bruch (delayed-fracture resistance).

Dieses ist vermutlich darauf zurückzuführen, daß Titan die Diffusion von Wasserstoffatomen inhibiert. Die Warmbearbeitbarkeit stranggegossener Walzknüppel wurde überprüft. Hinsichtlich des Stahls A wurde ein Knüppel aus einem Block gebildet und warm zu einem Stab ausgewalzt, worauf dessen Oberfläche auf während des Warmwalzens aufgetretene Risse untersucht wurde. Was die anderen Stahlsorten betrifft, so wurde ein stranggegossener warmer

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Vorblock (bloom) a) direkt in einen Glühofen bei einer Temperatur von wenigstens 90O⁰C und b) direkt bei einer

._ Temperatur von etwa SOO⁰C in einen Glühofen eingesetzt b

oder c) auf gewöhnliche Raumtemperatur abgekühlt und sodann wurden diese Vorblöcke auf 1200⁰C erwärmt und warm zu einem Knüppel ausgewalzt, worauf dessen Oberfläche auf während des Warmwalzens aufgetretene Risse untersucht wurde. Nachdem jeder Knüppel zur Entfernung seiner Oberflächenfehler konditioniert worden war, wurde er auf 1200⁰C erwärmt und zu einem Stab ausgewalzt, worauf dessen Oberfläche auf während des Warmwalzens aufgetretene Risse untersucht wurde.

Die folgende Tafel 2 vergleicht die fünf Stahlsorten hinsichtlich Warmverformbarkeit, Eignung zum Stranggießen, Härtbarkeit sowie Beständigkeit gegen verzögerten Bruch des Stahlerzeugnisses.

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RJßzahl nicht kleiner al«

Tafel 2 ist folgendes zu entnehmen:

1) Keine Risse treten in einem warmgewalzten Knüppel auf,

,_ wenn dieser wiederwarmgewalzt wird. Dieses ist vielleicht ο

darauf zurückzuführen, daß die Korngrenzen der anfänglichen Kristalle in der als Folge des Walzens brüchigen Oberflächenschicht zerstört wird, was zum Verschwinden von Kerben und zur Dispersion einer in der Korngrenze ausgeschiedenen Borverbindung führt.

2) Borstahl mit Ausnahme des erfindungsgemäßen Stahls E ist sehr rißanfällig in der Oberfläche während des Warmwalzens eines Stranggußknüppels, d.h. wenn ein stranggegossener Knüppel direkt in einen Glühofen ein-

■j^g gesetzt, erwärmt und gewalzt wird. Diese Neigung ist weit größer, wenn der Knüppel in den Glühofen bei 800⁰C eingesetzt wird als wenn er bei 900⁰C eingesetzt wird. Die geringe Warmverformbarkeit des Borstahls ist eine Folge davon, daß die Korngrenze des Anfangskristalls durch Ausscheidung einer Borverbindung versprödet, wie dem Fachmann bekannt.

Es ist eine Anzahl von Verfahren zum Verhindern von Rissen in einer Stahloberfläche während des Warmwalzens bekannt. Beispielsweise umfassen derartige Verfahren:

1) Beschränken des Borgehaltes im Stahl auf die erforderliche Mindesthöhe zum präzisen Steuern der Verformungs-Temperatur-Hysterese, so daß die Gesamtheit des im Stahl vorliegenden Stahls wirksam zur Verbesserung von dessen

30 Härtbarkeit nutzbar gemacht wird und

2) Entfernen einer Oberflächenschicht von einem Knüppel durch Warmschälen oder Schleifen zwecks Beseitigung aller Ausgangsstellen für Risse.

Das erstgenannte Verfahren hat jedoch.den Nachteil, daß ein hohes Maß an Steuertechnik erforderlich ist, wohingegen das letztgenannte Verfahren den Nachteil eines niedrigen Ausbringens sowie hoher Produktionskosten hat.

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Erfindungsgeraäß wird Bor in einer Menge zugegeben, die um ein Mehrfaches größer ist als bei gewöhnlichem Borstahl, wohingegen kein Aluminium oder Titan zugesetzt 5

wird. Aus diesem Grunde ist einfaches BN die einzige im erfindungsgemäßen Stahl gebildete Borverbindung und außerdem wird diese nicht nur in den Korngrenzen, sondern auch an anderen Orten ausgeschieden.Dadurch ist das

Problem der Warmbrüchigkeit gelöst und ist die Härtbar-10

keit des Stahls erfindungsgemäß' gewährleistet.

