Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kohlenstoffarmen- Stahlflachprodukts, insbesondere eines interstitialfreien-Kaltbands, sowie die Verwendung eines kohlenstoffarmen-Stahlflachprodukts, insbesondere eines interstitialfreien- Kaltbands, welches durch das erfindungsgemäße Verfahren erhalten wird zur Herstellung von Bauteilen für den Automobilbereich.

Der Bedarf nach Stahlsorten mit sehr hohen plastischen Verformungseigenschaften steigt, insbesondere im Automobilsektor stetig. Erzielt werden solche mechanischen Eigenschaften durch die sog. I F-Stähle (interstitial-free), bei denen die geringe Anzahl der verbleibenden interstitiellen Elemente Kohlenstoff und Stickstoff durch Niob und/oder Titan nahezu quantitativ abgebunden wird. Die sodann in der Schmelze in Form von Niob- und/oder Titan-Karbiden sowie -Nitriden vorliegenden Partikel leisten zwar keinen Beitrag mehr zur Verfestigung bzw. Alterung, wirken sich dennoch nachteilig auf die gewünschten mechanischen Eigenschaften solcher Stähle aus.

Vor diesem Hintergrund liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein gegenüber dem Stand der Technik verbessertes Verfahren zur Herstellung eines kohlenstoffarmen-Stahlflachprodukts, insbesondere eines interstitialfreien-Kaltbands bereitzustellen.

Beschreibung der Erfindung

Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.

Das Verfahren zur Herstellung eines kohlenstoffarmen-Stahlflachprodukts, insbesondere eines interstitialfreien-Kaltbands sieht erfindungsgemäß vor, dass zunächst i) eine schmelzflüssige Stahlzusammensetzung, deren Kohlenstoffgehalt maximal 300 ppm, deren Stickstoffgehalt maximal 40 ppm und deren Sauerstoffgehalt maximal 1000 ppm beträgt bereitgestellt wird; ii) die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung sodann unter Vakuum mit einem Prozessdruck von maximal 0,5 mbar sekundärmetallurgisch behandelt wird, so dass eine schmelzflüssige Stahlzusammensetzung erhalten wird, deren Kohlenstoffgehalt maximal 10 ppm und deren Stickstoffgehalt maximal 30 ppm, bevorzugt 25 ppm beträgt; und wobei während und/oder nach der sekundärmetallurgischen Behandlung der in der schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung enthaltende Kohlenstoff (C) und Stickstoff (N) durch unterstöchiometrische Zugabe der Legierungselemente Titan und/oder Niob abgebunden wird; iii) die gemäß Schritt ii) erhaltene schmelzflüssige Stahlzusammensetzung anschließend kontinuierlich zu einem Stranggut vergossen und zu einzelnen Brammen getrennt wird; iv) die Brammen weiterhin zu einem Vorband warm vorgewalzt und bei einer Warmwalztemperatur im Bereich von 800 bis 1000 °C zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 bis 6,0 mm fertiggewalzt sowie bei einer Haspeltemperatur von 600 bis 800 °C gehaspelt werden; und v) das gehaspelte Warmband gebeizt, anschließend zu einem Kaltband kaltgewalzt und sodann einem Glühprozess unterzogen und ggf. schmelztauchbeschichtet und/oder dressiert wird.

