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DE60224557T4 - Ziehbares hochfestes dünnes Stahlblech mit hervorragender Formfixierungseigenschaft und Herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Ziehbares hochfestes dünnes Stahlblech mit hervorragender Formfixierungseigenschaft und Herstellungsverfahren dafür Download PDF

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DE60224557T4
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DE60224557.5T
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Tatsuo Yokoi
Teruki Hayashida
Natsuko Sugiura
Takaaki Nakamura
Takehiro Nakamoto
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Description

  • Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs. Durch die Erfindung ist es insbesondere möglich, gute Ziehbarkeit auch bei einem Stahlblech zu erhalten, das eine zum Ziehumformen nachteilige Textur hat.
  • In letzter Zeit erweiterte sich die Anwendung von Aluminiumlegierungen und anderen Leichtmetallen sowie hochfesten Stahlblechen auf Kraftfahrzeugteile zwecks Verringerung des Kraftfahrzeuggewichts und damit Senkung des Kraftstoffverbrauchs sowie anderer verwandter Vorteile. Obwohl aber solche Leichtmetalle wie Aluminiumlegierungen einen Vorteil hoher spezifischer Festigkeit haben, ist ihre Anwendung auf spezielle Einsatzfälle begrenzt, weil sie viel teurer als Stahl sind. Zur weiteren Senkung des Fahrzeuggewichts besteht daher dringender Bedarf am breiteren Einsatz billiger, hochfester Stahlbleche.
  • Beim Biegeverformen eines Werkstücks aus hochfestem Stahlblech neigt aber wegen der hohen Festigkeit seine Form nach dem Umformen dazu, von der Form der Formgebungsvorrichtung abzuweichen und in die Ausgangsform zurückzukehren. Die Erscheinung, daß die Form nach Umformen eines Werkstücks in die Ausgangsform zurückkehrt, nennt man Rückfedern. Tritt Rückfedern auf, wird keine geplante Form bei einem Werkstück erhalten. Aus diesem Grund waren für herkömmliche Kraftfahrzeugkarosserien verwendete hochfeste Stahlbleche zumeist auf solche mit einer Festigkeit bis 440 MPa begrenzt.
  • Obwohl es notwendig ist, das Fahrzeugkarosseriegewicht durch Gebrauch eines hochfesten Stahlblechs mit hoher Festigkeit von mindestens 490 MPa weiter zu senken, ist bisher kein hochfestes Stahlblech verfügbar, das geringe Rückfederung zeigt und gute Formhaltigkeit hat. Natürlich ist die Formhaltigkeitserhöhung nach Umformen eines hochfesten Stahlblechs mit einer Festigkeit bis 440 MPa oder eines Weichstahlblechs zur Formgenauigkeitsverbesserung solcher Produkte wie Kraftfahrzeuge und elektrischer Haushaltsgeräte äußerst wichtig.
  • Die JP-A-H10-72644 offenbart ein kaltgewalztes austenitisches Edelstahlblech mit kleinem Rückfederungsbetrag (als Maßgenauigkeit in der vorliegenden Erfindung bezeichnet), das dadurch gekennzeichnet ist, daß die Konvergenz einer {200} Textur in einer Parallelebene zu den gewalzten Oberflächen mindestens 1,5 beträgt. Allerdings enthält die Veröffentlichung keinerlei Beschreibung im Zusammenhang mit einer Technologie zur Verringerung der Erscheinungen der Rückfederung und/oder Wandverwölbung eines ferritischen Stahlblechs.
  • Als Technologie zur Verringerung des Rückfederungsbetrags eines ferritischen Edelstahlblechs offenbart daneben die JP-A-2001-32050 eine Erfindung, bei der das reflektierte Röntgenintensitätsverhältnis einer {100} Ebene parallel zu den Blechoberflächen in der Textur in Blechdickenmitte auf mindestens 2 gesteuert ist. Gleichwohl bezieht sich die Erfindung nicht auf die Wandverwölbungsreduzierung, und sie weist auch keine Festlegung zur Orientierung der Komponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> und der Orientierungskomponente {112}<110> auf, die eine wichtige Orientierungskomponente zur Wandverwölbungsreduzierung ist.
  • Ferner offenbart die WO 00/06791 ein ferritisches Stahldünnblech, bei dem zur Formhaltigkeitsverbesserung das Verhältnis der reflektierten Röntgenintensität einer {100} Ebene zu der einer {111} Ebene auf mindestens 1 gesteuert ist. Anders als in der vorliegenden Erfindung betrifft diese Erfindung aber nicht die Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität und jene in den Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität, und zudem wird nichts zur Technologie zur Ziehbarkeitsverbesserung offenbart.
  • Die JP-A-2001-64750 offenbart ein kaltgewalztes Stahlblech, bei dem als Technologie zur Senkung des Rückfederungsbetrags das reflektierte Röntgenintensitätsverhältnis einer {100} Ebene parallel zu Blechoberflächen auf mindestens 3 gesteuert ist. Allerdings ist diese Erfindung durch Festlegen des reflektierten Röntgenintensitätsverhältnisses einer {100} Ebene genau auf einer Stahlblechoberfläche gekennzeichnet, und die Röntgenmeßposition unterscheidet sich von der in der vorliegenden Erfindung festgelegten Position, an der das mittlere Röntgenintensitätsverhältnis in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> in Stahlblechdickenmitte gemessen wird. Außerdem bezieht sich diese Erfindung nicht auf die Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> und offenbart auch keine Technologie zur Ziehbarkeitsverbesserung.
  • Als Stahlblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit offenbart ferner die JP-A-2000-297349 ein warmgewalztes Stahlblech, bei dem der Absolutwert der r-Wert-Anisotropie Δr in der Ebene auf höchstens 0,2 gesteuert ist. Gekennzeichnet ist diese Erfindung aber durch Formhaltigkeitsverbesserung durch Senken eines Streckgrenzenverhältnisses, und sie enthält keinerlei Beschreibung zur Steuerung einer Textur, die auf Formhaltigkeitsverbesserung auf der Grundlage des in der vorliegenden Erfindung beschriebenen Herangehens abzielt.
  • Daher betrifft die Erfindung ein hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit zum Erhalten guter Ziehbarkeit auch bei einem Stahlblech, das eine zum Ziehumformen nachteilige Textur hat, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Anders gesagt liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein hochfestes Stahldünnblech mit ausgezeichneter Formhaltigkeit und Ziehbarkeit sowie ein Verfahren zur wirtschaftlichen und stabilen Herstellung des Stahlblechs bereitzustellen.
  • Im Rahmen der Erfindung wurde unter Berücksichtigung der Herstellungsverfahren hochfester Stahldünnbleche, die derzeit in gewerblichem Maßstab mit allgemein genutzten Produktionsanlagen gefertigt werden, intensiv untersucht, wie ein hochfestes Stahldünnblech zu erhalten ist, das sowohl gute Formhaltigkeit als auch hohe Ziehbarkeit gleichzeitig hat.
  • Als Ergebnis kam die Erfindung auf der Grundlage einer Neuentdeckung zustande, daß die folgenden Bedingungen zur gleichzeitigen Gewährleistung sowohl guter Formhaltigkeit als auch hoher Ziehbarkeit sehr wirksam sind: mindestens auf einer Ebene in Dickenmitte eines Stahlblechs beträgt das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 3,0, und das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in den drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität beträgt höchstens 3,5; eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung ist auf ein Stahlblech aufgetragen, bei dem ein arithmetischer Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen 1,3 bis 3,5 μm beträgt; und der Reibungskoeffizient der Stahlblechoberflächen bei 0 bis 200°C beträgt 0,05 bis 0,2.
  • Die Erfindung ist durch die Merkmale der Ansprüche festgelegt.
  • 1 ist eine schematische Darstellung der Schnittform einer Probe, die einer Biegeprüfung unterzogen wurde.
  • 2 ist eine Darstellung, die eine den Reibungskoeffizienten messende Vorrichtung erläutert.
  • Im folgenden wird die Erfindung gemäß den Ansprüchen näher erläutert.
  • Zur Realisierung ausgezeichneter Formhaltigkeit ist es notwendig, daß das Mittel des Verhältnisses der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität auf einer Ebene in Dickenmitte eines Stahlblechs mindestens 3 beträgt. Liegt es unter 3, wird die Formhaltigkeit schlecht.
  • Man erhält hierbei das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität anhand der dreidimensionalen Textur, die erhalten wird durch Berechnung der Röntgenbeugungsintensitäten in den Hauptorientierungskomponenten, die zur Orientierungskomponentengruppe gehören, d. h. {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> und {223}<110>, entweder durch das Vektorverfahren auf der Grundlage der Polfigur von {110} oder durch das Reihenentwicklungsverfahren mit Hilfe von zwei oder mehr (vorteilhaft mindestens drei) Polfiguren aus den Polfiguren von {110}, {100}, {211} und {310}.
  • Beispielsweise können als Verhältnis der Röntgenintensität in den o. g. Kristallorientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität in der Berechnung durch das zuletzt genannte Verfahren die Intensitäten von (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] und (223)[1-10] bei ϕ2 = 45° Querschnitt in einer dreidimensionalen Textur ohne Modifikation verwendet werden. Zu beachten ist, daß das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität das arithmetische mittlere Verhältnis aller o. g. Orientierungskomponenten ist. Ist es unmöglich, die Intensitäten in all diesen Orientierungskomponenten zu erhalten, kann das arithmetische Mittel der Intensitäten in den Orientierungskomponenten {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> und {223}<110> als Ersatz verwendet werden.
  • Zusätzlich dazu ist es notwendig, daß das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in den folgenden drei Orientierungskomponenten, d. h. {554}<225>, {111}<112> und {111}<110>, zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität weniger als 2,5 beträgt. Ist es nicht weniger als 2,5, wird auch dann, wenn das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität im geeigneten Bereich liegt, keine gute Formhaltigkeit erhalten. Berechnen läßt sich hierbei das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in den drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität anhand der dreidimensionalen Textur, die wie zuvor erläutert erhalten wird. In der Erfindung ist bevorzugt, daß das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 4 beträgt.
  • Der Grund, weshalb die Röntgenintensitäten in den Kristallorientierungskomponenten für Formhaltigkeit beim Biegen wichtig sind, ist nicht völlig klar, aber man geht davon aus, daß das Gleitverhalten von Kristallen beim Biegeverformen damit in gewissem Zusammenhang steht.
  • Hergestellt wird eine zur Röntgenbeugungsmessung verwendete Probe durch Ausschneiden eines Prüflings mit 30 mm Durchmesser aus einer Position bei 1/4 oder 3/4 der Stahlblechbreite, Schleifen der Oberflächen auf die Güte ”drei Dreiecke” (zweitfeinste Güte) und anschließenden Spannungsabbau durch chemisches Polieren oder elektrolytisches Polieren. Zu beachten ist, daß eine als {hkl}<uvw> ausgedrückte Kristallorientierungskomponente bedeutet, daß die Richtung einer Senkrechten zur Ebene eines Stahlblechs parallel zu <hkl> und die Walzrichtung des Stahlblechs parallel zu <uvw> ist. Die Röntgenmessung einer Kristallorientierung erfolgt z. B. nach dem Verfahren, das auf den Seiten 274 bis 296 der japanischen Übersetzung von ”Elements of X-Ray Diffraction” von B. D. Cullity (1986 veröffentlicht von AGNE Gijutsu Center, übersetzt von Gentaro Matsumura) beschrieben ist.
  • Als nächstes werden die Oberflächenzustände eines Stahlblechs erläutert, die in der Erfindung zur Gewährleistung guter Ziehbarkeit von Bedeutung sind. In der Erfindung ist der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen eines Stahlblechs vor Beschichten des Stahlblechs mit einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung mit 1 bis 3,5 μm festgelegt. Liegt der arithmetische Mittenrauhwert Ra unter 1 μm, wird es schwierig, auf der Stahlblechoberfläche eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung zu halten, die später aufzutragen ist. Übersteigt dagegen der arithmetische Mittenrauhwert Ra 3,5 μm, läßt sich keine ausreichende Schmierwirkung erhalten, auch nachdem eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung aufgetragen ist. Aus diesem Grund ist der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen eines Stahlblechs mit 1 bis 3,5 μm festgelegt. Ein bevorzugter Bereich beträgt 1 bis 3 μm. Hierbei ist der arithmetische Mittenrauhwert Ra ein arithmetischer Mittenrauhwert Ra, der in der Japanischen Industrienorm (JIS) B 0601-1994 festgelegt ist.
  • Daneben ist in der Erfindung der Reibungskoeffizient eines Stahlblechs nach dem Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung mit 0,05 bis 0,2 bei 0 bis 200°C in Walzrichtung und/oder in senkrechter Richtung zur Walzrichtung bestimmt. Liegt ein Reibungskoeffizient unter 0,05, wird auch bei Steigerung der Niederhaltekraft (BHF) beim Preßformen zur Verbesserung der Formhaltigkeit ein Stahlblech nicht an seinem Rand gehalten, und das Material fließt in eine Matrize, was die Formhaltigkeit beeinträchtigt. Übersteigt dagegen ein Reibungskoeffizient 0,2, ist das Fließen eines Stahlblechs in eine Matrize verringert, auch wenn die Niederhaltekraft in einem praktischen Toleranzbereich gesenkt wird, was vermutlich zu Beeinträchtigung der Ziehumformbarkeit führt. Aus diesem Grund muß der Reibungskoeffizient in mindestens einer der Richtungen 0,05 bis 0,2 betragen.
  • Wird bezüglich des Temperaturbereichs, in dem der Wert eines Reibungskoeffizienten vorgeschrieben ist, ein Reibungskoeffizient unter 0°C gemessen, ist eine ausreichende Bewertung aufgrund von Reif usw. unmöglich, der sich auf einer Stahlblechoberfläche bildet. Liegt die Temperatur über 200°C, kann eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung, die auf die Oberflächen eines Stahlblechs aufgetragen wird, instabil werden. Aus diesem Grund ist der Temperaturbereich, in dem der Wert eines Reibungskoeffizienten vorgeschrieben ist, mit 0 bis 200°C festgelegt.