Wird ein kalter Knüppel warmgewalzt, so ist er beträchtlich weniger rißanfällig als ein warmer Knüppel, weil er während des Abkühlens und Wiedererwärmens eine

perlitische und austenitische Umwandlung durchmacht, 15

was vermutlich zu einer Rekristallisation des Gefüges und zur Wiederausbildung einer Borverbindung führt.

Die Härtbarkeit des Stahls wurde geprüft.Eine Jominy-Probe wurde aus einem Schopfende während des Stabwalzens entnommen und deren Härte wurde in einem Abstand von 5 mm von dem für die Jominy-Prüfung abgekühlten Ende bestimmt. Fig. 2 zeigt die Beziehungen zwischen der Menge an säurelöslichem Bor in jedem der Stähle C, D und E und deren Härte in einem Abstand von 5 mm vom abgekühlten Ende. Wie aus Fig. 2 hervorgeht, gewährleisten Gehalte an säurelöslichem Bor von etwa 6 ppm oder mehr eine zufriedenstellende Härtbarkeit.

3Q Fig. 3 zeigt die Beziehungen zwischen den Gesamt-Borgehalten der Stähle C, D und E und deren Gehalten an säurelöslichem Bor. Der Großteil des im Stahl vorliegenden Bors verbindet sich mit Stickstoff und der Großteil des verbleibenden Bors ist säurelösliches Bor. Fig. 3 zeigt, daß der Stahl etwa 6 ppm oder mehr an säurelöslichem Bor enthält, wenn er einen Gesamtborgehalt von etwa 50 ppm oder mehr aufweist, wenngleich die Beziehungen natürlich von den Bedingungen des Schmelzens, Frischens und Warm-

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walzens abhängen.

_. Tafel 2 stellt außerdem die verschiedenen Stahlsorten b

einander hinsichtlich ihrer Eignung für das Stranggießen gegenüber. Stahl A neigt sehr dazu, die Gießschnauze oder -düse zu verstopfen. Es ist gut bekannt, daß titanreiche Stähle dazu neigen, die Gießschnauze . zu verschließen, wohingegen die Korrosion des Gießgefäßes bzw. der unter dem Schmelzspiegel liegenden Gießschnauze oder dergleichen gerne dann eintritt, wenn der Stahl lediglich geringe Titanmengen aufweist. Andererseits ist der erfindungsgemäße Stahl E geeignet

Jg für ein langzeitiges problemloses Stranggießen.

Der Stahl nach der Erfindung ist sehr wirtschaftlich, weil Bor darin das einzige Legierungsmetall darstellt. Die Kosten des für den erfindungsgemäßen Stahl verwendeten Bors belaufen sich auf weniger als die Hälfte der für Bor, Aluminium und Titan im herkömmlichen Borstahl aufzubringenden Kosten.

Der Stahl nach der Erfindung ist ein Kohlenstoffstahl oder ein preisgünstiger niedriglegierter Silicium-Mangan-Chromstahl mit einem Gehalt von 6 bis 30 ppm an säurelöslichem Bor. Ein Gehalt an säurelöslichem Bor von weniger als 6 ppm gewährleistet nicht die Erzeugung eines Stahls mit zufriedenstellender Härtbarkeit, wohingegen größere Gehalte an säurelöslichem Bor als 30 ppm nicht nur überflüssig sind, sondern sogar die Duktilität des Stahles vermindern.

Der Stahl nach der Erfindung enthält vorzugsweise kein Aluminium. Die angegebene Höchstmenge an im Stahl vorliegenden Aluminium (nicht mehr als 0,008 %) bezeichnet die unvermeidbar im Stahl vorliegende Aluminiummenge. Enthält der Stahl eine größere Menge an Aluminium, so

ist er während des Warmwalzens rißanfällig und verschließt die Gießschnauze während des Stranggießens. Dasselbe gilt für Titan. Die angegebene Höchstmenge an im Stahl vorliegenden Titan (nicht mehr als 0,010 %) bezeichnet die unvermeidbar im Stahl vorliegende Menge. Enthält der Stahl eine größere Menge an Titan, so neigt er zum Reißen während des Warmwalzens und zum Korrodieren der feuerfesten Zustellung während des Strang-

gießens. Derrgewöhnliche Kohlenstoffstahl enthält 0,03 oder mehr an Titan und wenn er abgekühlt und angelassen wird, um einen Stahl mit hoher Zugfestigkeit zu erzeugen, so hat er eine niedrige Anfangsduktilität, die zu einem verzögerten Bruchverhalten führen kann.

Der herkömmliche Borstahl enthält ein Minimum an Bor und große Mengen an Aluminium und Titan, um eine maximale Härtbarkeit und Kornfeinung zu gewähren. Nach der Lehre dieser Erfindung werden jedoch weder Aluminium

noch Titan absichtlich zugesetzt, sondern wird eine große Menge an Bor benutzt, um eine optimale Menge an säurelöslichem Bor zu erhalten, zwecks Gewährleistung einer befriedigenden Härtbarkeit des Stahls.

Der Stahl nach der Erfindung hat die folgenden Vorzüge:

1) Er ermöglicht die Herstellung hochzugfester Stähle mit gesteigerter anfänglicher Beständigkeit gegen verzögerten Bruch;

QQ 2) ein Strangguß-Knüppel weist selbst nach direktem Warmwalzen keine Oberflächenrisse auf;

3) er führt nicht zum Verstopfen der Gießschnauze oder zur Korrosion während des Stranggießens und U) die Legierungskosten betragen weniger als die Hälfte der entsprechenden Kosten beim herkömmlichen Stahl.

Der Stahl nach der Erfindung enthält nicht mehr als 1,0 % Chrom. Beim höheren Chromgehalten ist der Stahl

25 30

nicht imstande, die angestrebte hohe Zugfestigkeit zu gewährleisten. Ein Knüppel ist weniger rißanfällig, wenn er in einen Wärmofen auf einer Temperatur in der Nähe von 900⁰C eingesetzt wird, wie aus Tafel 2 hervorgeht. Der Knüppel sollte vorzugsweise in den Ofen bei einer Temperatur von wenigstens 700⁰C eingesetzt werden, da er sehr rißanfällig ist, wenn er bei einer niedrigeren Temperatur angesetzt wird.

Es versteht sich, daß die Erfindung nicht auf die vorstehend beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt ist, da diese lediglich zur Erläuterung des Erfindungsgedankens dienen.

Claims

PATENTANSPRÜCHE

1. Borbehandelter Stahl in Form eines Kohlenstoffstahls oder eines niedriglegierten Stahls enthaltend im wesentlichen: 0,15 bis 0,85% Kohlenstoff,

0,15 bis 2,0 % Silicium, 0,3 bis 1,5 % Mangan, 1,0 % oder weniger Chrom,

0,020 % oder weniger an jeweils Phosphor sowie Schwefel,

6 bis 30 ppm säurelösliches Bor, 0,008 % oder weniger Aluminium, und 0,010 % oder weniger Titan.

2. Borbehandelter Stahl nach Anspruch 1, gekenn zeichnet durch einen Gesamtborgehalt von

40 ppm oder mehr.

3- Verfahren zum Herstellen eines borgehandelten Stahls, bei welchem ein Knüppel aus einem Kohlenstoffstahl oder einem niedriglegierten Stahl stranggegossen wird, welcher

enthält:

0,15 bis 0,85 % Kohlenstoff, 0,15 bis 2,0 % Silicium, 0,3 bis 1,5 % Mangan,

1,0 % Chrom oder weniger,

0,020 % oder weniger an jeweils Phosphor sowie Schwefel

6 bis 30 ppm säurelösliches Bor, 0,008 % oder weniger Aluminium, und 0,010 % oder weniger Titan,

wobei der Knüppel in einen Glühofen eingesetzt wird, während die Oberflächentemperatur des Knüppels 700⁰C oder mehr beträgt und der Knüppel geglüht und warmge-

walzt wird.

4. Verfahren zum Herstellen eines borbehandelten Stahls nach Anspruch 3, dadurch gekennzeich • net, daß der Knüppel mit einer Oberflächentemperatür von etwa 900⁰C in den Glühofen eingesetzt wird.