Bei der weiteren Entwicklung solcher besonders weichen und leicht umformbaren Stähle zeigte sich in erfinderischer Weise, dass, durch die zunächst in einem Konverter, alternativ in einem Elektrolichtbogenofen, wie einem EAF, durchgeführte intensivere Entkohlung der Schmelze und die, vorzugsweise direkt, anschließende tiefe Entkohlung während der sekundärmetallurgischen Behandlung unter Vakuum auf den maximalen Kohlenstoffgehalt von 10 ppm und den Stickstoffgehalt von maximal 30 ppm, bevorzugt von maximal 25 ppm, die notwendige Menge an Bindungselementen wie Niob und/oder Titan soweit vermindert werden kann, dass deutlich weniger Partikel in Form von Karbiden und/oder Nitriden in der schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung verbleiben. Hierdurch hat sich überraschenderweise gezeigt, dass die partikelindizierte Rekristallisationshemmung der Stahlmatrix während der Glühung des Kaltbands so weit herabgesetzt werden kann, dass das Kaltbandgefüge deutlich leichter und in einer kürzeren Zeit rekristallisiert. In vorteilhafterweise kann somit ein Kaltband mit besonders niedrigen Streckgrenzwerten von kleiner 160 MPa und zudem sehr hohen Dehngrenzwerten von größer 44 % erzeugt werden.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängig formulierten Ansprüchen angegeben. Die in den abhängig formulierten Ansprüchen einzeln aufgeführten Merkmale sind in technologisch sinnvoller Weise miteinander kombinierbar und können weitere Ausgestaltungen der Erfindung definieren. Darüber hinaus werden die in den Ansprüchen angegebenen Merkmale in der Beschreibung näher präzisiert und erläutert, wobei weitere bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung dargestellt werden.

Die Erzeugung der schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung, deren Kohlenstoffgehalt maximal 300 ppm, deren Stickstoffgehalt maximal 40 ppm und deren Sauerstoffgehalt maximal 1000 ppm beträgt, kann beispielsweise in einem sog. BOF-Konverter (Basic Oxygen Furnace) oder einem Elektrolichtbogenofen (Electric Arc Furnace) durchgeführt werden. Weiterhin kann es vorteilhaft sein, die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung vor dem Abstechen intensiv umzurühren, um so eine Homogenisierung der Temperatur und der chemischen Zusammensetzung zu gewährleisten.

Wie bereits erläutert, wird die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung anschließend, vorzugsweise direkt, einem sekundärmetallurgischen Aggregat, beispielsweise über eine Pfanne, zugeführt und in diesem unter Vakuum mit einem Prozessdruck von maximal 0,5 mbar sekundärmetallurgisch behandelt. Das sekundärmetallurgische Aggregat kann vorteilhafterweise ein sog. Stahlgefäß mit feuerfester Ausmauerung sein, in dem die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung über das Ruhrstahl-Heraeus-Verfahren sekundärmetallurgisch behandelt wird. Hierbei können vorteilhafterweise weitere Prozessparameter wie die Abpumpgeschwindigkeit der Vakuumpumpe, die Spülgasmenge, die Eintauchtiefe des Schnorchels derart gesteuert werden, dass der RH- Prozess in einem optimalen Zustand durchgeführt werden kann.

Während und/oder nach der sekundärmetallurgischen Behandlung wird erfindungsgemäß der in der schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung enthaltende Kohlenstoff (C) und Stickstoff (N) durch unterstöchiometrische Zugabe der Legierungselemente Titan und/oder Niob abgebunden. Um eine gezielte Dosierung dieser Legierungselemente zu erzielen, kann das Titan und/oder das Niob vorzugsweise per Draht in das sekundärmetallurgische Aggregat eingespult werden. Nach der sekundärmetallurgischen Behandlung kann die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung in einer bevorzugten Ausführungsvariante die nachfolgende Schmelzanalyse (in Gew.-%) aufweisen:

C: < 0,0010, vorzugsweise < 0,0008,

Si: < 0,040, vorzugsweise < 0,020,

Mn: 0,0700 bis 0,1500, vorzugsweise 0,0850 bis 0,0950,

P: < 0,0100, vorzugsweise < 0,0080,

S: < 0,0080, vorzugsweise < 0,0050,

Ti: 0,0150 bis 0,0450, vorzugsweise 0,0150 bis 0,0220, und/oder

Nb: < 0,0020, vorzugsweise < 0,0010,

Cu: < 0,0800, vorzugsweise < 0,0100, AI: 0,0200 bis 0,0400, vorzugsweise 0,0300 bis 0,0350,