  • Hierbei ist ein Reibungskoeffizient als Verhältnis (f/F) einer Ziehkraft (f) zu einer Preßkraft (F) in den folgenden Prüfungsverfahren definiert: Eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung wird auf die Oberflächen eines zu bewertenden Stahlblechs aufgetragen; das Stahlblech wird zwischen zwei flachen Platten mit einer Vickershärte von mindestens Hv 600 an den Oberflächen plaziert; eine Kraft (F) senkrecht zu den Oberflächen des untersuchten Stahlblechs wird so ausgeübt, daß die Kontaktspannung 1,5 bis 2 kgf/mm2 beträgt; und gemessen wird die Kraft (f), die zum Herausziehen des untersuchten Stahlblechs aus dem Raum zwischen den flachen Platten erforderlich ist.
  • Ein Ziehbarkeitsindex eines Stahlblechs ist dann als Quotient (D/d) definiert, den man durch Dividieren des maximalen Durchmessers (D), bei dem das Ziehen erfolgreich war, durch den Durchmesser (d) eines zylindrischen Stempels erhält, wenn ein Stahlblech scheibenförmig ausgebildet ist und mit Hilfe des zylindrischen Stempels durch Ziehen umgeformt wird. In dieser Prüfung sind Stahlbleche zu verschiedenen Scheibenformen mit 300 bis 400 mm Durchmesser ausgebildet, und ein zylindrischer Stempel mit 175 mm Durchmesser und einer Schulter mit 10 mm Radius um die Bodenfläche sowie eine Matrize mit einer Schulter mit 15 mm Radius kommen bei der Ziehbarkeitsbewertung zum Einsatz.
  • Im folgenden wird die Mikrostruktur eines erfindungsgemäßen Stahlblechs erläutert.
  • In der Erfindung ist es unnötig, die Mikrostruktur eines Stahlblechs zur Formhaltigkeitsverbesserung festzulegen; die Wirkung der Erfindung auf die Formhaltigkeitsverbesserung wird erhalten, sofern eine in den Bereich der Erfindung fallende Textur (die Verhältnisse der Röntgenintensität in spezifischen Orientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität liegen in den Bereichen der Erfindung) in den Strukturen von Ferrit, Bainit, Perlit und/oder Martensit erhalten wird, die in gewöhnlich verwendeten Stahlmaterialien gebildet werden. Ferner lassen sich die Streckformbarkeit und andere Preßformeigenschaften erhöhen, wenn eine spezifische Mikrostruktur gebildet ist, z. B. eine Verbundstruktur, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht, eine Verbundstruktur, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält, o. ä.
  • Zu beachten ist, daß wenn eine Struktur, die keine kubisch-raumzentrierte Kristallstruktur ist, z. B. Restaustenit, zu einer sich aus zwei oder mehr Phasen zusammensetzenden Verbundstruktur gehört, eine solche Verbundstruktur kein Problem darstellt, sofern die Verhältnisse der Röntgenintensität in den Orientierungskomponenten und Orientierungskomponentengruppen zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität in der Umwandlung durch den Volumenprozentsatz der anderen Strukturen in den jeweiligen Bereichen der Erfindung liegen.
  • Außerdem kann grobe Carbide enthaltender Perlit als Ausgangspunkt für einen Ermüdungsriß wirken, was die Ermüdungsfestigkeit erheblich beeinträchtigt, weshalb erwünscht ist, daß der Volumenprozentsatz des grobe Carbide enthaltenden Perlits höchstens 15% beträgt. Sind noch bessere Ermüdungseigenschaften gefordert, ist erwünscht, daß der Volumenprozentsatz des grobe Carbide enthaltenden Perlits höchstens 5% beträgt.
  • Definitionsgemäß ist der Volumenprozentsatz von Ferrit, Bainit, Perlit, Martensit oder Restaustenit als Flächenprozentsatz in einer Mikrostruktur an einer Tiefenposition von 1/4 der Stahlblechdicke, der wie folgt erhalten wird: Polieren eines Prüflings, der aus einer Position bei 1/4 oder 3/4 der Breite eines Stahlblechs ausgeschnitten ist, entlang der Schnittfläche in Walzrichtung; Ätzen der Schnittfläche mit Nitral-Reagens und/oder dem in der JP-A-H5-163590 offenbarten Reagens; und anschließendes Beobachten der Ätzfläche mit einem Lichtmikroskop bei 200- bis 500-facher Vergrößerung. Da es mitunter schwierig ist, Restaustenit durch das Anätzen mit den o. g. Reagenzien zu identifizieren, kann der Volumenprozentsatz auf die im folgenden beschriebene Weise berechnet werden.
  • Da sich die Kristallstruktur von Austenit von der von Ferrit unterscheidet, lassen sie sich kristallografisch leicht differenzieren. Daher kann der Volumenprozentsatz von Restaustenit auch durch das Röntgenbeugungsverfahren erhalten werden, d. h. durch das vereinfachte Verfahren zur Berechnung des Volumenprozentsatzes durch die folgende Gleichung auf der Grundlage des Unterschieds zwischen Austenit und Ferrit in der Reflexionsstärke ihrer Gitterebenen mit Hilfe des Kα-Strahls von Mo: Vγ = (2/3){100/(0,7 × α(211)/γ(220) + 1)} + (1/3){100/(0,78 × α(211)/γ(311) + 1)}, wobei α(211), γ(220) und γ(311) die Röntgenbeugungsintensitätswerte der angegebenen Gitterebenen von Ferrit (α) bzw. Austenit (γ) sind.
  • Um ein niedriges Streckgrenzenverhältnis zur Realisierung besserer Formhaltigkeit als die schon verbesserte Formhaltigkeit in der Erfindung zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält. Hierbei ermöglicht die Erfindung, daß unvermeidlicher Bainit, Restaustenit und Perlit enthalten sind, wenn ihr Gesamtprozentsatz unter 5% liegt. Zu beachten ist, daß es zur Gewährleistung eines niedrigen Streckgrenzenverhältnisses von höchstens 70% erwünscht ist, daß der Volumenprozentsatz von Ferrit mindestens 50% beträgt.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Duktilität zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Hierbei ermöglicht die Erfindung, daß unvermeidlicher Martensit und Perlit enthalten sind, wenn ihr Gesamtprozentsatz unter 5% liegt.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung weiterhin gute Kragenumformbarkeit bzw. -ziehbarkeit zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Hierbei ermöglicht die Erfindung, daß unvermeidlicher Martensit, Restaustenit und Perlit enthalten sind. Um gute Kragenziehbarkeit (Lochaufweitungsverhältnis) zu erhalten, ist erwünscht, daß der Gesamtvolumenprozentsatz von hartem Restaustenit und Martensit unter 5% liegt. Erwünscht ist ferner, daß der Volumenprozentsatz von Bainit mindestens 30% beträgt. Zur Realisierung guter Duktilität ist zudem erwünscht, daß der Volumenprozentsatz von Bainit höchstens 70% beträgt.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung bessere Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist erwünscht, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs aus einer Ferriteinzelphase zur Gewährleistung guter Kragenziehbarkeit (Lochaufweitbarkeit) besteht. Hierbei ermöglicht die Erfindung, daß bei Bedarf eine gewisse Menge von Bainit enthalten ist. Um ferner noch bessere Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist erwünscht, daß der Volumenprozentsatz von Bainit höchstens 10% beträgt. Hierbei ermöglicht die Erfindung, daß unvermeidlicher Martensit, Restaustenit und Perlit enthalten sind. Zum hier erwähnten Ferrit zählen bainitischer Ferrit und nadelige Ferritstrukturen. Um ferner gute Ermüdungseigenschaften zu gewährleisten, ist erwünscht, daß der Volumenprozentsatz von grobe Carbide enthaltendem Perlit höchstens 5% beträgt. Um zusätzlich gute Kragenziehbarkeit (Lochaufweitbarkeit) zu gewährleisten, ist erwünscht, daß der Gesamtvolumenprozentsatz von Restaustenit und Martensit unter 5% liegt.
  • Als nächstes werden die Gründe erläutert, weshalb die chemischen Komponenten in der Erfindung eingeschränkt sind.
  • Die Erfindung wird gemäß den Ansprüchen näher erläutert.
  • C ist ein unabdingbares Element zum Erhalten einer erwünschten Mikrostruktur. Übersteigt der C-Gehalt 0,3%, ist aber die Umformbarkeit beeinträchtigt, weshalb der C-Gehalt auf höchstens 0,3% festgelegt ist. Übersteigt ferner der C-Gehalt 0,2%, ist die Schweißbarkeit beeinträchtigt, weshalb erwünscht ist, daß der Gehalt höchstens 0,2% beträgt. Liegt andererseits der C-Gehalt unter 0,01%, sinkt die Stahlfestigkeit, weshalb der Gehalt auf mindestens 0,01% festgelegt ist. Um ferner Restaustenit in ausreichender Menge zur Gewährleistung guter Duktilität stabil zu erhalten, ist erwünscht, daß der Gehalt mindestens 0,05% beträgt.
  • Übersteigt ferner der C-Gehalt 0,1%, sind Umformbarkeit und Schweißbarkeit beeinträchtigt, weshalb der Gehalt auf höchstens 0,1% festgelegt ist. Liegt der Gehalt unter 0,01%, ist die Stahlfestigkeit verringert, weshalb der Gehalt auf mindestens 0,01% festgelegt ist.
  • Si ist ein gelöstes verfestigendes Element und somit zur Festigkeitserhöhung wirksam. Sein Gehalt muß mindestens 0,01% zum Erhalten einer gewünschten Festigkeit betragen, aber ist es mit über 2% enthalten, ist die Umformbarkeit beeinträchtigt. Daher ist der Si-Gehalt auf 0,01 bis 2% festgelegt.
  • Mn ist ein gelöstes verfestigendes Element und somit zur Festigkeitserhöhung wirksam. Sein Gehalt muß mindestens 0,05% zum Erhalten einer gewünschten Festigkeit betragen. Werden solche Elemente wie Ti, die die durch S induzierte Warmrißbildung unterdrücken, nicht in ausreichender Menge zusätzlich zu Mn zugegeben, ist erwünscht, Mn so zuzugeben, daß der Ausdruck Mn/S ≥ 20 bezogen auf den Masseprozentsatz erfüllt ist. Ferner ist Mn ein Element zur Austenitstabilisierung, und daher ist zum stabilen Erhalten einer ausreichenden Restaustenitmenge zur Realisierung guter Duktilität erwünscht, daß seine Zugabemenge mindestens 0,1% beträgt. Wird dagegen Mn mit über 3% zugegeben, treten Risse an Brammen auf. Somit ist der Gehalt auf höchstens 3% festgelegt.
  • P ist eine unerwünschte Verunreinigung, und je niedriger sein Gehalt ist, um so besser. Übersteigt der Gehalt 0,1%, sind Umformbarkeit und Schweißbarkeit negativ beeinflußt, was auch für die Ermüdungseigenschaften gilt. Daher ist der P-Gehalt auf höchstens 0,1% festgelegt.
  • S verursacht Rißbildung beim Warmwalzen, wenn zuviel davon enthalten ist, weshalb der Gehalt soweit wie möglich eingedämmt werden muß, wobei aber ein Gehalt bis 0,03% zulässig ist. Außerdem ist S eine Verunreinigung, und je niedriger sein Gehalt ist, um so besser. Ist der S-Gehalt zu groß, bilden sich Einschlüsse vom A-Typ, die für lokale Duktilität und Kragenziehbarkeit nachteilig sind, weshalb der Gehalt minimiert sein muß. Daher beträgt ein erwünschter S-Gehalt höchstens 0,01%.
  • Al muß mit mindestens 0,005% zur Desoxidation der Stahlschmelze zugegeben werden, aber seine Obergrenze ist auf 1,0% zur Vermeidung von Kostensteigerung festgelegt. Al verstärkt die Bildung nichtmetallischer Einschlüsse und beeinträchtigt die Dehnung bei übermäßiger Zugabe, weshalb ein erwünschter Al-Gehalt höchstens 0,5% beträgt.
  • N kombiniert sich mit Ti und Nb und bildet Ausscheidungen bei einer höheren Temperatur als C und verringert dadurch die Ti- und Nb-Mengen, die zur C-Bindung wirksam sind. Aus diesem Grund muß der N-Gehalt minimiert sein. Ein zulässiger N-Gehalt beträgt höchstens 0,005%.
  • Ti trägt zur Festigkeitszunahme eines Stahlblechs durch Ausscheidungsverfestigung bei. Liegt aber der Gehalt unter 0,05%, ist die Wirkung unzureichend, und übersteigt der Gehalt 0,5%, sättigt sich nicht nur der Effekt, sondern es steigen auch die Kosten der Legierungszugabe. Aus diesem Grund ist der Ti-Gehalt auf 0,05 bis 0,5% festgelegt.
  • Zusätzlich ist Ti eines der wichtigsten Elemente in der Erfindung. Das heißt, um C auszuscheiden und zu binden, der solche Carbide wie Cementit bildet, die für die Kragenziehbarkeit nachteilig sind, und somit zur Verbesserung der Kragenziehbarkeit beizutragen, ist es notwendig, daß die Bedingung Ti – (48/12)C – (48/14)N – (48/32)S ≥ 0% erfüllt ist.
  • Da sich hierbei S und N mit Ti zu Ausscheidungen bei einer vergleichsweise höheren Temperatur als C kombinieren, muß zur Erfüllung des Ausdrucks Ti ≥ 48/12C die Bedingung Ti – (48/12)C – (48/14)N – (48/32)S ≥ 0% zwangsläufig erfüllt sein.