N: < 0,0030, vorzugsweise < 0,0025,

V: < 0,0020, vorzugsweise < 0,0005,

Cr: < 0,0250, vorzugsweise < 0,0150,

Ni: < 0,0250, vorzugsweise < 0,0100,

Mo: < 0,0050, vorzugsweise < 0,0035,

B: < 0,0005, ggf. Ca: 0,0010 bis 0,0060, 0,0010 bis 0,0020, ggf. Sn: < 0,040, vorzugsweise < 0,0040, ggf. As: < 0,0040, vorzugsweise < 0,0035, ggf. Pb: < 0,0020, vorzugsweise < 0,0010, sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Die Legierungselemente Kohlenstoff, Aluminium, Silizium, Mangan, Chrom und/oder Molybdän bzw. Kombinationen hiervon können vorteilhafterweise dazu eingesetzt werden, um gezielt die mechanischen Eigenschaften des kohlenstoffarmen Stahlflachprodukts einzustellen.

Wie bereits erläutert, bildet Kohlenstoff (C) neben Stickstoff (N) eines der interstitiellen Elemente, die zu starken Alterungseffekten führen. Daher sollte der Anteil von Kohlenstoff einen Wert von 10 ppm, mehr bevorzugt einen Wert von 8 ppm und der Anteil von Stickstoff einen Wert von 30 ppm, bevorzugt einen Wert von 25 ppm in der sekundärmetallurgisch behandelten schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung nicht übersteigen.

Ein zu hoher Mangangehalt kann zur Mischkristallverfestigung führen, welche vorliegend zu vermeiden ist. Daher sollte der Anteil von Mangan vorzugsweise einen Wert von 0,1500 Gew.-%, bevorzugt einen Wert von 0,095 Gew.-% nicht übersteigen.

Chrom bildet ein Begleitelement, welches über Erze und Schrott mitgeführt wird. Der Anteil von Chrom sollte vorteilhafterweise maximal 0,025 Gew.-%, mehr bevorzugt maximal 0,015 Gew.-% betragen.

Der Anteil an Bor sollte vorteilhafterweise einen Wert von 0,0005 Gew.-% nicht übersteigen, da Bor mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride bzw. Carbide bilden kann. Die vorliegend angegebenen Werte beziehen sich auf den Borgehalt im gelösten Zustand.

Silizium wird nicht explizit zulegiert, sondern stammt aus der Konverterschlacke bzw. aus Desoxidations- und Legierungsträgern als Begleitelement. Der Siliziumgehalt sollte daher vorteilhafterweise einen Wert von 0,040 Gew.-%, bevorzugt einen Wert von 0,020 Gew.- % nicht übersteigen.

Der Anteil von Aluminium beträgt vorteilhafterweise mindestens 0,0200 Gew.-%, mehr bevorzugt mindestens 0,0300 Gew.-%. Ein zu hoher Aluminiumgehalt führt allerdings zu Aluminiumoxiden und -nitriden, welche sich später negativ auf die Oberflächenqualität des Stahlflachprodukts auswirken können. Daher sollte der Anteil von Aluminium vorzugsweise einen Wert von 0,04 Gew.-%, vorzugsweise einen Wert von 0,035 Gew.-% nicht übersteigen.

Auch der Phosphor wird nicht explizit zulegiert, sondern bildet ein Begleitelement der Einsatzstoffe. Insofern sollte der Phosphorgehalt vorteilhafterweise einen Wert von 0,0100 Gew.-%, mehr bevorzugt einen Wert von 0,0080 Gew.-% nicht übersteigen.

Wie Phosphor bildet auch der Schwefel ein Begleitelement der Einsatzstoffe, wie Koks, Kohle und/oder Schrott. Der Schwefelgehalt sollte vorteilhafterweise einen Wert von 0,0080 Gew.-%, mehr bevorzugt einen Wert von 0,0050 Gew.-% nicht übersteigen.

Das Molybdän bildet ein Begleitelement des eingesetzten Schrotts. Ein zu hoher Molybdängehalt führt allerdings zu Mischkristallverfestigung. Daher sollte der Anteil von Molybdän vorteilhafterweise einen Wert von 0,0050 Gew.-%, mehr bevorzugt einen Wert von 0,0035 Gew.-% nicht übersteigen.

Titan und/oder Niob bilden bei hohen Temperaturen sehr stabile Carbide und Nitride aus, die sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften der vorliegend kohlenstoffarmen- Stahlflachprodukte auswirken. Durch die unterstöchiometrische Abbindung wird vorteilhafterweise ein Titangehalt von 0,0150 bis 0,0450 Gew.-%, mehr bevorzugt ein Titangehalt von 0,0150 bis 0,0220 Gew.-% und/oder ein Niobgehalt von < 0,0020 Gew.- %, mehr bevorzugt ein Niobgehalt von < 0,0010 Gew.-% erzielt.

Das unterstöchiometrische Abbinden des Kohlenstoffs (C) und des Stickstoffs (N) erfolgt in einer bevorzugten Ausführungsvariante des Verfahrens durch Zugabe von Titan und ggf. Niob in einem Verhältnis von maximal 7, mehr bevorzugt in einem Verhältnis von maximal 6,4 jeweils bezogen auf die in der schmelzflüssigen Stahlzusammensetzung enthaltenden stofflichen Mengen von Kohlenstoff (C) und Stickstoff (N).

Das Vanadium bildet einen Bestandteil von Schlacke- und/oder Legierungsträgern und wird nicht explizit zulegiert. Der Anteil von Vanadium sollte vorteilhafterweise einen Wert von 0,0020 Gew.-%, mehr bevorzugt einen Wert von 0,0005 Gew.-% nicht übersteigen.

Die gemäß Schritt ii) erhaltene schmelzflüssige Stahlzusammensetzung wird erfindungsgemäß anschließend kontinuierlich zu einem Stranggut, beispielsweise mittels eines kontinuierlichen Stranggießmaschine (CCM) vergossen und zu einzelnen Brammen getrennt. Die Produktion im Stahlwerk erfolgt üblicherweise in Gieß-Sequenzen von unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen, so dass es zwangsläufig zu einer Kontamination des gegossenen Strangguts mit der Zielzusammensetzung kommt. Üblicherweise werden daher nur die sogenannten Filetbrammen verwendet.

Die sodann erhaltenen Brammen werden erfindungsgemäß weiterhin zu einem Vorband warm vorgewalzt und bei einer Warmwalztemperatur im Bereich von 800 bis 1000 °C zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 bis 6,0 mm fertiggewalzt sowie bei einer Haspeltemperatur von 600 bis 800 °C gehaspelt. Hierbei ist es unerheblich, welche Brammendicke verwendet wird. So können zum einen Dickbrammen mit einer Dicke im Bereich von 200 bis 350 mm oder aber auch Mittelbrammen mit einer Dicke von 80 bis 180 mm verwendet werden. Zudem können aber auch Dünnbrammen mit einer Dicke von 40 bis 80 mm verwendet werden.

Das gehaspelte Warmband wird erfindungsgemäß sodann gebeizt, anschließend zu einem Kaltband kaltgewalzt und sodann einem Glühprozess unterzogen. Vorzugsweise ist hierbei vorgesehen, dass das Warmband bei einem gesamten Umformgrad von mindestens 85 % zu dem Kaltband kaltgewalzt wird, da eine, während der Kaltumformung erreichte Dickenreduzierung unterhalb von 85 % zu räumlichen Inhomogenitäten der Stahlmatrix führen würde. Ebenso wäre die von der Stahlmatrix ausgehende treibende Kraft zur Rekristallisation zu Beginn des nachfolgenden Glühprozesses zu gering, um eine schnelle und homogen gleichbleibende Rekristallisation hervorzubringen. Das Rekristallisationsglühen (Glühprozess) erfolgt vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 750 bis 850 °C, mehr bevorzugt im Bereich von 800 bis 820 °C.