  • Nb trägt wie Ti zur Festigkeitsverbesserung eines Stahlblechs durch Ausscheidungsverfestigung bei. Außerdem bewirkt es eine verbesserte Kragenziehbarkeit durch Verfeinern der Kristallkörner. Liegt aber der Gehalt unter 0,01%, zeigen sich die Wirkungen nicht ausreichend, und übersteigt der Gehalt 0,5%, sättigen sich nicht nur die Wirkungen, sondern es steigen auch die Kosten der Legierungszugabe. Aus diesem Grund ist der Nb-Gehalt auf 0,01 bis 0,5% festgelegt.
  • Um C auszuscheiden und zu binden, der solche Carbide wie Cementit bildet, die für die Kragenziehbarkeit nachteilig sind, und somit zur Verbesserung der Kragenziehbarkeit beizutragen, ist es notwendig, daß die Bedingung Ti + (48/93)Nb – (48/12)C – (48/14)N – (48/32)S ≥ 0% erfüllt ist.
  • Da hierbei Nb Carbide bei einer vergleichsweise niedrigeren Temperatur als Ti bildet, muß zur Erfüllung des Ausdrucks Ti + (48/93)Nb ≥ 48/12C die Bedingung Ti + (48/93)Nb – (48/12)C – (48/14)N – (48/32)S ≥ 0% zwangsläufig erfüllt sein.
  • Cu wird nach Bedarf zugegeben, da es eine Wirkung auf die Verbesserung der Ermüdungseigenschaften hat, wenn es sich im Zustand fester Lösung befindet. Keinen spürbaren Effekt erhält man aber, wenn die Zugabemenge unter 0,2% liegt, wogegen sich der Effekt sättigt, wenn der Gehalt 2% übersteigt. Somit ist der Bereich des Cu-Gehalts auf 0,2 bis 2% festgelegt. Zu beachten ist, daß bei einer Wickeltemperatur von mindestens 450°C und einem Gehalt von Cu über 1,2%, dieses nach Wickeln ausscheiden kann, was die Umformbarkeit drastisch verschlechtert. Aus diesem Grund ist erwünscht, den Cu-Gehalt auf höchstens 1,2% zu begrenzen.
  • B wird nach Bedarf zugegeben, da es eine Wirkung auf die Erhöhung der Ermüdungsgrenze hat, wenn es in Kombination mit Cu zugegeben wird. Ferner wird B bei Bedarf zugegeben, da es eine Wirkung auf die Erhöhung der Ermüdungsgrenze durch Unterdrückung der durch P verursachten Korngrenzenversprödung hat, die als Ergebnis einer Verringerung der gelösten C-Menge gilt. Eine B-Zugabe unter 0,0002% reicht nicht aus, die Effekte zu erhalten, aber wird B mit über 0,002% zugegeben, treten Risse in einer Bramme auf. Aus diesem Grund ist die Zugabemenge von B auf 0,0002 bis 0,002% festgelegt.
  • Ni wird bei Bedarf zur Verhinderung von Warmbrüchigkeit zugegeben, die durch enthaltenes Cu verursacht wird. Eine Zugabemenge unter 0,1% reicht zum Erhalten der Wirkung nicht aus, aber bei Ni-Zugabe über 1% sättigt sich die Wirkung. Aus diesem Grund ist der Gehalt auf 0,1 bis 1% festgelegt. Zu beachten ist, daß bei einem Cu-Gehalt von höchstens 1,2% erwünscht ist, daß der Ni-Gehalt höchstens 0,6% beträgt.
  • Ca und REM sind Elemente, um die Form nichtmetallischer Einschlüsse zu modifizieren, die als Ausgangspunkte von Rissen dienen und/oder die Umformbarkeit beeinträchtigen, und sie unschädlich zu machen. Jedoch wird keine spürbare Wirkung erhalten, wenn jedes von ihnen unter 0,0005% zugegeben wird. Bei Zugabe von Ca über 0,002% oder von REM über 0,02% sättigt sich die Wirkung. Somit ist erwünscht, Ca mit 0,0005 bis 0,002% und REM mit 0,0005 bis 0,02% zuzugeben.
  • Zusätzlich können ein oder mehrere ausscheidungsverfestigende Elemente und gelöste verfestigende Elemente, d. h. Mo, V, Cr und Zr, zur Festigkeitserhöhung zugegeben sein. Bei ihrer Zugabe unter 0,05%, 0,02%, 0,01% bzw. 0,02% zeigen sich aber keine spürbaren Effekte, und bei ihrer Zugabe über 1%, 0,2%, 1% bzw. 0,2% sättigen sich die Wirkungen.
  • Sn, Co, Zn, W und/oder Mg können mit insgesamt höchstens 1% einem Stahl zugegeben sein, der hauptsächlich aus den zuvor erläuterten Komponenten besteht, aber da Sn Oberflächenfehler beim Warmwalzen verursachen kann, ist bevorzugt, den Sn-Gehalt auf höchstens 0,05% zu begrenzen.
  • Im folgenden werden die Gründe für die Einschränkung der Bedingungen des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens näher beschrieben.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlblech kann durch die folgenden Verfahren hergestellt werden: Gießen; Warmwalzen und Abkühlen oder Warmwalzen, Abkühlen, Beizen und Kaltwalzen; anschließendes Wärmebehandeln oder Wärmebehandeln eines warmgewalzten oder kaltgewalzten Stahlblechs in einer Feuerverzinkungslinie; und ferner bei Bedarf gesondertes Oberflächenbehandeln eines so hergestellten Stahlblechs.
  • Die Erfindung legt die Herstellungsverfahren vor dem Warmwalzen nicht speziell fest. Das heißt, ein Stahl kann durch einen Hochofen, einen Lichtbogenofen o. ä. geschmolzen und gefrischt werden; danach können in einem oder mehreren verschiedenen sekundären Frische-Verfahren die chemischen Komponenten so eingestellt werden, daß er die gewünschten Mengen der Komponenten enthält; und anschließend kann der Stahl zu einer Bramme durch ein solches Gießverfahren wie ein gewöhnliches Stranggießverfahren, ein Blockgießverfahren und ein Dünnbrammengießverfahren gegossen werden. Stahlschrott kann als Rohmaterial zum Einsatz kommen. Ferner kann im Fall einer durch ein Stranggießverfahren gegossenen Bramme die Bramme direkt einer Warmwalzstraße zugeführt werden, während sie warm ist, oder nach Abkühlen auf Raumtemperatur und anschließendem Wiedererwärmen in einem Nachwärmeofen.
  • Für die Wiedererwärmungstemperatur ist keine spezifische Grenze speziell festgelegt, aber erwünscht ist, daß eine Wiedererwärmungstemperatur unter 1400°C liegt, da bei 1400°C oder darüber die Zundermenge groß wird und die Produktausbeute sinkt. Erwünscht ist auch, daß eine Wiedererwärmüngstemperatur mindestens 1000°C beträgt, da eine Widererwärmungstemperatur unter 1000°C den Betriebswirkungsgrad der Straße im Walzablauf erheblich senkt. Erwünscht ist, daß eine Widererwärmungstemperatur mindestens 1100°C beträgt, da sich bei einer Wiedererwärmungstemperatur unter 1100°C nicht nur Ti- und/oder Nb-haltige Ausscheidungen ohne Umschmelzen in einer Bramme vergröbern und somit ihre ausscheidungsverfestigende Kapazität verloren geht, sondern auch Ti- und/oder Nb-haltige Ausscheidungen mit einer zur Verbesserung der Kragenziehbarkeit erwünschten Größe und Verteilung nicht ausscheiden.
  • In einem Warmwalzverfahren wird eine Bramme nach Abschluß des Vorwalzens fertiggewalzt. Kommt Entzundern nach Abschluß des Vorwalzens zur Anwendung, ist erwünscht, daß die folgende Bedingung erfüllt ist: P (MPa) × L (l/cm2) ≥ 0,0025, wobei P (MPa) ein Auftreffdruck von Hochdruckwasser auf eine Stahlblechoberfläche und L (l/cm2) eine Strömungsgeschwindigkeit von Wasser zum Entzundern ist.
  • Ein Auftreffdruck P von Hochdruckwasser auf eine Stahlblechoberfläche wird wie folgt ausgedrückt (siehe Tetsuto-Hagane, 1991, Vol. 77, Nr. 9, S. 1450): P (MPa) = 5,64 × P0 × V × H2, wobei 20 (MPa) ein Flüssigkeitsdruck ist, V (l/min) eine Flüssigkeitsströmungsgeschwindigkeit einer Düse ist und H (cm) ein Abstand zwischen einer Düse und der Oberfläche eines Stahlblechs ist.
  • Die Strömungsgeschwindigkeit L (l/cm2) wird wie folgt ausgedrückt: L (l/cm2) = V/(W × v), wobei V (l/min) eine Flüssigkeitsströmungsgeschwindigkeit einer Düse ist, W (cm) die Breite an der Stelle ist, wo die aus einer Düse ausgestoßene Flüssigkeit auf eine Stahlblechoberfläche trifft, und v (cm/min) eine Bewegungsgeschwindigkeit eines Stahlblechs ist.
  • Zum Erhalten der Wirkungen der Erfindung ist es unnötig, eine spezielle Obergrenze für das Produkt aus dem Auftreffdruck P und der Strömungsgeschwindigkeit L festzulegen, aber bevorzugt ist, daß das Produkt höchstens 0,02 beträgt, da bei Erhöhung der Flüssigkeitsströmungsgeschwindigkeit einer Düse solche Probleme wie erhöhter Verschleiß der Düse auftreten.
  • Ferner ist bevorzugt, daß die maximale Rauhtiefe Ry eines Stahlblechs nach Fertigwalzen höchstens 15 μm beträgt (definiert als 15 μm Ry, was sich ergibt, wenn die Standardlänge l höchstens 2,5 mm und die Bewertungslänge ln höchstens 12,5 mm in der Anwendung auf das Verfahren betragen, das auf S. 5–7 der JIS B 0601-1994 beschrieben ist). Der Grund dafür wird aus der Tatsache deutlich, daß die Ermüdungsfestigkeit eines Stahlblechs im Warmwalz- oder Beizzustand mit der maximalen Rauhtiefe Ry der Stahlblechoberfläche korreliert, was z. B. in ”Metal Material Fatigue Design Handbook”, Seite 84, herausgegeben von der Society of Materials Science, Japan, dargestellt ist. Außerdem ist bevorzugt, daß das Fertigwarmwalzen 5 s nach Hochdruckentzundern erfolgt, um zu verhindern, daß sich Zunder erneut bildet.
  • Um zusätzlich einen Effekt auf die Senkung eines Reibungskoeffizienten durch Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung zu realisieren, ist erwünscht, daß der arithmetische Mittenrauhwert Ra der Oberfläche eines Stahlblechs nach Fertigwalzen höchstens 3,5 beträgt, wenn das Stahlblech nicht nach Warmwalzen oder Beizen dressiert oder kaltgewalzt wird.
  • Daneben kann das Fertigwalzen durch Zusammenschweißen von Platinen nach Vorwalzen oder dem anschließenden Entzundern kontinuierlich durchgeführt werden. In diesem Fall können die vorgewalzten Platinen zusammengeschweißt werden, nachdem sie vorübergehend gewickelt, bei Bedarf in einer Abdeckung mit einer Wärmehaltefunktion gehalten und dann aufgewickelt wurden.
  • Wird ein warmgewalztes Stahlblech als Endprodukt verwendet, ist es notwendig, daß das Fertigwalzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C in der letzten Hälfte des Fertigwalzens erfolgt. Hierbei kann die Ar3-Umwandlungstemperatur in Relation zu den chemischen Stahlkomponenten auf vereinfachte Weise z. B. durch die folgende Gleichung ausgedrückt werden: Ar3 = 910 – 310 × %C + 25 × %Si – 80 × %Mn.
  • Liegt die Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C unter 25% entwickelt sich die gewalzte Austenittextur nicht ausreichend, weshalb die Wirkungen der Erfindung unabhängig davon nicht erzielt werden, wie das Stahlblech danach abgekühlt wird. Zum Erhalten einer schärferen Textur ist erwünscht, daß die Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C mindestens 35% beträgt.
  • Die Erfindung legt keine spezielle Untergrenze für den Temperaturbereich fest, in dem das Walzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme durchgeführt wird. Erfolgt aber das Walzen bei einer Temperatur unter der Ar3-Umwandlungstemperatur, verbleibt eine umformungsinduzierte Struktur in Ferrit, der beim Walzen ausgeschieden ist, weshalb die Duktilität verringert und die. Umformbarkeit beeinträchtigt ist. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Untergrenze für den Temperaturbereich beim Walzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist. Soll aber die Erholung oder Rekristallisation in gewissem Maß im anschließenden Wickelverfahren oder in einer Wärmebehandlung nach dem Wickelverfahren vorangetrieben werden, ist eine Temperatur unter der Ar3-Umwandlungstemperatur akzeptabel.
  • Die Erfindung legt keine spezielle Obergrenze für die Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C fest. Übersteigt aber die Gesamtabnahme 97,5% wird die Walzlast zu hoch, und es wird notwendig, die Steifigkeit der Betriebsanlage übermäßig zu erhöhen, was wirtschaftlich nachteilig ist. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Gesamtabnahme höchstens 97,5% beträgt.
  • Ist hierbei die Reibung zwischen einer Walze beim Warmwalzen und einem Stahlblech während des Warmwalzens im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C groß, entwickeln sich hauptsächlich aus {110} bestehende Kristallorientierungen an Ebenen nahe den Oberflächen eines Stahlblechs, was die Formhaltigkeit beeinträchtigt. Als Gegenmaßnahme wird bei Bedarf geschmiert, um die Reibung zwischen einer Walze und einem Stahlblech beim Warmwalzen zu reduzieren.