In einer besonders vorteilhaften Ausführungsvariante des Verfahrens wird das Kaltband auf die Glühtemperatur von 750 bis 850 °C induktiv mit einer Aufheizrate von mindestens 200 K/s aufgeheizt. Durch das induktive Aufheizen wird im Vergleich zu einer konventionellen Glühlinie bei gleicher Anlagengeschwindigkeit die Rekristallisationstemperatur zwar etwas angehoben, aber dennoch deutlich früher erreicht. Durch das rasche Aufheizen wird die Keimbildung unterstützt, welches ein feinkörniges Gefüge zur Folge hat. Dieses Gefüge weist sodann höhere Festigkeitswerte und niedrigere Dehnungswerte auf. Im Anschluss an das Aufheizen folgt das Halten der Rekristallisationstemperatur. Bei einer gegebenen Ofenlänge (Ofenlänge = Verweilzeit) und einem früheren Zeitpunkt des Erreichens der Rekristallisationstemperatur verweilt das Material durch das induktive Aufheizen deutlich länger in diesem Temperaturgebiet. Als Folge daraus setzt ein Kornwachstum ein und aus dem einst feinkörnigen Gefüge wird ein grobkörniges Gefüge. Daher ist vorteilhafterweise vorgesehen, dass das Kaltband bei einer maximalen Verweildauer von maximal 30 Sekunden, mehr bevorzugt bei einer maximalen Verweildauer von maximal 20 Sekunden, und am meisten bevorzugt bei einer maximalen Verweildauer von maximal 10 Sekunden rekristallisierend geglüht wird. Dies führt im Ergebnis zu einer besonders homogenen Korngrößenverteilung des fertigrekristallisierten Kaltbandgefüges, wodurch ein Kaltband mit besonders niedrigen Streckgrenzwerten von kleiner 160 MPa und zudem sehr hohen Dehngrenzwerten von größer 44 % erzeugt werden kann.

In einer weiteren vorteilhaften Ausführungsvariante des Verfahrens kann das Kaltband im Anschluss an den Glühprozess schmelztauchbeschichtet und/oder dressiert werden.

Das Dressieren erfolgt vorteilhafterweise bei einem Dressiergrad im Bereich von 0,8 % bis 1 ,2 %, mehr bevorzugt bei einem Dressiergrad von 1 ,0 %, um hinreichend gute Oberflächeneigenschaften zu erzeugen, ohne dabei die mechanischen Eigenschaften des Stahls negativ zu beeinflussen. Der Dressiergrad bzw. die Walzkraft ist vorteilhafterweise derart zu wählen, dass ein Anstieg der Streckgrenze durch eine zu hohe Verformung durch das Dressierwalzen vermieden wird. Gleichzeitig sollte die Einhaltung der Zielrauheit durch Einsatz geeigneter Dressierwalzen mit entsprechender Rauheit und Spitzenzahl gewährleisten werden.

In einem weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung zudem die Verwendung eines kohlenstoffarmen-Stahlflachprodukts, insbesondere eines interstitialfreien-Kaltbands erhalten nach dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für den Automobilbereich. Beispiele

Beispiel 1

Zur Herstellung des erfindungsgemäßen kohlenstoffarmen-Stahlflachprodukts wurde zunächst die nachfolgende Stahlzusammensetzung enthaltend (in Gew.-%)