  • Die Erfindung legt keine spezielle Obergrenze für den Reibungskoeffizienten zwischen einer Walze und einem Stahlblech beim Warmwalzen fest. Übersteigt er aber 0,2, entwickeln sich Kristallorientierungen auffällig, die sich hauptsächlich aus {110} zusammensetzen, was die Formhaltigkeit beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist erwünscht, den Reibungskoeffizienten zwischen einer Walze und einem Stahlblech beim Warmwalzen auf höchstens 0,2 zumindest in einem der Stiche des Warmwalzens im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C einzudämmen. Ferner ist bevorzugt, den Reibungskoeffizienten zwischen einer Walze und einem Stahlblech beim Warmwalzen auf höchstens 0,15 in allen Stichen des Warmwalzens im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C einzudämmen. Hierbei ist der Reibungskoeffizient zwischen einer Walze und einem Stahlblech beim Warmwalzen der Wert, der anhand eines Voreilverhältnisses, einer Walzlast, eines Walzmoments usw. auf walztheoretischer Grundlage berechnet wird.
  • Gemäß der Erfindung ist es erforderlich, daß die Temperatur (FT) im Schlichtstich beim Fertigwalzen gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist. Grund dafür ist, daß bei einer unter die Ar3-Umwandlungstemperatur beim Warmwalzen fallenden Walztemperatur eine umformungsinduzierte Struktur in Ferrit verbleibt, der vor oder beim Walzen ausgeschieden ist, wodurch die Duktilität gesenkt und die Umformbarkeit beeinträchtigt ist. Soll aber eine Wärmebehandlung zur Erholung oder Rekristallisation während oder nach dem anschließenden Wickelverfahren angewendet werden, kann die Temperatur (FT) im Schlichtstich beim Fertigwalzen unter der Ar3-Umwandlungstemperatur liegen.
  • Die Erfindung legt keine spezielle Obergrenze für eine Endtemperatur fest, aber übersteigt eine Endtemperatur die Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C, wird es im wesentlichen unmöglich, das Walzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C durchzuführen. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Obergrenze für eine Endtemperatur höchstens die Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C ist.
  • In der Erfindung ist es unnötig, die Mikrostruktur eines Stahlblechs zwecks Formhaltigkeitsverbesserung speziell festzulegen, weshalb keine spezifische Einschränkung im Hinblick auf das Abkühlungsverfahren nach Abschluß des Fertigwalzens bis zum Wickeln mit einer vorgeschriebenen Wickeltemperatur angegeben ist. Dennoch wird ein Stahlblech bei Bedarf abgekühlt, um eine vorgeschriebene Wickeltemperatur zu gewährleisten oder eine Mikrostruktur zu steuern.
  • Die Erfindung legt keine spezielle Obergrenze für eine Abkühlungsgeschwindigkeit fest, aber da Wärmespannung das Wölben eines Stahlblechs verursachen kann, ist erwünscht, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 300°C/s einzudämmen. Ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu hoch, wird es zudem unmöglich, die Abkühlungsendtemperatur genau zu steuern. und es kann zu starke Abkühlung als Ergebnis von Bereichsüberschreitung bis zu einer Temperatur unter einer vorgeschriebenen Wickeltemperatur auftreten. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei höchstens 150°C/s beträgt. Für die Abkühlungsgeschwindigkeit ist auch keine spezifische Untergrenze festgelegt. Als Anhaltspunkt beträgt die Abkühlungsgeschwindigkeit in dem Fall, in dem ein Stahlblech bei Raumtemperatur ohne bewußte Abkühlung natürlich abkühlen kann, mindestens 5°C/s.
  • Um ein niedriges Streckgrenzenverhältnis zur Realisierung besserer Formhaltigkeit als die bereits verbesserte Formhaltigkeit in der Erfindung zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält. Dazu muß an erster Stelle ein warmgewalztes Stahlblech 1 bis 20 s im Temperaturbereich von der Ar3-Umwandlungstemperatur bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur (Ferrit-Austenit-Zweiphasenzone) nach Fertigwalzabschluß gehalten werden. Hierbei erfolgt das Halten eines warmgewalzten Stahlblechs zur Beschleunigung der Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone. Liegt die Haltezeit unter 1 s, ist die Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone unzureichend, und es wird keine ausreichende Duktilität erhalten, aber übersteigt sie 20 s, bildet sich Perlit, und die geplante Verbundstruktur, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält, wird nicht erhalten.
  • Um zusätzlich die Ferritumwandlung problemlos zu beschleunigen, ist erwünscht, daß sich der Temperaturbereich, in dem ein Stahlblech 1 bis 20 s gehalten wird, von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis 800°C erstreckt. Um zudem nicht die Produktivität drastisch fallen zu lassen, ist erwünscht, daß die Haltezeit, die zuvor mit 1 bis 20 s festgelegt wurde, 1 bis 10 s beträgt.
  • Zur Erfüllung all dieser Bedingungen ist es notwendig, den Temperaturbereich mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s nach Fertigwalzabschluß schnell zu erreichen. Die Obergrenze für eine Abkühlungsgeschwindigkeit ist nicht speziell festgelegt, aber unter Berücksichtigung der Kapazität von Abkühlungstechnik beträgt eine angemessene Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 300°C/s. Ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu hoch, wird es außerdem unmöglich, die Abkühlungsendtemperatur genau zu steuern, und es kann zu starke Abkühlung als Ergebnis von Bereichsüberschreitung bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur oder darunter auftreten. Daher ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei höchstens 150°C/s beträgt.
  • Anschließend wird ein Stahlblech vom o. g. Temperaturbereich auf eine Wickeltemperatur (CT) mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s abgekühlt. Bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s bildet sich Perlit oder Bainit, und keine ausreichende Martensitmenge wird erhalten, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit als zweite Phase enthält. Die Wirkungen der Erfindung lassen sich erzielen, ohne eine spezielle Obergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit bis auf die Wickeltemperatur festzulegen, aber um durch thermische Spannung verursachtes Wölben zu vermeiden, ist bevorzugt, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 300°C/s einzuschränken.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Duktilität zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eines Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Dazu muß an erster Stelle ein warmgewalztes Stahlblech 1 bis 20 s im Temperaturbereich von der Ar3-Umwandlungstemperatur bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur (Ferrit-Austenit-Zweiphasenzone) nach Fertigwalzabschluß gehalten werden. Hierbei erfolgt das Halten eines warmgewalzten Stahlblechs zur Beschleunigung der Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone. Liegt die Haltezeit unter 1 s, ist die Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone unzureichend, und es wird keine ausreichende Duktilität erhalten, übersteigt sie aber 20 s, bildet sich Perlit, und die geplante Mikrostruktur, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht, wird nicht erhalten. Um zusätzlich die Ferritumwandlung problemlos zu beschleunigen, ist erwünscht, daß sich der Temperaturbereich, in dem ein Stahlblech 1 bis 20 s gehalten wird, von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis 800°C erstreckt. Um zudem nicht die Produktivität drastisch zu senken, ist erwünscht, daß die Haltezeit, die zuvor mit 1 bis 20 s festgelegt wurde, 1 bis 10 s beträgt.
  • Zur Erfüllung all dieser Bedingungen ist es notwendig, den Temperaturbereich mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s nach Fertigwalzabschluß schnell zu erreichen. Die Obergrenze für eine Abkühlungsgeschwindigkeit ist nicht speziell festgelegt, aber unter Berücksichtigung der Kapazität von Abkühlungstechnik beträgt eine angemessene Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 300°C/s. Ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu hoch, wird es außerdem unmöglich, die Abkühlungsendtemperatur genau zu steuern, und es kann zu starke Abkühlung als Ergebnis von Bereichsüberschreitung bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur oder darunter auftreten. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei höchstens 150°C/s beträgt.
  • Anschließend wird ein Stahlblech vom o. g. Temperaturbereich auf eine Wickeltemperatur (CT) mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s abgekühlt. Bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s bildet sich carbidhaltiger Perlit oder Bainit, und keine ausreichende Restaustenitmenge wird erhalten, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Die Wirkungen der Erfindung lassen sich erzielen, ohne eine spezielle Obergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Wickeltemperatur festzulegen, aber um durch thermische Spannung verursachtes Wölben zu vermeiden, ist bevorzugt, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 300°C/s einzuschränken.
  • Um neben Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Dazu legt die Erfindung keine speziellen Verfahrensbedingungen nach Fertigwalzabschluß bis zum Wickeln mit einer vorgeschriebenen Wickeltemperatur mit Ausnahme der Abkühlungsgeschwindigkeit fest, die während des Verfahrens angewendet wird. Muß aber ein Stahlblech sowohl gute Kragenziehbarkeit als auch hohe Duktilität haben, ohne die Kragenziehbarkeit zu stark in Mitleidenschaft zu ziehen, ist es akzeptabel, ein warmgewalztes Stahlblech 1 bis 20 s im Temperaturbereich von der Ar3-Umwandlungstemperatur bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur (Ferrit-Austenit-Zweiphasenzone) zu halten.
  • Hierbei erfolgt das Halten eines warmgewalzten Stahlblechs zur Beschleunigung der Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone. Liegt die Haltezeit unter 1 s, ist die Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone unzureichend, und es wird keine ausreichende Duktilität erhalten, übersteigt sie aber 20 s, bildet sich Perlit, und die geplante Mikrostruktur mit einer Verbundstruktur, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält, wird nicht erhalten. Um zusätzlich die Ferritumwandlung problemlos zu beschleunigen, ist erwünscht, daß sich der Temperaturbereich, in dem ein Stahlblech 1 bis 20 s gehalten wird, von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis 800°C erstreckt. Um zudem nicht die Produktivität drastisch zu verringern, ist erwünscht, daß die Haltezeit, die zuvor mit 1 bis 20 s festgelegt wurde, 1 bis 10 s beträgt.
  • Zur Erfüllung all dieser Bedingungen ist es notwendig, den Temperaturbereich mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s nach Fertigwalzabschluß schnell zu erreichen. Die Obergrenze für eine Abkühlungsgeschwindigkeit ist nicht speziell festgelegt, aber unter Berücksichtigung der Kapazität von Abkühlungstechnik beträgt eine angemessene Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 300°C/s. Ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu hoch, wird es außerdem unmöglich, die Abkühlungsendtemperatur genau zu steuern, und es kann zu starke Abkühlung als Ergebnis von Bereichsüberschreitung bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur oder darunter auftreten, wodurch die Wirkung auf die Duktilitätsverbesserung verloren geht. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei höchstens 150°C/s beträgt.
  • Anschließend wird ein Stahlblech vom o. g. Temperaturbereich auf eine Wickeltemperatur (CT) mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s abgekühlt. Bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s bildet sich carbidhaltiger Perlit oder Bainit, und die geplante Mikrostruktur mit einer Verbundstruktur wird nicht erhalten, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Die Wirkungen der Erfindung lassen sich erzielen, ohne eine spezielle Obergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Wickeltemperatur festzulegen, aber um durch thermische Spannung verursachtes Wölben zu vermeiden, ist bevorzugt, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 300°C/s einzuschränken.
  • Die Erfindung legt keine speziellen Verfahrensbedingungen nach dem Warmwalzabschluß bis zum Wickeln mit einer vorgeschriebenen Wickeltemperatur (CT) fest. Muß aber ein Stahlblech sowohl gute Kragenziehbarkeit als auch hohe Duktilität haben, ohne die Kragenziehbarkeit zu stark in Mitleidenschaft zu ziehen, ist es akzeptabel, ein warmgewalztes Stahlblech 1 bis 20 s im Temperaturbereich von der Ar3-Umwandlungstemperatur bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur (Ferrit-Austenit-Zweiphasenzone) zu halten. Hierbei erfolgt das Halten eines warmgewalzten Stahlblechs zur Beschleunigung der Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone. Liegt die Haltezeit unter 1 s, ist die Ferritumwandlung in der Zweiphasenzone unzureichend, und es wird keine ausreichende Duktilität erhalten, übersteigt sie aber 20 s, vergröbert sich die Größe Ti- und/oder Nb-haltiger Ausscheidungen, und es besteht die Wahrscheinlichkeit, daß sie nicht zur Stahlfestigkeitszunahme beitragen, die durch Ausscheidungsverfestigung bewirkt wird. Um zusätzlich die Ferritumwandlung problemlos zu beschleunigen, ist erwünscht, daß sich der Temperaturbereich, in dem ein Stahlblech 1 bis 20 s gehalten wird, von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis 860°C erstreckt. Um zudem nicht die Produktivität drastisch zu verringern, ist erwünscht, daß die Haltezeit, die zuvor mit 1 bis 20 s festgelegt wurde, 1 bis 10 s beträgt.
  • Zur Erfüllung all dieser Bedingungen ist es notwendig, den Temperaturbereich mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s nach Fertigwalzabschluß schnell zu erreichen. Die Obergrenze für eine Abkühlungsgeschwindigkeit ist nicht speziell festgelegt, aber unter Berücksichtigung der Kapazität von Abkühlungstechnik beträgt eine angemessene Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens 300°C/s. Ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu hoch, wird es außerdem unmöglich, die Abkühlungsendtemperatur genau zu steuern, und es kann zu starke Abkühlung als Ergebnis von Bereichsüberschreitung bis zur Ar1-Umwandlungstemperatur oder darunter auftreten, wodurch die Wirkung auf die Duktilitätsverbesserung verloren geht. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei höchstens 150°C/s beträgt.
  • Anschließend wird ein Stahlblech vom o. g. Temperaturbereich auf eine Wickeltemperatur (CT) abgekühlt, wobei es aber unnötig ist, eine spezielle Abkühlungsgeschwindigkeit zum Erhalten der Effekte der Erfindung festzulegen. Ist aber eine Abkühlungsgeschwindigkeit zu niedrig, vergröbert sich die Größe Ti- und/oder Nb-haltiger Ausscheidungen, und es besteht die Wahrscheinlichkeit, daß sie nicht zur Stahlfestigkeitszunahme beitragen, die durch Ausscheidungsverfestigung bewirkt wird. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Untergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit mindestens 20°C/s beträgt. Die Wirkungen der Erfindung lassen sich erzielen, ohne eine spezielle Obergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Wickeltemperatur festzulegen, aber um durch thermische Spannung verursachtes Wölben zu vermeiden, ist bevorzugt, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 300°C/s einzuschränken.
  • In der Erfindung ist es unnötig, die Mikrostruktur eines Stahlblechs zwecks Formhaltigkeitsverbesserung speziell festzulegen, weshalb die Erfindung keine spezielle Obergrenze für eine Wickeltemperatur festlegt. Um aber die Textur von Austenit zu erhalten, die durch Fertigwalzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C erhalten wurde, ist erwünscht, ein Stahlblech mit höchstens der nachstehend angegebenen Wickeltemperatur T0 zu wickeln. Zu beachten ist, daß die Temperatur T0 nicht auf die Raumtemperatur oder darunter festgelegt zu sein braucht. Die Temperatur T0 ist eine Temperatur, die als Temperatur thermodynamisch definiert ist, bei der Austenit und Ferrit mit den gleichen chemischen Komponenten wie der Austenit die gleiche freie Energie haben. Berechnen läßt sie sich auf vereinfachte Weise durch die folgende Gleichung unter Berücksichtigung der Einflüsse anderer Komponenten als C: T0 = –650,4 × %C + B, wobei B wie folgt bestimmt wird: B = –50,6 × Mneq + 894,3, wobei Mneq anhand der Masseprozentsätze der Komponentenelemente gemäß der nachfolgenden Darstellung bestimmt wird: Mneq = %Mn + 0,24 × %Ni + 0,13 × %Si + 0,38 × %Mo + 0,55 × %Cr + 0,16 × %Cu – 0,50 × %Al – 0,45 × %Co + 0,90 × %V.
  • Zu beachten ist, daß die Einflüsse der Masseprozentsätze der anderen in der Erfindung festgelegten Komponenten, die nicht zu denen in der o. g. Gleichung gehören, auf T0 unerheblich und hier zu vernachlässigen sind.
  • Da es unnötig ist, die Mikrostruktur eines Stahlblechs zwecks Formhaltigkeitsverbesserung speziell festzulegen, ist es nicht nötig, eine spezielle Untergrenze für eine Wickeltemperatur zu bestimmen. Um aber rostbedingtes schlechtes Aussehen zu vermeiden, wenn ein Coil lange Zeit mit Wasser benetzt ist, ist erwünscht, daß eine Wickeltemperatur mindestens 50°C beträgt.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung ein niedriges Streckgrenzenverhältnis in der Erfindung zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält. Dazu ist es notwendig, daß eine Wickeltemperatur höchstens 350°C beträgt. Der Grund dafür ist folgender: Übersteigt eine Wickeltemperatur 350°C, bildet sich Bainit, und es wird keine ausreichende Martensitmenge erhalten, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit als zweite Phase enthält. Unnötig ist die Festlegung einer speziellen Untergrenze für eine Wickeltemperatur, aber zur Vermeidung von rostbedingtem schlechtem Aussehen, wenn ein Coil lange Zeit mit Wasser benetzt ist, ist erwünscht, daß eine Wickeltemperatur mindestens 50°C beträgt.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Duktilität zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Dazu muß eine Wickeltemperatur auf unter 450°C eingeschränkt sein. Grund dafür ist, daß sich bei einer Wickeltemperatur von 450°C oder höher carbidhaltiger Bainit bildet und keine ausreichende Restaustenitmenge erhalten wird, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Bei einer Wickeltemperatur von höchstens 350°C bildet sich dagegen eine große Martensitmenge, und es wird keine ausreichende Restaustenitmenge erhalten, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Aus diesem Grund ist die Wickeltemperatur auf über 350°C beschränkt.
  • Während die Erfindung ferner keine spezielle Abkühlungsgeschwindigkeit festlegt, die nach dem Wickeln anzuwenden ist, scheidet bei Cu-Zugabe mit mindestens 1% Cu nach dem Wickeln aus, und nicht nur die Umformbarkeit ist beeinträchtigt, sondern es kann auch gelöstes Cu verloren gehen, das zur Verbesserung von Ermüdungseigenschaften wirksam ist. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit nach Wickeln mindestens 30°C/s bis zur Temperatur von 200°C beträgt.
  • Um neben Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Dazu muß eine Wickeltemperatur auf mindestens 450°C beschränkt sein. Grund dafür ist, daß sich bei einer Wickeltemperatur unter 450°C Restaustenit oder Martensit, die für die Kragenziehbarkeit als nachteilig gelten, in großer Menge bilden können, wodurch die geplante Mikrostruktur mit einer Verbundstruktur nicht erhalten wird, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Während ferner die Erfindung keine spezielle Abkühlungsgeschwindigkeit festlegt, die nach dem Wickeln anzuwenden ist, scheidet bei Cu-Zugabe mit mindestens 1,2% Cu nach dem Wickeln aus, und nicht nur die Umformbarkeit ist beeinträchtigt, sondern es kann auch gelöstes Cu verloren gehen, das zur Verbesserung von Ermüdungseigenschaften wirksam ist. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit nach Wickeln mindestens 30°C/s bis zur Temperatur von 200°C beträgt.
  • Die Erfindung trifft keine spezielle Festlegung für eine Wickeltemperatur (CT) zwecks Erhalten eines Stahlblechs nach den Ansprüchen. Um aber die Textur von Austenit zu erhalten, die durch Fertigwalzen mit mindestens 25% Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C erhalten wurde, ist erwünscht, ein Stahlblech mit höchstens der nachstehend angegebenen Wickeltemperatur T0 zu wickeln. Die Temperatur T0 ist eine Temperatur, die thermodynamisch als Temperatur definiert ist, bei der Austenit und Ferrit mit den gleichen chemischen Komponenten wie der Austenit die gleiche freie Energie haben. Berechnen läßt sie sich auf vereinfachte Weise durch die folgende Gleichung unter Berücksichtigung der Einflüsse anderer Komponenten als C: T0 = –650,4 × %C + B, wobei B wie folgt bestimmt wird: B = –50,6 × Mneq + 894,3, wobei Mneq anhand der Masseprozentsätze der Komponentenelemente gemäß der nachfolgenden Darstellung bestimmt wird: Mneq = %Mn + 0,24 × %Ni + 0,13 × %Si + 0,38 × %Mo + 0,55 × %Cr + 0,16 × %Cu – 0,50 × %Al – 0,45 × %Co + 0,90 × %V.
  • Zu beachten ist, daß die Einflüsse der Masseprozentsätze der anderen in der Erfindung festgelegten Komponenten, die nicht zu denen in der o. g. Gleichung gehören, auf T0 unerheblich und hier zu vernachlässigen sind.
  • Was andererseits die Untergrenze für eine Wickeltemperatur (CT) betrifft, ist erwünscht; ein Stahlblech bei einer Temperatur über 350°C zu wickeln, da sich bei 350°C oder darunter die Ti- und/oder Nb-haltigen Ausscheidungen nicht in ausreichender Menge bilden und gelöster C im Stahl verbleibt, was die Umformbarkeit wahrscheinlich beeinträchtigt. Während ferner die Erfindung keine spezielle Abkühlungsgeschwindigkeit festlegt, die nach dem Wickeln anzuwenden ist, scheidet bei Cu-Zugabe mit mindestens 1% und bei einer Wickeltemperatur (CT) über 450°C Cu nach dem Wickeln aus, und nicht nur die Umformbarkeit ist beeinträchtigt, sondern es kann auch gelöstes Cu verloren gehen, das zur Verbesserung von Ermüdungseigenschaften wirksam ist. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß bei einer Wickeltemperatur (CT) über 450°C die Abkühlungsgeschwindigkeit nach Wickeln mindestens 30°C/s bis zur Temperatur von 200°C beträgt.
  • Nach Abschluß eines Warmwalzverfahrens kann ein Stahlblech bei Bedarf gebeizt und dann mit höchstens 10% Abnahme dressiert oder mit bis etwa 40% Abnahme kaltgewalzt werden, was entweder auf der gleichen Straße oder abseits davon geschieht. Um aber in diesem Fall die Wirkung zu erzielen, einen Reibungskoeffizienten durch Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung zu reduzieren, ist es notwendig, die Abnahme beim Dressieren so zu steuern, daß der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen eines Stahlblechs 1 bis 3,5 μm nach dem Dressieren wird.
  • In dem Fall, in dem ein kaltgewalztes Stahlblech als Endprodukt verwendet wird, legt die Erfindung nicht speziell die Bedingungen beim Fertigwarmwalzen fest. Zum Erhalten besserer Formhaltigkeit ist aber erwünscht, mindestens 25% Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C anzuwenden. Während es ferner akzeptabel ist, daß die Temperatur (FT) im Schlichtstich beim Fertigwalzen unter der Ar3-Umwandlungstemperatur liegt, ist es in einem solchen Fall aufgrund dessen, daß eine intensive umformungsinduzierte Struktur in Ferrit verbleibt, der vor oder während des Walzens ausgeschieden ist, erwünscht, daß die umformungsinduzierte Struktur durch ein anschließendes Wickelverfahren oder eine Wärmebehandlung erholt und rekristallisiert wird.
  • Die Gesamtabnahme beim Kaltwalzen im Anschluß an das Beizen ist mit unter 80% festgelegt. Grund dafür ist, daß bei 80% oder mehr Gesamtabnahme beim Kaltwalzen das Verhältnis der integrierten Röntgenbeugungsintensität in {111} und {554} Kristallebenen parallel zur Stahlblechebene, die eine gewöhnlich durch Kaltwalzen erhaltene Rekristallisationstextur bilden, in der Tendenz groß ist. Eine bevorzugte Gesamtabnahme beim Kaltwalzen beträgt höchstens 70%. Die Wirkungen der Erfindung lassen sich erhalten, ohne eine spezielle Untergrenze für eine Kaltwalzabnahme festzulegen, aber zur Steuerung der Röntgenbeugungsintensitäten in den Kristallorientierungskomponenten in geeigneten Bereichen ist erwünscht, die Untergrenze für eine Kaltwalzabnahme auf mindestens 3% festzulegen.
  • Die Diskussion hierin beruht auf der Annahme, daß die Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Stahlblechs in einem Durchlaufglühverfahren durchgeführt wird.
  • An erster Stelle wird ein Stahlblech im Temperaturbereich von höchstens der Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C 5 bis 150 s wärmebehandelt. Übersteigt die Obergrenze einer Wärmebehandlungstemperatur die Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C, geht durch Rekristallisation gebildeter Ferrit in Austenit über, die durch das Austenitkornwachstum gebildete Textur ist zufällig angeordnet, und die abschließend erhaltene Ferrittextur ist ebenfalls zufällig angeordnet. Aus diesem Grund ist die Obergrenze für eine Wärmebehandlungstemperatur so festgelegt, daß sie höchstens die Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C ist. Die hier erwähnten Ac1- und Ac3-Umwandlungstemperaturen lassen sich in Relation zu chemischen Stahlkomponenten z. B. mit Hilfe der Ausdrücke gemäß S. 273 der japanischen Übersetzung von ”The Physical Metallurgy of Steels” von W. C. Leslie (veröffentlicht 1985 von Maruzen, übersetzt von Hiroshi Kumai und Tatsuhiko Noda) ausdrücken. Akzeptabel ist, wenn die Untergrenze für eine Wärmebehandlungstemperatur gleich oder größer als die Erholungstemperatur ist, da es unnötig ist, die Mikrostruktur eines Stahlblechs zwecks Formhaltigkeitsverbesserung speziell festzulegen. Liegt aber eine Wärmebehandlungstemperatur unter der Erholungstemperatur, verbleibt eine umformungsinduzierte Struktur, und die Formbarkeit ist erheblich beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist die Untergrenze für eine Wärmebehandlungstemperatur so festgelegt, daß sie gleich oder größer als die Erholungstemperatur ist. Zum Erhalten noch besserer Duktilität ist erwünscht, daß eine Wärmebehandlungstemperatur gleich oder größer als die Rekristallisationstemperatur eines Stahls ist.
  • Ist ferner im Hinblick auf eine Haltezeit im o. g. Temperaturbereich die Haltezeit kürzer als 5 s, reicht sie nicht zum vollständigen erneuten Lösen von Cementit aus, aber übersteigt die Haltezeit 150 s, sättigt sich der Effekt der Wärmebehandlung, und zudem sinkt die Produktivität. Daher ist die Haltezeit so festgelegt, daß sie im Bereich von 5 bis 150 s liegt.
  • Insbesondere ist für die Haltezeit der Bereich von 5 bis 150 s auch deshalb festgelegt, weil bei einer Haltezeit im Temperaturbereich unter 5 s diese nicht ausreicht, um Carbonitride von Ti und Nb vollständig wieder zu lösen, wogegen sich bei einer Haltezeit über 150 s der Wärmebehandlungseffekt sättigt und zudem die Produktivität sinkt.
  • Die Erfindung legt keine speziellen Bedingungen für die Abkühlung nach einer Wärmebehandlung fest. Zwecks Steuerung einer Mikrostruktur kann aber ein reines Abkühlungsverfahren oder die Kombination aus einem Halteverfahren bei einer bestimmten Temperatur und einem Abkühlungsverfahren bei Bedarf zum Einsatz kommen, was später erwähnt wird.
  • Um neben der Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung ein niedriges Streckgrenzenverhältnis zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält. Dazu ist festgelegt, daß ein warmgewalztes Stahlblech wie zuvor beschrieben 5 bis 150 s im Temperaturbereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C gehalten wird. Ist in diesem Fall Cementit in einem Warmwalzzustand ausgeschieden und ist die Temperatur zu niedrig, auch wenn sie in diesem Temperaturbereich liegt, benötigt der Cementit zu lange Zeit, um sich wieder aufzulösen. Ist andererseits die Temperatur zu hoch, wird der Volumenprozentsatz von Austenit zu groß, und die Konzentration von C im Austenit wird zu niedrig, wodurch der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungs-”Nase” von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit durchläuft. Aus diesem Grund ist erwünscht, das Stahlblech auf eine Temperatur von 780 bis 850°C zu erwärmen.
  • Liegt eine Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Halten unter 20°C/s, durchläuft der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungsnase von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit, weshalb die Abkühlungsgeschwindigkeit auf mindestens 20°C/s festgelegt ist. Liegt eine Abkühlungsendtemperatur über 350°C, wird die geplante Mikrostruktur nicht erhalten, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit als zweite Phase enthält. Aus diesem Grund muß die Abkühlung bis auf eine Temperatur von höchstens 350°C fortgesetzt werden. Die Erfindung legt keine spezielle Untergrenze für eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens fest, aber kommt Wasserkühlung oder Sprühdüsenkühlung zum Einsatz und wird ein Coil lange Zeit mit Wasser benetzt, ist zum Vermeiden von rostbedingtem schlechtem Aussehen erwünscht, daß eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens mindestens 50°C beträgt.
  • Um zusätzlich zur Formhaltigkeitsverbesserung gute Duktilität in der Erfindung zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur eine Verbundstruktur ist, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Dazu ist festgelegt, daß ein Stahlblech wie zuvor beschrieben 5 bis 150 s in einem Temperaturbereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C wärmebehandelt wird. Ist in diesem Fall Cementit in einem Warmwalzzustand ausgeschieden und ist die Temperatur zu niedrig, auch wenn sie in diesem Temperaturbereich liegt, benötigt der Cementit zu lange Zeit, um sich wieder aufzulösen. Ist andererseits die Temperatur zu hoch, wird der Volumenprozentsatz von Austenit zu groß, und die Konzentration von C im Austenit wird zu niedrig, wodurch der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungsnase von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit durchläuft. Aus diesem Grund ist erwünscht, das Stahlblech auf eine Temperatur von 780 bis 850°C zu erwärmen. Liegt eine Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Halten unter 20°C/s, durchläuft der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungsnase von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit, weshalb die Abkühlungsgeschwindigkeit auf mindestens 20°C/s festgelegt ist.
  • Beträgt als nächstes im Hinblick auf ein Verfahren zum Beschleunigen der Bainitumwandlung und Stabilisieren einer erforderlichen Restaustenitmenge eine Temperatur am Ende der Abkühlung mindestens 450°C, wird der Restaustenit zu stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit zersetzt, und die geplante Mikrostruktur wird nicht erhalten, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Liegt eine Abkühlungsendtemperatur unter 350°C, kann sich Martensit in großer Menge bilden, und es kann keine ausreichende Restaustenitmenge gewährleistet sein, wodurch die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Aus diesem Grund muß die Abkühlung bis zum Temperaturbereich über 350°C durchgeführt werden.
  • Ist ferner im Hinblick auf die Haltezeit im o. g. Temperaturbereich die Haltezeit kürzer als 5 s, so ist die Bainitumwandlung zur Stabilisierung von Restaustenit unzureichend, weshalb der instabile Restaustenit am Ende der anschließenden Abkühlungsstufe in Martensit übergehen kann, wodurch die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Übersteigt dagegen die Haltezeit 600 s, tritt zu starke Bainitumwandlung auf, und es wird keine erforderliche Menge von stabilem Restaustenit gebildet, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Aus diesem Grund ist die Haltezeit im Temperaturbereich auf 5 bis 600 s festgelegt.
  • Liegt schließlich eine Abkühlungsgeschwindigkeit bis zum Abkühlungsende unter 5°C/s, ist eine Wahrscheinlichkeit gegeben, daß die Bainitumwandlung bei der Abkühlung zu stark verläuft und eine erforderliche Menge von stabilem Restaustenit nicht gebildet wird, weshalb die geplante Mikrostruktur nicht erhalten wird, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht. Daher ist die Abkühlungsgeschwindigkeit auf mindestens 5°C/s festgelegt. Übersteigt zudem eine Temperatur am Ende der Abkühlung 200°C, kann eine Alterungseigenschaft beeinträchtigt sein, und daher ist eine Abkühlungsendtemperatur auf höchstens 200°C festgelegt. Die Erfindung trifft keine spezielle Festlegung für die Temperaturuntergrenze am Ende der Abkühlung, aber kommt Wasserkühlung oder Sprühdüsenkühlung zum Einsatz und wird ein Coil lange Zeit mit Wasser benetzt, ist zum Vermeiden von rostbedingtem schlechtem Aussehen erwünscht, daß eine Abkühlungsendtemperatur mindestens 50°C beträgt.
  • Um zusätzlich zur Formhaltigkeitsverbesserung in der Erfindung gute Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist es notwendig, daß die Mikrostruktur mit einer Verbundstruktur erhalten wird, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Dazu ist die Untergrenze für die Wärmebehandlungstemperatur so festgelegt, daß sie mindestens die Ac1-Umwandlungstemperatur ist. Liegt die Untergrenze für die Wärmebehandlungstemperatur unter der Ac1-Umwandlungstemperatur, wird geplante Verbundstruktur nicht erhalten, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Sollen sowohl gute Kragenziehbarkeit als auch hohe Duktilität erhalten werden, ohne die Kragenziehbarkeit zu stark zu opfern, ist die Wärmebehandlungstemperatur so festgelegt, daß sie im Bereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur (Ferrit-Austenit-Zweiphasenzone) zur Erhöhung des Volumenprozentsatzes von Ferrit liegt. Um ferner noch bessere Kragenziehbarkeit zu erhalten, ist erwünscht, daß die Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von der Ac3-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C zur Erhöhung des Volumenprozentsatzes von Bainit liegt.
  • Die Erfindung legt nicht speziell die Bedingungen für ein Abkühlungsverfahren fest, aber liegt die Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur, ist erwünscht, ein Stahlblech mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf den Temperaturbereich von über 350°C bis höchstens der zuvor hierin festgelegte Temperatur T0 abzukühlen. Grund dafür ist, daß bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungsnase von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit durchläuft. Beträgt ferner eine Abkühlungsendtemperatur höchstens 350°C, kann sich Martensit in großer Menge bilden, der für Kragenzieheigenschaften als nachteilig gilt, weshalb die geplante Verbundstruktur nicht erhalten wird, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß eine Abkühlungsendtemperatur über 350°C liegt. Um zudem die durch das vorherige Verfahren erhaltene Textur zu wahren, ist erwünscht, daß die Abkühlungsendtemperatur höchstens T0 beträgt.
  • Beträgt schließlich eine Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens mindestens 20°C/s, besteht eine Wahrscheinlichkeit, daß sich bei der Abkühlung Martensit in großer Menge bildet, der für Kragenzieheigenschaften als nachteilig gilt, weshalb die geplante Verbundstruktur nicht erhalten werden kann, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält. Folglich ist erwünscht, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s liegt. Übersteigt ferner eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens 200°C, können Alterungseigenschaften beeinträchtigt sein. Daher ist erwünscht, daß die Temperatur am Ende des Abkühlungsverfahrens höchstens 200°C beträgt. Zur Vermeidung von rostbedingtem schlechtem Aussehen bei Anwendung von Wasserkühlung oder Sprühdüsenkühlung und langer Benetzung eines Coils mit Wasser, ist erwünscht, daß die Untergrenze für eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens mindestens 50°C beträgt.
  • Andererseits ist in dem Fall, in dem die Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von der Ac3-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C liegt, erwünscht, ein Stahlblech mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf eine Temperatur von höchstens 200°C abzukühlen. Grund dafür ist, daß bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s der Temperaturverlauf des Stahls leicht die Umwandlungsnase von stark carbidhaltigem Bainit oder Perlit durchläuft. Übersteigt weiterhin eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens 200°C, können Alterungseigenschaften beeinträchtigt sein. Daher ist erwünscht, daß eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens höchstens 200°C beträgt. Zum Vermeiden von rostbedingtem schlechtem Aussehen bei Anwendung von Wasserkühlung oder Sprühdüsenkühlung und bei langer Benetzung eines Coils mit Wasser ist erwünscht, daß die Untergrenze für eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens mindestens 50°C beträgt.
  • Zusätzlich ist es zum Erhalten eines Stahlblechs nach den Ansprüchen in der Erfindung unnötig, eine spezielle Festlegung für die Abkühlungsbedingungen nach der Wärmebehandlung zu treffen. Allerdings ist erwünscht, daß ein Stahlblech mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf einen Temperaturbereich von über 350°C bis zur hierin zuvor festgelegten Temperatur T0 abgekühlt wird. Grund dafür ist, daß bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s zu befürchten ist, daß sich die Größe von Ti- und/oder Nb-haltigen Ausscheidungen vergröbert und sie nicht zur Festigkeitszunahme durch Ausscheidungsverfestigung beitragen. Beträgt ferner eine Abkühlungsendtemperatur höchstens 350°C, besteht eine Wahrscheinlichkeit, daß sich die Ti- und/oder Nb-haltigen Ausscheidungen nicht in ausreichender Menge bilden und gelöster C im Stahl verbleibt, was die Umformbarkeit beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist erwünscht, daß eine Abkühlungsendtemperatur über 350°C liegt. Liegt ferner eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens über 200°C, können Alterungseigenschaften beeinträchtigt sein, weshalb erwünscht ist, daß eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens höchstens 200°C beträgt. Kommt Wasserkühlung oder Sprühdüsenkühlung zum Einsatz und wird ein Coil lange Zeit mit Wasser benetzt, ist zum Vermeiden von rostbedingtem schlechtem Aussehen erwünscht, daß die Untergrenze für eine Temperatur am Ende eines Abkühlungsverfahrens mindestens 50°C beträgt.
  • Nach den o. g. Verfahren kommt bei Bedarf Dressieren zum Einsatz. Zu beachten ist, daß in diesem Fall zum Erhalten des Effekts auf die Senkung eines Reibungskoeffizienten durch Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung der Abnahmefaktor beim Dressieren so gesteuert sein muß, daß der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen eines Stahlblechs 1 bis 3,5 μm nach dem Walzen beträgt.
  • Zum Auftragen einer Zinkplattierung auf ein warmgewalztes Stahlblech nach Beizen oder auf ein kaltgewalztes Stahlblech nach Abschluß der o. g. Wärmebehandlung zur Rekristallisation muß das Stahlblech in ein Zinkplattierungsbad getaucht werden. Bei Bedarf kann es einem Legierungsverfahren unterzogen werden.
  • Um abschließend gute Ziehbarkeit zu gewährleisten, wird eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf ein Stahlblech nach Abschluß der o. g. Herstellungsverfahren aufgetragen. Das Auftragsverfahren unterliegt keiner spezifischen Einschränkung, solange eine gewünschte Beschichtungsdicke erhalten wird. Elektrostatisches Beschichten oder ein Verfahren mit Hilfe einer Walzenbeschichtungsmaschine kommt gewöhnlich zum Einsatz.
  • Beispiel 1
  • Stähle A bis L mit den chemischen Komponenten gemäß Tabelle 1 wurden in einem Konverter geschmolzen und gefrischt, zu Brammen stranggegossen, wiedererwärmt und dann durch Vorwalzen und Fertigwalzen zu Stahlblechen mit 1,2 bis 5,5 mm Dicke gewalzt und anschließend gewickelt. Zu beachten ist, daß die chemischen Komponenten in der Tabelle in Masseprozent ausgedrückt sind.
  • Tabelle 2 zeigt dann die Einzelheiten der Herstellungsbedingungen. In der Tabelle bezeichnet ”SRT” die Brammenwiedererwärmungstemperatur, ”FT” die Fertigwalztemperatur im Schlichtstich und ”Abnahme” den Gesamtabnahmefaktor im Temperaturbereich von höchstens der Ara-Umwandlungstemperatur + 100°C. Zu beachten ist, daß bei Kaltwalzen eines Stahlblechs nach Warmwalzen die Einschränkung nicht angewendet zu werden braucht, weshalb die jeweiligen Felder für die ”Abnahme” mit einem waagerechten Strich ausgefüllt sind, was ”entfällt” bedeutet. Ferner gibt ”Schmierung” an, ob Schmierung im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C aufgetragen wird. In der Spalte ”Wickeln” bedeutet O, daß eine Wickeltemperatur (CT) höchstens T0 beträgt, und x, daß eine Wickeltemperatur über T0 liegt. Da es unnötig ist, die Wickeltemperatur als eine der Herstellungsbedingungen bei einem kaltgewalzten Stahlblech einzuschränken, ist zu beachten, daß die jeweiligen Felder mit einem waagerechten Strich versehen sind, was ”entfällt” bedeutet. Einige der Stahlbleche wurden nach Warmwalzen gebeizt, kaltgewalzt und geglüht. Die Dicke der kaltgewalzten Stahlbleche lag im Bereich von 0,7 bis 2,3 mm.
  • In der Tabelle bezeichnet ferner ”Kaltwalzabnahme” einen Gesamtkaltabnahmefaktor und ”Zeit” die Glühzeit. In der Spalte ”Glühen” bedeutet O, daß die Glühzeit im Bereich von der Erholungstemperatur bis zur Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C liegt, und x, daß sie außerhalb des Bereichs liegt. Der Stahl L wurde unter der Bedingung eines Auftreffdrucks von 2,7 MPa und einer Strömungsgeschwindigkeit von 0,001 l/cm2 nach Vorwalzen entzundert. Ferner wurden von den o. g. Stählen die Stähle G und F-5 verzinkt. Nach Abschluß der o. g. Herstellungsverfahren wurde zudem eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung mit Hilfe einer elektrostatischen Beschichtungsvorrichtung oder einem Walzenbeschichter aufgetragen.
  • Ein so hergestelltes warmgewalztes Stahlblech wurde einer Zugprüfung durch Ausbilden einer Probe zu einem Prüfling Nr. 5 nach JIS Z 2201 und nach dem in JIS Z 2241 festgelegten Prüfungsverfahren unterzogen. Die Streckgrenze (σY), Zugfestigkeit (σB) und Bruchdehnung (El) sind in den Tabellen 2-1 und 2-2 aufgeführt.
  • Danach wurde ein 30 mm durchmessender Prüfling aus einer Position bei 1/4 oder 3/4 der Stahlblechbreite ausgeschnitten, die Oberflächen wurden auf die Güte ”drei Dreiecke” (zweitfeinste Güte) geschliffen, und anschließend wurde Spannung durch chemisches Polieren oder elektrolytisches Polieren abgebaut. Ein so hergestellter Prüfling wurde der Röntgenbeugungsintensitätsmessung gemäß dem Verfahren unterzogen, das auf den Seiten 274 bis 296 der japanischen Übersetzung von ”Elements of X-Ray Diffraction” von B. D. Cullity (1986 veröffentlicht von AGNE Gijutsu Center, übersetzt von Gentaro Matsumura) beschrieben ist.
  • Erhalten wurde hier das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität durch Erhalten der Röntgenbeugungsintensitäten in den zur Orientierungskomponentengruppe gehörenden Hauptorientierungskomponenten, d. h. {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> und {223}<110>, anhand der dreidimensionalen Textur in der Berechnung durch das Vektorverfahren auf der Grundlage der Polfigur von {110} oder durch das Reihenentwicklungsverfahren mit Hilfe von zwei oder mehr (vorteilhaft mindestens drei) Polfiguren aus den Polfiguren von {110}, {100}, {211} und {310}.
  • Beispielsweise können als Verhältnis der Röntgenintensität in den o. g. Kristallorientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität in der Berechnung durch das zuletzt genannte Verfahren die Intensitäten von (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] und (223)[1-10] bei ϕ2 = 45° Querschnitt in einer dreidimensionalen Textur ohne Modifikation verwendet werden. Zu beachten ist, daß das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität das arithmetische mittlere Verhältnis aller o. g. Orientierungskomponenten ist.
  • Ist es unmöglich, die Intensitäten in all diesen Orientierungskomponenten zu erhalten, kann das arithmetische Mittel der Intensitäten in den Orientierungskomponenten {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> und {223}<110> als Ersatz verwendet werden.
  • Zusätzlich zur vorstehenden Darstellung kann das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität anhand der dreidimensionalen Textur berechnet werden, die wie zuvor erhalten wird.
  • In Tabelle 2 bezeichnet ”Intensität 1” unter ”Verhältnisse der Röntgenintensität zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität” das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität, und ”Intensität 2” das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in den o. g. drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität.
  • Zur Untersuchung der Formhaltigkeit eines Stahlblechs wurde dann ein Prüfling mit 50 mm Breite und 270 mm Länge aus einer Position bei 1/4 oder 3/4 der Breite des Stahlblechs so ausgeschnitten, daß die Länge in Walzrichtung war, und einem Hutbiegeversuch mit Hilfe eines Stempels mit 78 mm Breite und Schultern mit 5 mm Radius sowie einer Matrize mit Schultern mit 5 mm Radius unterzogen. Die Form des dem Biegeversuch unterzogenen Prüflings wurde entlang der Breitenmittellinie mit Hilfe einer dreidimensionalen Formmeßvorrichtung gemessen. Eine Formhaltigkeit wurde mit Hilfe der folgenden Indikatoren bewertet: Maßgenauigkeit in der Bewertung durch den Wert, der durch Subtrahieren der Breite des Stempels vom Abstand zwischen Punkten (5) gemäß 1 erhalten wird; Rückfederungsbetrag in der Festlegung durch das Mittel der beiden Werte am linken und rechten Abschnitt, das durch Subtrahieren von 90° vom Winkel zwischen der Punkte (1) und (2) durchlaufenden Geraden und der Punkte (3) und (4) durchlaufenden Geraden erhalten wird; und Wandverwölbungsbetrag in der Festlegung durch das Mittel der Kehrwerte der Krümmung zwischen Punkten (3) und (5) am linken und rechten Abschnitt.
  • Hierbei ist zu beachten, daß die Beträge der Rückfederung und Wandverwölbung je nach Niederhaltekraft (BHF) variieren. Die Tendenz der Erfindungswirkungen ändert sich auch unter verschiedenen Niederhaltekraftbedingungen nicht, aber unter Berücksichtigung dessen, daß keine zu hohe Niederhaltekraft ausgeübt werden kann, wenn ein tatsächliches Teil an einer Produktionsstelle gepreßt wird; wird hierbei die Hutbiegeprüfung auf verschiedene Stahlbleche mit 29 kN Niederhaltekraft angewendet. Aufgrund der durch die Biegeprüfung erhaltenen Maßgenauigkeit und des Wandverwölbungsbetrags läßt sich abschließend eine Formhaltigkeit bezogen auf die Maßgenauigkeit (Δd) beurteilen. Da bekanntlich die Maßgenauigkeit mit zunehmender Festigkeit eines Stahlblechs sinkt, dient der Wert Δd/σB gemäß Tabelle 2 als Indikator für die Formhaltigkeit.
  • Ein arithmetischer Mittenrauhwert Ra wurde mit Hilfe einer berührungslosen Lasermeßvorrichtung und nach dem in JIS B 0601-1994 festgelegten Verfahren gemessen.
  • Ein Reibungskoeffizient wurde als Verhältnis (f/F) einer Ziehkraft (f) zu einer Preßkraft (F) in den folgenden Prüfungsverfahren definiert: Gemäß 2 wurde ein zu bewertendes Stahlblech zwischen zwei flachen Platten mit einer Vickershärte von mindestens Hv 600 an den Oberflächen plaziert; eine Kraft (F) senkrecht zu den Oberflächen des untersuchten Stahlblechs wurde so ausgeübt, daß die Kontaktspannung 1,5 bis 2 kgf/mm2 betrug; und gemessen wurde die Kraft (f), die zum Herausziehen des untersuchten Stahlblechs aus dem Raum zwischen den flachen Platten erforderlich war.
  • Zuletzt wurde ein Ziehbarkeitsindex eines Stahlblechs als Quotient (D/d) definiert, den man durch Dividieren des maximalen Durchmessers (D), bei dem das Ziehen erfolgreich war, durch den Durchmesser (d) eines zylindrischen Stempels erhält, wenn ein Stahlblech scheibenförmig ausgebildet war und mit Hilfe des zylindrischen Stempels durch Ziehen umgeformt wurde. In dieser Prüfung wurden Stahlbleche zu verschiedenen Scheibenformen mit 300 bis 400 mm Durchmesser ausgebildet, und ein zylindrischer Stempel mit 175 mm Durchmesser und einer Schulter mit 10 mm Radius um die Bodenfläche sowie eine Matrize mit einer Schulter mit 15 mm Radius kamen bei der Bewertung der Ziehbarkeit zum Einsatz. Hinsichtlich der Niederhaltekraft wurden 5 kN bei den Stählen A bis D ausgeübt, 100 kN bei den Stählen E, F-1 bis F-10, G sowie I bis L und 150 kN beim Stahl H.
  • Deutlich wurde, daß alle Stahlbleche mit einem Reibungskoeffizienten im Bereich der Erfindung einen höheren Ziehbarkeitsindex (D/d) als ein Stahlblech mit einem Reibungskoeffizienten über dem Bereich der Erfindung zeigten und daß der Ziehbarkeitsindex jedes der zuerst genannten Stahlbleche mindestens 1,91 betrug.
  • Bei den erfindungsgemäßen Beispielen handelt es sich um 11 Stähle, d. h. die Stähle A, E, F-1, F-2, F-7, G, H, I, J, K und L. In diesen Beispielen erhält man hochfeste Stahldünn bleche mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlbleche vorgeschriebene Mengen von Komponenten enthalten, mindestens auf einer Ebene in Dickenmitte jedes der Stahlbleche das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 3 beträgt und das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität höchstens 3,5 beträgt, der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen 1,3 bis 3,5 μm beträgt und die Oberflächen des Stahlblechs mit einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung bedeckt sind; und ferner dadurch gekennzeichnet, daß mindestens einer der Reibungskoeffizienten in Walzrichtung und in senkrechter Richtung zur Walzrichtung bei 0 bis 200°C 0,05 bis 0,2 beträgt. Infolge dessen waren in den Bewertungen durch die erfindungsgemäßen Verfahren die Formhaltigkeitsindizes dieser Stähle denen herkömmlicher Stähle überlegen.
  • Alle anderen Stähle in den Tabellen als die o. g. lagen außerhalb der Bereiche der Erfindung, was auf die im folgenden dargestellten Gründe zurückzuführen war.
  • Beim Stahl B lag der C-Gehalt außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs, weshalb keine ausreichende Festigkeit (σB) erhalten wurde. Beim Stahl C lag der P-Gehalt außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs, weshalb keine guten Ermüdungseigenschaften erhalten wurden. Beim Stahl D lag der S-Gehalt außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs, weshalb keine ausreichende Dehnung (El) erhalten wurde. Da beim Stahl F-3 keine Zusammensetzung mit Schmierwirkung aufgetragen war, wurde der vorgesehene Reibungskoeffizient nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Ziehbarkeit (D/d) erhalten wurde.
  • Da beim Stahl F-4 der arithmetische Mittenrauhwert Ra außerhalb des in Anspruch 1 der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde der vorgesehene Reibungskoeffizient nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Ziehbarkeit (D/d) erhalten wurde. Da beim Stahl F-5 die Gesamtabnahme im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die vorgesehene in Anspruch 1 festgelegte Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde.
  • Da beim Stahl F-6 die Abschlußtemperatur (FT) beim Fertigwalzen außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag und die Wickeltemperatur ebenfalls außerhalb des in der Beschreibung der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die in Anspruch 1 festgelegte geplante Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Da beim Stahl F-8 die Kaltwalzabnahme außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die in Anspruch 1 festgelegte geplante Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Da beim Stahl F-9 die Glühtemperatur außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die in Anspruch 1 festgelegte geplante Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Da beim Stahl F-10 die Glühtemperatur außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die in Anspruch 1 festgelegte geplante Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Tabelle 1
    Stahl Chemische Zusammensetzung (Masse-%) Anmerkungen
    C Si Mn P S Al Andere
    A 0.041 0.02 0.26 0.012 0.0011 0.033 REM: 0.0008 Erfindungsstahl
    B 0.002 0.01 0.11 0.011 0.0070 0.044 Ti: 0.057 Vergleichsstahl
    C 0.022 0.02 0.22 0.300 0.0015 0.012 Vergleichsstahl
    D 0.018 0.04 0.55 0.090 0.0400 0.033 Vergleichsstahl
    E 0.058 0.92 1.16 0.008 0.0009 0.041 Cu: 0.48, B:0.0002 Erfindungsstahl
    F 0.081 0.88 1.24 0.007 0.0008 0.031 Erfindungsstahl
    G 0.049 0.91 1.27 0.006 0.0011 0.025 Cu: 0.78, Ni: 0.33 Erfindungsstahl
    H 0.094 1.89 1.87 0.008 0.0007 0.024 Ti: 0.071, Nb:0.022 Erfindungsstahl
    I 0.060 1.05 1.16 0.007 0.0008 0.033 Mo: 0.11 Erfindungsstahl
    J 0.061 0.91 1.21 0.005 0.0011 0.030 V: 0.02, Cr: 0.08 Erfindungsstahl
    K 0.055 1.21 1.10 0.008 0.0007 0.024 Zr: 0.03 Erfindungsstahl
    L 0.050 1.14 1.00 0.007 0.0009 0.031 Ca: 0.0005 Erfindungsstahl
  • Unterstrichene Werte liegen außerhalb der Bereiche des erfindungsgemäßen Stahls.
  • Figure DE000060224557T4_0001
  • Figure DE000060224557T4_0002
  • Wie näher erläutert wurde, betrifft die Erfindung ein hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs. Durch Verwendung des hochfesten Stahldünnblechs wird gute Ziehbarkeit auch bei einem Stahlblech realisiert, das eine zur Ziehumformung nachteilige Textur hat, und sowohl gute Formhaltigkeit als auch hohe Ziehbarkeit können gleichzeitig realisiert werden. Aus diesem Grund ist die Erfindung gewerblich überaus wertvoll.
  • Beispiel 2
  • Stähle A bis L mit den chemischen Komponenten gemäß Tabelle 3 wurden in einem Konverter geschmolzen und gefrischt, zu Brammen stranggegossen, bei der Temperatur gemäß Tabelle 4 wiedererwärmt und dann durch Vorwalzen und Fertigwalzen zu Stahlblechen mit 1,2 bis 5,5 mm Dicke gewalzt und anschließend gewickelt. Zu beachten ist, daß die chemischen Komponenten in der Tabelle in Masseprozent ausgedrückt sind. Wie die Tabellen 4-1, 4-2 und 4-3 zeigen, wurden einige der Stähle mit Schmierung warmgewalzt. Der Stahl L wurde unter der Bedingung eines Auftreffdrucks von 2,7 MPa und einer Strömungsgeschwindigkeit von 0,001 l/cm2 nach Vorwalzen entzundert. Ferner wurden einige der Stahlbleche nach dem Warmwalzverfahren gemäß Tabelle 2 gebeizt, kaltgewalzt und wärmebehandelt. Die Dicke der kaltgewalzten Stahlbleche lag im Bereich von 0,7 bis 2,3 mm. Zusätzlich wurden von den o. g. Stählen die Stähle G und A-8 verzinkt.
  • Tabelle 4 zeigt die Herstellungsbedingungen näher. In der Tabelle bezeichnet ”SRT” die Brammenwiedererwärmungstemperatur, ”FT” die Fertigwalztemperatur im Schlichtstich und ”Abnahme” den Gesamtabnahmefaktor im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C. Zu beachten ist, daß bei Kaltwalzen eines Stahlblechs nach Warmwalzen die Einschränkung nicht angewendet zu werden braucht, weshalb die jeweiligen Felder für ”Abnahme” einen waagerechten Strich enthalten, was ”entfällt” bedeutet. Ferner gibt ”Schmierung” an, ob Schmierung im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C aufgetragen wird. ”CT” bedeutet die Wickeltemperatur. Da es aber unnötig ist, die Wickeltemperatur als eine der Herstellungsbedingungen bei einem kaltgewalzten Stahlblech einzuschränken, sind die jeweiligen Felder mit einem waagerechten Strich versehen, was ”entfällt” bedeutet. Mit ”Kaltwalzabnahme” ist der Gesamtkaltwalzgrad bezeichnet, ”ST” bezeichnet die Wärmebehandlungstemperatur und ”Zeit” eine Wärmebehandlungszeit.
  • Nach Abschluß der o. g. Herstellungsverfahren wurde eine Zusammensetzung mit Schmierwirkung mit Hilfe einer elektrostatischen Beschichtungsvorrichtung oder einen Walzenbeschichter aufgetragen.
  • Ein so hergestelltes warmgewalztes Stahlblech wurde einer Zugprüfung durch Ausbilden einer Probe zu einem Prüfling Nr. 5 nach JIS Z 2201 und nach dem in JIS Z 2241 festgelegten Prüfungsverfahren unterzogen. Die Streckgrenze (σY), Zugfestigkeit (σB) und Bruchdehnung (El) sind in Tabelle 4 aufgeführt. Weiterhin wurde die Kragenziehbarkeit (Lochaufweitbarkeit) bewertet, wobei das Prüfungsverfahren zur Lochaufweitung nach der Norm JFS T 1001-1996 der Japan Iron and Steel Federation eingehalten wurde. In Tabelle 4 ist das Lochaufweitungsverhältnis (λ) dargestellt.
  • Die Röntgenbeugungsintensitätsmessung erfolgte mit dem gleichen Verfahren wie im Beispiel 1.
  • Die Formhaltigkeitsbewertung wurde ebenfalls wie im Beispiel 1 durchgeführt.
  • Ferner wurde ein arithmetischer Mittenrauhwert Ra auch mit dem gleichen Verfahren wie im Beispiel 1 gemessen.
  • Weiterhin wurde ein Reibungskoeffizient mit dem gleichen Verfahren wie im Beispiel 1 gemessen.
  • Abschließend wurde ein Ziehbarkeitsindex eines Stahlblechs mit dem gleichen Verfahren wie im Beispiel 1 berechnet. Eine Niederhaltekraft von 10 kN wurde beim Stahl B ausgeübt, 100 kN beim Stahl J und 120 kN bei den Stählen A, C, E, F, G, H, I und K.
  • Deutlich wurde, daß alle Stahlbleche mit Reibungskoeffizienten im Bereich der Erfindung einen höheren Ziehbarkeitsindex (D/d) als ein Stahlblech mit einem Reibungskoeffizienten über dem Bereich der Erfindung zeigten und daß der Ziehbarkeitsindex jedes der zuerst genannten Stahlbleche mindestens 1,91 betrug.
  • Bei den erfindungsgemäßen Beispielen handelt es sich um 12 Stähle, d. h. die Stähle A-1, A-3, A-4, A-8, A-10, C, E, G, H, I, J und L. In diesen Beispielen erhält man hochfeste Stahldünnbleche mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie Kragenziehbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlbleche vorgeschriebene Mengen von Komponenten enthalten, mindestens auf einer Ebene in Dickenmitte jedes der Stahlbleche das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 3 beträgt und das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität höchstens 3,5 beträgt, der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer seiner Oberflächen 1,3 bis 3,5 μm beträgt und die Oberflächen des Stahlblechs mit einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung bedeckt sind; und ferner dadurch gekennzeichnet, daß mindestens einer der Reibungskoeffizienten in Walzrichtung und in senkrechter Richtung zur Walzrichtung bei 0 bis 200°C 0,05 bis 0,2 beträgt. Infolge dessen waren in den Bewertungen durch die erfindungsgemäßen Verfahren die Formhaltigkeitsindizes dieser Stähle denen herkömmlicher Stähle überlegen.
  • Alle anderen Stähle in den Tabellen als die o. g. lagen außerhalb der Bereiche der Erfindung, was auf die im folgenden dargestellten Gründe zurückzuführen war.
  • Da beim Stahl A-2 die Abschlußtemperatur (FT) beim Fertigwalzen und der Gesamtabnahmefaktor im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C außerhalb ihrer jeweiligen in der Erfindung festgelegten Bereiche lagen, wurde die in Anspruch 1 festgelegte geplante Textur nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Da beim Stahl A-5 keine Zusammensetzung mit Schmierwirkung aufgetragen war, wurde der geplante Reibungskoeffizient nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Ziehbarkeit (D/d) erhalten wurde. Da beim Stahl A-6 der arithmetische Mittenrauhwert außerhalb des in Anspruch 1 der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde der geplante Reibungskoeffizient nicht erhalten, wodurch keine ausreichende Ziehbarkeit (D/d) erhalten wurde. Da beim Stahl A-7 die Wärmebehandlungstemperatur (ST) außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die in Anspruch 1 geplante Textur nicht gebildet, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde. Da beim Stahl A-9 die Kaltwalzabnahme außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs lag, wurde die geplante Textur nicht gebildet, wodurch keine ausreichende Formhaltigkeit (Δd/σB) erhalten wurde.
  • Beim Stahl B lag der C-Gehalt außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs, weshalb keine ausreichende Festigkeit (σB) erhalten wurde. Beim Stahl G lag der S-Gehalt außerhalb des in der Erfindung festgelegten Bereichs, weshalb weder ein ausreichendes Lochaufweitungsverhältnis (λ) noch eine gute Dehnung (El) erhalten wurde.
  • Figure DE000060224557T4_0003
  • Figure DE000060224557T4_0004
  • Figure DE000060224557T4_0005
  • Figure DE000060224557T4_0006
  • Wie näher erläutert wurde, betrifft die Erfindung ein hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs. Durch Verwendung des hochfesten Stahldünnblechs wird gute Ziehbarkeit auch bei einem Stahlblech realisiert, das eine zur Ziehumformung nachteilige Textur hat, und sowohl gute Formhaltigkeit als auch hohe Ziehbarkeit können gleichzeitig realisiert werden. Aus diesem Grund ist die Erfindung von großem gewerblichem Nutzen.

Claims (18)

  1. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es massebezogen enthält: C: 0,01 bis 0,3%, Si: 0,01 bis 2%, Mn: 0,05 bis 3%, P: höchstens 0,1%, S: höchstens Al: 0,005 bis 1%, optional Ti: 0,05 bis 0,5% und/oder Nb: 0,01 bis 0,5%, und das ferner optional enthält: B: 0,0002 bis 0,002%, Cu: 0,2 bis 2%, Ni: 0,1 bis 1%, Ca: 0,0005 bis 0,002%, SEM: 0,0005 bis 0,02%, Mo: 0,05 bis 1%, V: 0,02 bis 0,2%, Cr: 0,01 bis 1% und/oder Zr: 0,02 bis 0,2%, optional Sn, Co, Zn, W und/oder Mg von insgesamt 1% oder weniger und wobei der Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen sind und mindestens auf einer Ebene in Dickenmitte eines Stahlblechs das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {100}<011> bis {223}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität mindestens 3 beträgt und das mittlere Verhältnis der Röntgenintensität in drei Orientierungskomponenten {554}<225>, {111}<112> und {111}<110> zur zufälligen Röntgenbeugungsintensität weniger als 2,5 beträgt, der arithmetische Mittenrauhwert Ra mindestens einer der Oberflächen des Stahlblechs 1 bis 3,5 μm beträgt, die Oberflächen des Stahlblechs mit einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung bedeckt sind und die geschmierten Oberflächen des Stahlblechs einen Reibungskoeffizienten bei 0 bis 200°C von 0,05 bis 0,2 haben.
  2. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech massebezogen enthält: C: 0,01 bis 0,1%, N: höchstens 0,005%, Ti: 0,05 bis 0,5% optional Nb: 0,01 bis 0,5% und den folgenden Ausdruck erfüllt: Ti + (48/93)Nb – 48/12C – 48/14N – 48/32S ≥ 0%.
  3. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Mikrostruktur des Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Ferrit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz und Martensit hauptsächlich als zweite Phase enthält.
  4. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Mikrostruktur des Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Restaustenit mit 5 bis 25 Vol.-% enthält und in der der Rest hauptsächlich aus Ferrit und Bainit besteht.
  5. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Mikrostruktur des Stahlblechs eine Verbundstruktur ist, die Bainit oder Ferrit und Bainit als Phase mit dem größten Volumenprozentsatz enthält.
  6. Hochfestes Stahldünnblech mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Zinkplattierungsschicht zwischen dem Stahlblech und einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung hat.
  7. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch: in einem Warmwalzverfahren zum Erhalten eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten erfolgendes Vorwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten und anschließendes Fertigwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Gesamtabnahmeverhältnis von mindestens 25% im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C, wobei die Temperatur am letzten Durchgang des Fertigwalzens gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist; 1- bis 20-sekündiges Halten des so hergestellten warmgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis zur Ar3-Umwandlungstemperatur, gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf eine Wickeltemperatur; und Wickeln des so hergestellten warmgewalzten Stahlblechs und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  8. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: in einem Warmwalzverfahren zum Erhalten eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 erfolgendes Vorwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten und anschließendes Fertigwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Gesamtabnahmeverhältnis von mindestens 25% im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C, wobei die Temperatur am letzten Durchgang des Fertigwalzens gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist; 1- bis 20-sekündiges Halten des so hergestellten warmgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis zur Ar3-Umwandlungstemperatur, gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s und Wickeln mit einer Wickeltemperatur von höchstens 350°C, und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  9. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: in einem Warmwalzverfahren zum Erhalten eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 erfolgendes Vorwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten und anschließendes Fertigwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Gesamtabnahmeverhältnis von mindestens 25% im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C, wobei die Temperatur am letzten Durchgang des Fertigwalzens gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist; 1- bis 20-sekündiges Halten des so hergestellten warmgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis zur Ar3-Umwandlungstemperatur, gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s und Wickeln mit einer Wickeltemperatur im Bereich von über 350°C bis unter 450°C, und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  10. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 7, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: in einem Warmwalzverfahren zum Erhalten eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 erfolgendes Vorwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten und anschließendes Fertigwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Gesamtabnahmeverhältnis von mindestens 25% im Temperaturbereich von höchstens der Ar3-Umwandlungstemperatur + 100°C, wobei die Temperatur am letzten Durchgang des Fertigwalzens gleich oder höher als die Ar3-Umwandlungstemperatur ist; 1- bis 20-sekündiges Halten des so hergestellten warmgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ar1-Umwandlungstemperatur bis zur Ar3-Umwandlungstemperatur, gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s und Wickeln mit einer Wickeltemperatur von mindestens 450°C, und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  11. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach einem der Ansprüche 7 bis 10, gekennzeichnet durch: in einem Warmwalzverfahren erfolgendes Anwenden von Schmierungswalzen auf das Fertigwalzen nach dem Vorwalzen.
  12. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach einem der Ansprüche 7 bis 11, gekennzeichnet durch: in einem Warmwalzverfahren erfolgendes Anwenden von Entzundern nach Abschluß des Vorwalzens.
  13. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: beim Herstellen eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 nacheinander erfolgendes Warmwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten, Beizen, Kaltwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Abnahmeverhältnis unter 80% und anschließendes Anwenden einer Wärmebehandlung mit den Verfahren des 5- bis 150-sekündigen Haltens des kaltgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C, gefolgt von Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf den Temperaturbereich von höchstens 350°C; und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  14. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: beim Herstellen eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 nacheinander erfolgendes Warmwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten, Beizen, Kaltwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Abnahmeverhältnis unter 80% und anschließendes Anwenden einer Wärmebehandlung mit den Verfahren: 5- bis 150-sekündiges Halten des kaltgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf den Temperaturbereich von über 350°C bis unter 450°C, erneutes 5- bis 600-sekündiges Halten in diesem Temperaturbereich, gefolgt von erneutem Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s auf den Temperaturbereich von höchstens 200°C, und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  15. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach Anspruch 1, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: beim Herstellen eines hochfesten Stahldünnblechs mit den chemischen Komponenten nach Anspruch 1 nacheinander erfolgendes Warmwalzen einer Bramme mit den chemischen Komponenten, Beizen, Kaltwalzen mit einem stahlblechdickenbezogenen Abnahmeverhältnis unter 80 und anschließendes Anwenden einer Wärmebehandlung mit den Verfahren: 5- bis 150-sekündiges Halten des kaltgewalzten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Ac1-Umwandlungstemperatur bis zur Ac3-Umwandlungstemperatur + 100°C, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s auf den Temperaturbereich von über 350°C bis höchstens einer Temperatur T0, gefolgt von erneutem Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 20°C/s auf den Temperaturbereich von höchstens 200°C; und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs, wobei die Temperatur T0 durch folgende Gleichung festgelegt ist: T0 = –650,4 × %C + B, wobei B wie folgt bestimmt wird: B = –50,6 × Mneq + 894,3, wobei Mneq anhand der Masseprozentsätze der Komponentenelemente des Stahlblechs bestimmt wird: Mneq = %Mn + 0,24 × %Ni + 0,13 × %Si + 0,38 × %Mo + 0,55 × %Cr + 0,16 × %Cu – 0,50 × %Al – 0,45 × %Co + 0,90 × %V.
  16. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach einem der Ansprüche 7 bis 12, gekennzeichnet durch: Galvanisieren der Oberflächen des Stahlblechs durch Tauchen des Stahlblechs in ein Zinkplattierungsbad nach Warmwalzen; und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  17. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit nach einem der Ansprüche 13 bis 16, gekennzeichnet durch: Galvanisieren der Oberflächen des Stahlblechs durch Tauchen des Stahlblechs in ein Zinkplattierungsbad nach Abschluß der Wärmebehandlungsverfahren; und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
  18. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahldünnblechs mit Ziehbarkeit und ausgezeichneter Formhaltigkeit, gekennzeichnet durch: Einwirkenlassen einer Legierungsbehandlung auf ein Stahlblech nach dem Galvanisieren durch Tauchen des Stahlblechs in ein Zinkplattierungsbad nach Anspruch 16 oder 17 und anschließendes Auftragen einer Zusammensetzung mit Schmierwirkung auf die Oberflächen des Stahlblechs.
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