0,0007 C; 0,0341 Si; 0,0942 Mn; 0,0075 P; 0,0044 S; 0,0022 N; 0,0335 AI; 0,0104 Cr; 0,0033 Mo; 0,0189 Ti; 0,0004 Nb; 0,0003 V; 0,00005 B; 0,0012 Ca; 0,008 Cu; 0,0093% Ni; 0,003 Sn; 0,0035 As; 0,0009 Pb; in einem BOF-Konverter erschmolzen, wobei ein Kohlenstoffgehalt von maximal 300 ppm, ein Stickstoffgehalt von maximal 40 ppm und ein Sauerstoffgehalt von maximal 1000 ppm in konventioneller Weise eingestellt worden ist. Die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung wurde sodann direkt in eine RH-Anlage überführt und unter Vakuum mit einem Prozessdruck von maximal 0,5 mbar sekundärmetallurgisch behandelt. Nach dem Erreichen eines Kohlenstoffgehalt von maximal 10 ppm und eines Stickstoffgehalt von maximal 25 ppm wurde der Schmelze Niob und Titan in einem stöchiometrischen Verhältnis von (Ti+Nb)/(C+N) = 6,4 zulegiert. Die sodann erhaltene Schmelze wurde in konventioneller Weise zu einem Stranggut mit einer Dicke von 250 mm vergossen. Die daraus hergestellten Dickbrammen wurden vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 85,7% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 909 °C mit einer Abnahme von 92 % warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 712 °C mit einer Warmbanddicke von 3,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 0,50 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad > 85%). Das Rekristallisationsglühen des Kaltbands erfolgte im Zweiphasengebiet zwischen 780 - 820 °C über eine Dauer von 25 s Haltezeit in den einzelnen Zonen eines konventionellen Ofens, wobei das Kaltband induktiv mit einer Aufheizrate von 250 K/s auf das Zweiphasengebiet aufgeheizt worden ist, sodass eine Verlängerung der Haltezeit für die angestrebte Kornvergröberung ausgenutzt werden konnte. Im Anschluss an die Glühbehandlung erfolgte die Abkühlung in konventioneller Weise. Das Kaltband wurde anschließend bei einem Dressiergrad 1 ,0 % dressiert. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 53 %.

Beispiel 2

Analog zum Beispiel 1 wurde zunächst die nachfolgende Stahlzusammensetzung enthaltend (in Gew.-%)

0,0007 C; 0,0341 Si; 0,0942 Mn; 0,0075 P; 0,0044 S; 0,0022 N; 0,0335 AI; 0,0104 Cr; 0,0033 Mo; 0,0189 Ti; 0,0004 Nb; 0,0003 V; 0,00005 B; 0,0012 Ca; 0,0082 Cu; 0,0093% Ni; 0,0034 Sn; 0,0035 As; 0,0009 Pb; in einem BOF-Konverter (alternativ in einem EAF) erschmolzen, wobei ein Kohlenstoffgehalt von maximal 300 ppm, ein Stickstoffgehalt von maximal 40 ppm und ein Sauerstoffgehalt von maximal 1000 ppm in konventioneller Weise eingestellt worden ist. Die schmelzflüssige Stahlzusammensetzung wurde sodann direkt in eine RH-Anlage überführt und unter Vakuum mit einem Prozessdruck von maximal 0,5 mbar sekundärmetallurgisch behandelt. Nach dem Erreichen eines Kohlenstoffgehalt von maximal 10 ppm und eines Stickstoffgehalt von maximal 25 ppm wurde der Schmelze Niob und Titan in einem stöchiometrischen Verhältnis von (Ti+Nb)/(C+N) = 6,4 zulegiert. Die sodann erhaltene Schmelze wurde in konventioneller Weise zu einem Stranggut mit einer Dicke von 250 mm vergossen. Die daraus hergestellten Dickbrammen wurden vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 86 % gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 911 °C mit einer Abnahme von 92 % warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 708 °C mit einer Warmbanddicke von 3,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 0,50 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad > 85%). Das Rekristallisationsglühen des Kaltbands erfolgte im Zweiphasengebiet zwischen 800 - 820 °C über eine Dauer von 28 s Haltezeit in den einzelnen Zonen eines konventionellen Ofens, wobei das Kaltband induktiv mit einer Aufheizrate von 250 K/s auf das Zweiphasengebiet aufgeheizt worden ist, sodass eine Verlängerung der Haltezeit für eine Kornvergröberung ausgenutzt werden konnte. Im Anschluss an die Glühbehandlung erfolgt die Abkühlung in konventioneller Weise. Das Kaltband wurde anschließend bei einem Dressiergrad 1 ,0 % dressiert.

Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 54 % Tab.1: