DE69317470T2

DE69317470T2 - Hochfester, kaltgewalzter Stahlblech mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69317470T2
Application number: DE69317470T
Authority: DE
Inventors: Toshiyuki Kato; Hidetaka Kawabe; Saiji Matsuoka; Kei Sakata; Eiko Yasuhara
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1992-06-08
Filing date: 1993-06-08
Publication date: 1998-07-09
Anticipated expiration: 2013-06-09
Also published as: DE69317470D1; KR970000406B1; AU4012793A; EP0574814B1; US5360493A; KR940005821A; CA2097900A1; CA2097900C; AU652694B2; DE69317470T3; EP0574814A3; EP0574814B2; EP0574814A2

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Bereich der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewaizten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften und ausgezeichneter Duktilität, der sich für die Verwendung in Automobilen und dergleichen eignet

Beschreibung des relevanten Standes der Technik

Aufgrund der zunehmenden Qualität von Automobilen ergibt sich eine verstärkte Nachfrage nach kaltgewalzten Stahlblechen für die Verwendung in Automobilen, die bestimmte, vorher nicht geforderte Eigenschaften haben sollen.
So wird sich beispielsweise verstärkt bemüht, das Gewicht der Karosserie zur Verringerung des Benzinverbrauchs zu reduzieren und gleichzeitig festere Stahlbleche mit einer Zugfestigkeit von beispielsweise 35 bis 75 kgf/mm² zu verwenden, um die geforderte Sicherheit der Insassen der Automobile zu gewährleisten.
Ein kaitgewaiztes Stahlblech, das als Tafel bzw. Seitenteil und dergleichen in einem Automobil verwendet wird, muß hervorragende Tiefzieheigenschaften aufweisen. Um die Tiefzieheigenschaften eines Stahlblechs zu verbessern, ist es erforderlich, daß die mechanischen Eigenschaften des Stahlblechs derart ausgebildet sind, daß sie einen hohen r-Wert (Lankford) und eine hohe Dehnbarkeit (El) aufweisen.
Das Herstellen von Karosserieteilen wird konventionell über Verbinden einer Vielzahl von pressgeformten Bauteilen mittels Punktschweißen durchgeführt. In den vergangenen Jahren hat sich eine vermehrte Nachfrage gezeigt, einige dieser Teile zu vergrößern oder diese in vorgefertigte Bauteile umzugestalten, so daß die Anzahl der einzelnen Bauteile und der Schweißvorgänge verringert werden kann.
So muß beispielsweise die Ölwanne eines Automobils aufgrund ihrer komplexen geometrischen Ausgestaltung mittels Schweißen vervollständigt werden. Die Autohersteller möchten jedoch vermehrt derartige Bestandteile als vorgefertigte Bauteile herstellen. Darüber hinaus wird, aufgrund der zunehmenden Nachfrage der Abnehmer nach stärkerer Modellvielfalt, die Ausgestaltung von Autos zunehmend komplexer, wodurch die Anzahl derjenigen Bauteile, die sich aus konventionellen Stahlblechen nur unter Mühen herstellen lassen, zunimmt. Um diesen Anforderungen gerecht zu werden, ist es erforderlich, ein kaltgewalztes Stahlblech bereitzustellen, welches den vorbekannten Stahlblechen in Bezug auf die Tiefzieheigenschaften überlegen ist.
Wenngleich Stahlbleche für Automobile sehr fest sein müssen, ist gleichzeitig gefordert, daß sie hervorragende Tiefzieheigenschaften bei der Pressbearbeitung zeigen. Im Hinblick darauf wurde eine Studie mit dem Ziel durchgeführt, ein Stahlblech zu entwickeln, welches einen hohen Wert für die Festigkeit hat und welches gleichzeitig einen r-Wert der gleich oder höher als derjenige konventioneller Stahlbleche ist sowie eine hervorragende Dehnbarkeit aufweist.
Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 64/28 325 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs, bei dem ein Ti-Nb-Stahl mit sehr geringem Kohlenstoffgehalt, der, falls erforderlich, B enthält, einer Rekristallisation im ferritischen Bereich nach dem Warmwalzen unterzogen wird, dann kaltgewalzt wird und danach rekristallisationsgeglüht wird. Obwohl dieses Verfahren zur Einstellung eines hohen Festigkeitswertes über die Zugabe von Si, Mn und P durchgeführt wird, sind die Mengen an diesen zugegebenem Additiven nicht ausreichend. Außerdem wird aufgrund der großen Menge an zugegebenen Ti ein Phosphid von Ti in großen Mengen ausgebildet, so daß der erzielte r-Wert eher gering ist und das Produkt Zugfestigkeit und r-Wert (TS x r) 102 oder weniger ist, was auf einen unzureichenden Wert für die Tiefzieheigenschaften hinweist.
Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2-47222 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs, bei dem ein Ti-Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt, der, sofern erforderlich, ein wenig B enthält, im ferritischen Bereich kaltgewalzt wird und dann rekristallisationsgeglüht wird. Daraufhin wird er kaltgewalzt und nachfolgend rekristallisationsgeglüht, obwohl dieses Verfahren die Ausbildung eines hohen r-Wertes ermöglicht, liegen die Anteile an lösungsverfestigenden Elementen bei Si: 0,04 Gew.-% oder weniger, Mn: 0,52 Gew.-% oder weniger und P: 0,023 Gew.-% oder weniger. Aufgrund dieser geringen Anteile an verfestigenden Elementen ist es nicht möglich, eine hohe Festigkeit von 35 kgf/mm² zu erzielen. Ferner legt die vorbekannte Technik kein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit einer Zugfestigkeit von 35 kgf/mm² oder mehr nahe.
Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 3-199 312 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs, bei dem ein Ti-Stahl mit sehr geringem Kohlenstoffgehalt mit ein wenig B warmgewalzt und dann kaltgewalzt wird. Nachfolgend wird dieser einer Rekristallisation unterworfen. Das Problem bei diesem Verfahren ist, daß ein Stahl verwendet wird, der eine große Menge an Ti enthält, welches beim Rekristallisationsprozeß durch den warmgewalzten Blech nicht beeinflußt wird, wodurch der erzielte r-Wert eher gering ist und das Produkt aus Zugfestigkeit und r-Wert (Ts x r) weniger als 105 ist. Dementsprechend führt das Verfahren nicht zu einem ausreiqhenden Wert für die Tiefzieheigenschaften.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die Lösung der obigen Probleme in bevorzugter Weise gemacht. Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs bereitzustellen, dessen Tiefziehfestigkeit 35 kgf/mm² oder mehr ist, der den konventionellen Stahlblechen im Bezug auf die Tiefzieheigenschaften überlegen ist und diese außerdem in Bezug auf die Dehnbarkeit übertrifft.
Nachdem die vorliegenden Erfinder sich intensiv im Hinblick auf die Verbesserung der Tiefzieheigenschaften und der Dehnbarkeit mit Studien über Herstellungsverfahren beschäftigt haben, haben diese herausgefunden, daß es möglich ist, ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech herzustellen, dessen Zugfestigkeit 35 kgf/mm² oder mehr beträgt, welches konventionellen Stählen in Bezug auf die Tiefzieheigenschaften bei weitem überlegen ist und diese außerdem in Bezug auf die Dehnbarkeit übertrifft, wenn die Zusammensetzung und die Herstellungsbedingungen in geeigneter Weise festgelegt werden und sind somit zu der vorliegenden Erfindung gekommen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird folgendes vorgegeben:
(1) Das Verhältnis zwischen Si, Mn und P wird derart festgelegt, daß ein hoher Festigkeitswert von 35 kgf/mm² oder mehr sichergestellt wird, ohne eine Verringerung des r-Wertes herbeizuführen.
(2) Um ein Auftreten von (Fe, Ti) P-Komponenten zu begrenzen, die zu einer Verschlechterung des r-Wertes führen, wird kein Ti zugegeben oder aber der Gehalt an gelöstem Ti wird gemäß dem P- Gehalt bestimmt.
(3) Außerdem werden die Walz- und die Glühbedingungen für den Stahl mit einer Zusammensetzung gemäß (1) und (2) festgelegt.
(4) Gemäß den obigen Punkten (1), (2) und (3) ist es möglich, ein hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech zu erzeugen, dessen Produkt aus r-Wert (Lankford-Wert) und TS (Zugfestigkeit: kgf/mm²) 105 oder mehr ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften unter Verwendung eines Stahlmaterials mit einer Basiszusammensetzung mit: 0,01 % oder weniger an C, Ö,1 bis 2,0 % an Si, 0,5 bis 3,0 % an Mn, 0,02 bis 0,2 % an P, 0,05 % oder weniger an 5, 0,03 bis 0,2 % an Al, 0,01 % oder weniger an N, 0,001 bis 0,2 % an Nb und 0,0001 bis 0,008 % an B derart, daß die entsprechenden Mengen an C, Nb, Al, N, Si, Mn und P die folgenden Gleichungen erfüllen:
5 ≤ Nb/C ≤ 30, 10 ≤ Al/N ≤ 80 und 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31) / (Mn/55) ≤ 40, wobei wahlweise eines oder mehrere der folgenden: 0,1 bis 1,5 % Cu, 0,1 bis 1,5 % Ni und 0,01 bis 1,5 % Mo enthalten sind, und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, geschaffen, wobei das Verfahren folgende Schritte um-
Walzen des Stahlmaterials bei einer Gesamthöhenabnahme von 50 % oder mehr und 95 % oder weniger mit Schmierung in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC;
Durchführen einer Rekristallisationsbehandlung des Warmgewalzten Bleches bei dem Stahlmaterial durch Coiling oder Glühen;
Kaltwalzen des Stahlmaterials mit einer Höhenabnahme von 50 bis 95 % und nachfolgend Rekristallisationsglühen des Stahlmaterials in einem Temperaturbereich von 700 bis 950ºC.
Die Erfindung ist in den Ansprüchen 1 und 9 angegeben. Bevorzugte Ausgestaltungen des Verfahrens sind in den Ansprüchen 2 bis 8 angegeben.
Weitere Merkmale der vorliegenden Erfindung und deren Abwandlungen ergeben sich aufgrund der nachfolgenden ausführlichen Beschreibung.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Fig. 1 ist ein Schaubild, das den Einfluß der Warmwalztemperatur und Schmierung beim Warmwalzen auf den r-Wert, TS (Zugfestigkeit) und El (Dehnung) eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 2 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Nb-Gehalts auf den r-Wert, TS (Zugfestigkeit) und El (Dehnung) auf ein kaltgewalztes Stahlblech zeigt, wobei der Nb-Gehalt in einem Gewichtsverhältnis mit C in Bezug gesetzt und untersucht wird;
Fig. 3 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Al-Gehalts auf den r-Wert, TS (Zugfestigkeit) und El (Dehnung) eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt, wobei der Nb-Gehalt in einem Gewichtsverhältnis mit N in Bezug gesetzt und untersucht wird;
Fig. 4 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Si-, Mn- und P-Gehalts auf den r-Wert eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 5 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Si-, Mn-, Pund Ni-Gehalts auf TS (Zugfestigkeit), auf ein kaltgewalztes Stahlblech zeigt;
Fig. 6 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Si-, Mn-, Pund Ni-Gehalts auf den r-Wert eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 7 ist ein Schaubild, das den Einfluß der Aufheizrate des warmgewalzten Blechs auf den r-Wert eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 8 ist ein Schaubild, das den Einfluß der Glühbedingungen des kaltgewalzten Blechs auf YR (Formänderungsfestigkeits-Verhältnis) eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 9 ist ein Schaubild, das den Einfluß der Temperaturdifferenz beim Kühlen auf den r-Wert eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt;
Fig. 10 ist ein Schaubild, das den Einfluß der Kühlrate auf den r-Wert eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt und
Fig. 11 ist ein Schaubild, das den Einfluß des Verhältnisses der Höhenabnahme von Vor- und Fertig-Warmwalzen auf den r-Wert, TS (Zugfestigkeit) und El (Dehnung) eines kaltgewalzten Stahlblechs zeigt.

BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSBEISPIELE

Zunächst werden die Ergebnisse der Untersuchungen, aufgrund derer die vorliegende Erfindung gemacht worden ist, beschrieben. Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,0 % an Si, 1,0 % an Mn, 0,05 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,03 % an Nb und 0,0010 % an B umfaßt wurde, auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 620 bis 980ºC gewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Figur 1 zeigt den Einfluß der Warmwälz-Temperatur und der Schmierung auf den r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 1 ergibt, hängen der r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen von der Warmwalz-Temperatur und der Schmierung ab. Es hat sich herausgestellt, daß ein hoher r-Wert und ein hoher Wert für El erzielt werden kann, wenn ein geschmiertes Warmwalzen bei einer Warmwalz-Temperatur von Ar&sub3; oder weniger durchgeführt wird.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,0 % an Si, 1,0 % an Mn, 0,05 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0 bis 0,10 % an Nb und 0,0010 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Fig. 2 zeigt den Einfluß der Stahlzusammensetzung auf den r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 2 ergibt, hängen der r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen von der Stahlzusammensetzung ab. Es hat sich herausgestellt, daß ein hoher r-Wert und ein hoher Wert für El erzielt werden kann, wenn die Stahlzusammensetzung derart festgelegt wird, daß die folgende Gleichung erfüllt ist: 5 ≤ Nb/C ≤ 30.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,0 % an Si, 1,0 % an Mn, 0,05 % an P, 0,005 % an S, 0,01 bis 0,02 % an Al, 0,002 % an N, 0,03 % an Nb und 0,0010 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Fig. 3 zeigt den Einfluß der Stahlzusammensetzung auf den r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 3 ergibt, hängen der r-Wert, TS und El nach dem Kaltwalzen/Glühen von der Stahlzusammensetzung ab. Es hat sich herausgestellt, daß ein hoher r-Wert und ein hoher Wert für El erzielt werden kann, wenn die Stahlzusammensetzung derart festgelegt wird, daß die folgende Gleichung erfüllt ist: 10 ≤ Al/N ≤ 80.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,0 bis 1,5 % an Si, 0,5 bis 3,0 % an Mn, 0,02 bis 0,20 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,03 % an Nb und 0,0030 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisätionsgeglüht. Fig. 4 zeigt den Einfluß der hinzugefügten Mengen an Si, Mn und P auf den r-Wert nach dem Kaltwalzen/Glühen. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 4 ergibt, hängt der r-Wert nach dem Kaltwalzen/Glühen von den hinzugefügten Mengen an Si, Mn und P ab. Es hat sich herausgestellt, daß ein hoher r-Wert erzielt werden kann, wenn die Stahlzusammensetzung derart festgelegt wird, daß die folgende Gleichung erfüllt ist: 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) ≤ 40.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 0,5 bis 2,0 % an Si, 0,5 bis 3,0 % an Mn, 0,02 bis 0,15 % an P, 0,005 Gew.-% an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 00,1 bis 1,5 % an Ni, 0,025 % an Nb und 0,0030 Gew.-% an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 5 Stunden bei einer Aufheizrate von 10ºC/s rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Fig. 5 zeigt den Einfluß der Stahlzusammensetzung auf TS (Zugfestigkeit) des derart geschaffenen kaltgewalzten Stahlblechs. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 5 ergibt, hat sich herausgestellt, daß eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 50 kgf/mm² erzielt werden kann, wenn die Zusammensetzung die folgende Gleichung erfüllt: X = 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni ≥ 6.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 Gew.-% an C, 1,0 bis 2,0 Gew.-% an Si, 1,5 bis 3,0 Gew.-% an Mn, 0,05 bis 0,15 Gew.-% an P, 0,005 Gew.-% an S, 0,05 Gew.-% an Al, 0,002 Gew.-% an N, 0,1 bis 1,5 Gew.-% an Ni, 0,003 Gew.-% an B, 0,025 Gew.-% an Nb mit X = 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni ≥ 6 umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden bei einer Aufheizrate von 10ºC/s rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Fig. 6 zeigt den Einfluß der Stahlbestandteile auf den r-Wert des derart geschaffenen kaltgewalzten Stahlblechs. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 6 ergibt, hat sich herausgestellt, daß ein r-Wert von nicht weniger als 2, erzielt werden kann, wenn die Zusammensetzung, die folgende Bedingung erfüllt: Y = (2 x Si/28 + P/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59), wobei Y = 2,0 bis 3,5 ist.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 Gew.-% an C, 1,5 Gew.-% an Si, 2,0 Gew.-% an Mn, 0,10 Gew.-% an P, 0,005 Gew.-% an S, 0,05 Gew.-% an Al, 0,02 Gew.-% an N, 0,51 Gew.-% an Ni, 0,003 Gew.-% an B, 0,025 Gew.-% an Nb mit x = 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni = 7,5 und Y = 2 x (Si/28 + p/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59) = 2,7 umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden bei einer Aufheizrate von 0,01 bis 30ºC/s rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Fig. 7 zeigt den Einfluß der Stahlbestandteile auf den r-Wert des derart geschaffenen kaltgewalzten Stahlblechs. Wie sich aus der Darstellung gemäß Fig. 7 ergibt, hängt der r-Wert von der Aufheizrate ab. Es hat sich herausgestellt, daß ein hoher r- Wert von nicht weniger als 2,0 erzielt werden kann, wenn die Aufheizrate auf einen Wert von nicht weniger als 1,0º/s festgelegt wird.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,0 % an Si, 1,5 % an Mn, 0,03 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,03 % an Nb und 0,002 % an B mit X = 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni > 6 erfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Fertigtemperatur von 700ºC gewalzt. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 600 bis 800ºC über die Dauer von 0,5 bis 20 Stunden bei einer Aufheizrate von 1000/s rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Figur 8 zeigt den Einfluß der Glühbedingungen des warmgewalzten Blechs auf YE (Verhältnis der Formänderungsfestigkeit) nach dem Kaltwalzen/Glühen, das wie folgt ausgedrückt wird: (YS/TS x 100). Es ergibt sich aus der Darstellung gemäß Fig. 8, daß YR nach dem Kaltwalzen/Glühen von den Bedingungen des Glühens des warmgewalzten Blechs abhängt. Es hat sich herausgestellt, daß ein geringes Verhältnis der Formänderungsfestigkeit erzielt werden kann, wenn die Glühtemperatur T (ºC) und die Glühzeit t (h) derart festgelegt werden, daß sie die folgende Formel erfüllen: T x t ≥ 3.800.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,01 % an Si, 1,05 % an Mn, 0,051 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,025 % an Nb, 0,003 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Anfangstemperatur und einer Warmwalz-Endtemperatur auf 920ºC bzw. 700ºC in entsprechender Reihenfolge gewalzt. Bei diesen Verfahren wurden die Zwischenschritt-Kühlbedingungen (inter-pass cooling conditions) derart verändert, daß die Kühlrate in einem Temperaturbereich um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur (die ungefähr 870ºC beträgt) mit 50ºC/s festgelegt wurde, wobei lediglich die Kühltemperatur verändert wurde. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Die Darstellung gemäß Fig. 9 zeigt den Einfluß der Kühltemperatur um die Ar&sub3;- Umwandlungsungstemperatur auf den r-Wert nach dem Fertigglühen. Der r-Wert nach dem Glühen hängt im starken Maße von der Kühltemperatur im Bereich der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur ab. Ein hoher r-Wert kann erzielt werden, indem die Kühltemperatur mit 30ºC oder mehr um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur festgelegt.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 1,03 % an Si, 1,09 % an Mn, 0,05 % an P, 0,007 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,025 % an Nb, 0,002 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung derart warmgewalzt, daß die Warmwalz-Anfangstemperatur und die Warmwalz-Endtemperatur auf 930ºC bzw. 700ºC in entsprechender Reihenfolge festgelegt wurden. Bei diesem Verfahren wurden die Zwischenschritt-Kühlbedingungen derart verändert, daß die Kühltemperatur in einem Temperaturbereich der Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur (die ungefähr 870ºC beträgt) mit 50ºC festgelegt wurde, wobei lediglich die Kühltemperatur verändert wurde. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Daraufhin wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % kaltgewalzt und dann bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden rekristallisationsgeglüht. Die Darstellung gemäß Fig. 10 zeigt den Einfluß der Kühlrate in einem Temperaturbereich um die Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur auf den r-Wert nach dem Fertigglühen. Der r-Wert nach dem Fertigglühen hängt im starken Maße von der Abkühlrate- bzw. -geschwindigkeit in dem Temperaturbereich um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur ab. Ein hoher r-Wert kann erzielt werden, indem die Kühlrate auf 20ºC/3 oder mehr in dem Temperaturbereich um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur festgelegt wird.
Ein Stahlstreifen mit einer Zusammensetzung, die 0,002 % an C, 0,9 % an Si, 1,1 % an Mn, 0,05 % an P, 0,005 % an S, 0,05 % an Al, 0,002 % an N, 0,032 % an Nb, 0,0010 % an B umfaßt, wurde auf eine Temperatur von 1.150ºC erwärmt und bei dieser Temperatur durchwärmt, dann unter Schmierung bei einer Warmwalz-Endtemperatur von 700ºC im Anschluß an das Vorwalzen bei der Ar&sub3;-Umwandlungs- bzw. Umwandlungstemperatur oder mehr gewalzt. Danach wurde das derart geschaffene warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von 750ºC über die Dauer von 5 Stunden rekristallisationsgeglüht. Nachfolgend wurde es mit einer Höhenabnahme von 75 % warmgewalzt, um ein Stahlblech mit einer Dicke von 0,7 mm zu erzielen. Daraufhin wurde es einem Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von 850ºC über die Dauer von 20 Sekunden unterworfen. Die Darstellung gemäß Fig. 11 zeigt den Einfluß der Verteilung des Vor- und des Nachwarmwalzens auf den r-Wert, auf TS und EL nach dem Kaltwalzen/Glühen. Der r-Wert und EL nach dem Kaltwalzen/Glühen hängen ab von: (Höhenabnahme beim Fertigwarmwalzen)/ (Höhenabnahme beim Vorwarmwalzen). Es hat sich herausgestellt, daß es möglich ist, einen hohen r-Wert und einen hohen Wert für EL zu erzielen, indem das Verhältnis (Höhenabnahme beim Fertigwalzen)/(Höhenabnahme beim Vorwarmwalzen) auf 0,8 bis 1,2 festgelegt wird.
Nach wiederholten Versuchen auf der Grundlage der obigen Versuchsergebnisse haben die vorliegenden Erfinder den Umfang der vorliegenden Erfindung wie folgt angegeben:

(1) Zusammensetzung des Stahls

Wie oben bereits ausgeführt worden ist, zählt die Zusammensetzung des Stahls zu den besonders wesentlichen Voraussetzungen für diese Erfindung. Ausgezeichnete Tiefzieheigenschaften und ein hoher Festigkeitswert können nicht sichergestellt werden, wenn der oben genannte Bereich für die Zusammensetzung nicht eingehalten wird. Die Gründe zur Festlegung des Bereiches für die jeweiligen Bestandteile werden nachfolgend dargelegt:

a) 0: 0,01 Gew.-% oder weniger

Je weniger Kohlenstoff vorliegt, desto besser sind die Tiefzieheigenschaften. Ein C-Gehalt von 0,01 Gew.-% oder weniger hat jedoch keinen erheblichen Einfluß, wodurch der oben genannte Bereich begründet ist. Ein zu bevorzugender C-Gehalt ist 0,008 Gew.-% oder weniger. Ein C-Gehalt von weniger als 0,001 Gew.-% führt zu einer erheblichen Verbesserung der Dehnbarkeit des erzielten Stahles.

b) Si: 0,01 bis 2,0 Gew.-%

Si, welches die Festigkeit des Stahles verbessert, ist in dem Stahl gemäß dem zu erzielenden Grad der Festigkeit enthalten. Ein Si-Gehalt von mehr als 2,0 Gew.-% beeinflußt in nachteiliger Weise die Tiefzieheigenschaften und die Oberflächenausbildung des Stahls, so daß der Bereich auf 2,0 Gew.-% oder weniger beschränkt ist. Andererseits ist ein Si- Gehalt von 0,1 Gew.-% oder mehr erforderlich, um eine Erhöhung der Festigkeit zu bewirken.

c) Mn: 0,5 bis 3,0 Gew.-%

Mn, welches die Festigkeit des Stahles verbessert, ist in dem Stahl gemäß dem zu erzielenden Grad der Festigkeit enthalten. Ein Mn-Gehalt von mehr als 3,0 Gew.-% beeinflußt in nachteiliger Weise die Tiefzieheigenschaften und die Oberflächenausbildung des Stahls, so daß der Bereich auf 3,0 Gew.-% oder weniger beschränkt ist. Andererseits ist ein Mn-Gehalt von 0,5 Gew.-% oder mehr erforderlich, um eine Erhöhung der Festigkeit zu bewirken.

d) Nb: 0,001 bis 0,2 Gew.-%

Nb ist bei der vorliegenden Erfindung ein wesentliches Element. Es unterstützt die Verringerung des gelösten C-Gehalts in einem Stahl durch Ausscheidung von Karbiden, die sich vorzugsweise in der {111}-Orientierung ausbilden, was im Hinblick auf die Tiefzieheigenschaften zu bevorzugen ist. Darüber hinaus ergibt sich durch den Einbau von Nb in den Stahl in diesem vor dem Fertigwalzen ein verfeinertes Gefüge, das sich vorzugsweise in der {111}-Orientierung ausbildet, was im Hinblick auf die Tiefzieheigenschaften von Vorteil ist. Mit einem Nb-Gehalt von weniger als 0,001 Gew.-% wird eine derartige Wirkung nicht erzielt. Andererseits führt ein Nb-Gehalt von über 0,2 Gew.-% zu keiner weiteren Steigerung der oben beschriebenen Wirkung, und bringt außerdem eine Verschlechterung der Dehnbarkeit mit sich. Dementsprechend wird der obige Bereich auf 0,001 bis 0,2 Gew.-% festgelegt.

e) B: 0,0001 bis 0,008 Gew.-%

B wird in den Stahl eingefügt, um eine Verbesserung im Hinblick auf die Sprödigkeit bei der Kaltbearbeitung zu erzielen. Ein B- Gehalt von weniger als 0,0001 Gew.-% führt nicht zu einer derartigen Wirkung. Andererseits führt ein B-Gehalt von mehr als 0,008 Gew.-% zu einer Verschlechterung der Tiefzieheigen schaften. Daraus resultiert der obige Bereich von 0,0001 bis 0,008 Gew.-%.

f) Al: 0,03 bis 0,20 Gew.-%

Al ist bei der vorliegenden Erfindung ein wesentliches Element. Es unterstützt die Verringerung der Menge an gelöstem N in dem Stahl durch Ausscheidung vorzugsweise in Form der {111}-Orientierung, was förderlich zur Verbesserung der Tiefzieheigenschaft des Stahles ist. Ein Al-Gehalt von weniger als 0,03 Gew.-% führt zu keiner Wirkung. Andererseits führt ein Al- Gehalt von mehr als 0,2 Gew.-% nicht nur zu keiner weiteren zur Verbesserung der obigen Wirkung, sondern führt auch zu einer Verschlechterung der Dehnbarkeit. Daraus resultiert der obige Bereich von 0,03 bis 0,2 Gew.-%.

g) P: 0,02 bis 0,20 Gew.-%

P, welches die Festigkeit eines Stahls verbessert, ist in diesem gemäß dem gewünschten Festigkeitsgrad enthalten. Jedoch wird mit einem P-Gehalt von weniger als 0,02 Gew.-% eine derartige verfestigende Wirkung nicht erzielt. Andererseits führt ein P-Gehalt nicht nur zu keiner weiteren Verbesserung der oben beschriebenen Wirkung, sondern hat auch eine Verschlechterung der Tiefzieheigenschaften zur Folge. Daraus resultiert der Bereich für den Gehalt von 0,02 bis 0,20 Gew.-%.

h) S: 0,05 Gew.-% oder weniger

Je geringer der S-Gehalt, desto besser werden die Tiefzieheigenschaften des Stahls. Ein S-Gehalt von weniger als 0,05 Gew.- % zeigt jedoch keine nennenswerte negative Wirkung. Dementsprechend wird der S-Gehalt auf 0,05 Gew.-% oder weniger festgelegt.

i) N: 0,01 Gew.-% oder weniger

Je geringer der N-Gehalt, desto besser werden die Tiefzieheigen schaften des Stahls. Ein N-Gehalt von weniger als 0,01 Gew.- % zeigt jedoch keine nennenswerte negative Wirkung. Dementsprechend wird der N-Gehalt auf 0,01 Gew.-% oder weniger festgelegt.

j) C und Nb:

Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es wesentlich, daß C und Nb in Kombination derart vorliegen, daß sie die folgende Gleichung erfüllen: 5 ≤ Nb/C ≤ 30. Wie oben bereits ausgeführt worden ist, unterstützt Nb die Verringerung des Gehalts an gelöstem C in dem Stahl durch Ausscheidung von Karbiden, die sich vorzugsweise in der {111}-Orientierung der Kristallkörner ausbilden, was im Hinblick auf die Erzielung einer Verbesserung der Tiefzieheigenschaften von Vorteil ist. Sofern das Verhältnis von Nb zu C kleiner als 5 ist, führt dies zu einer großen Menge an gelöstem C, der in dem Stahl verbleibt, so daß die obige Wirkung nicht erzielt werden kann, wenn jedoch andererseits das Verhältnis von Nb zu C mehr als 30 beträgt, ergibt sich eine große Menge an gelöstem Nb in dem Stahl, was zur Ausbildung von Nb-Phosphiden während des Glühens des warmgewalzten Bleches führt. Dementsprechend stellt sich kein {111}-rekristallisiertes Gefüge in dem warmgewalzten Stahlblech ein, so daß eine Verbesserung beim r-Wert nicht erwartet werden kann, selbst wenn ein Kaltwalz-Glühverfahren nachgeschaltet wird. Daraus ergibt sich die folgende Formel: 5 ≤ Nb/C ≤ 30.

k) Al und N:

Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es wesentlich, daß Al und N in Kombination derart vorliegen, daß sie die folgende Gleichung erfüllen: 10 ≤ Al/N ≤ 80. Wie oben bereits ausgeführt worden ist, unterstützt N die Verringerung des Gehalts an gelöstem Al in dem Stahl durch Ausscheidung von Karbiden, die sich vorzugsweise in der {111}-Orientierung der Kristallkörner ausbilden, was im Hinblick auf die Erzielung einer Verbesserung der Tief zieheigenschaften von Vorteil ist. Sofern das Verhältnis von Al/N kleiner als 10 ist, führt dies zu einer großen Menge von gelöstem N, der in dem Stahl verbleibt, so daß die obige Wirkung nicht erzielt werden kann. Wenn jedoch andererseits das Verhältnis von Al/N mehr als 80 beträgt, ergibt sich eine große Menge an gelöstem N in dem Stahl, was zu einer Verschlechterung der Dehnbarkeit führt. Dementsprechend ergibt sich die Formel 10 ≤ Al/N ≤ 80.

l) Si, Mn und P

In der vorliegenden Erfindung ist es wesentlich, daß Si, Mn und P in dem Stahl derart enthalten sind, daß die folgende Formel erfüllt ist: 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) ≤ 40. Wie oben bereits dargelegt worden ist, unterstützten Si, Mn und P die Verbesserung der Festigkeit eines Stahles. Jedoch sind Si und P Elemente, die ein ferritisches Gefüge stabilisieren, wohingegen Mn ein Element ist, welches ein austenitisches Gefüge stabilisiert, so daß es notwendig ist, die Umwandlungs- bzw. Umwandlungstemperatur durch Einfügen der zwei Arten der Elemente gut ausgewogen einzustellen. Sofern (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) weniger als 16 ist, wird die Umwandlungstemperatur zu gering. Wenn jedoch andererseits (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) mehr als 40 ist, wird die Umwandlungstemperatur drastisch gesteigert, was dazu führt, daß das warmgewalzte Blech ein verfeinertes Gefüge im austenitischen Bereich aufweist, was es schwierig macht, eine Bearbeitungsdehnung (machining strain) in dem austenitischen Bereich zu akkumulieren. Dementsprechend wird folgende Formel vorgegeben: 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) ≤ 40.

m) Mo: 0,01 bis 1,5 Gew.-%

Mo, welches die Festigkeit eines Stahls verbessert, ist in diesem gemäß dem gewünschten Festigkeitsgrad enthalten. Jedoch wird mit einem Mo-Gehalt von weniger als 0,01 Gew.-% eine derartige Wirkung nicht erzielt. Andererseits führt ein Mo-Gehalt von mehr als 1,5 Gew.-% nicht nur zu keiner weiteren Verbesserung der oben beschriebenen Wirkung, sondern hat auch eine Verschlechterung der Tiefzieheigenschaften zur Folge. Daraus resultiert der Bereich für den Gehalt von 0,01 bis 1,5 Gew.-%.

n) Cu: 0,1 bis 1,5 Gew.-%

Cu, welches die Festigkeit eines Stahls verbessert, ist in diesem gemäß dem gewünschten Festigkeitsgrad enthalten. Jedoch wird mit einem Cu-Gehalt von weniger als 0,1 Gew.-% eine derartige Wirkung nicht erzielt. Andererseits führt ein Cu-Gehalt von mehr als 1,5 Gew.-% nicht nur zu keiner weiteren Verbesserung der oben beschriebenen Wirkung, sondern hat auch eine Verschlechterung der Tiefzieheigenschaften zur Folge. Daraus resultiert der Bereich für den Gehalt von 0,1 bis 1,5 Gew.-%.

o) Ni: 0,1 bis 1,5 Gew.-%

Ni, welches die Festigkeit eines Stahls verbessert und die Oberfltcheneigenschaften des Stahls verbessert, sofern dieser Cu enthält, ist in dem Stahl gemäß dem gewünschten Grad der Festigkeit enthalten. Ein Ni-Gehalt von weniger als 0,1 Gew.-% führt nicht zu einer derartigen Wirkung. Andererseits wirkt ein Ni-Gehalt von mehr als 1,5 Gew.-% in negativer weise auf die Tiefzieheigenschaften des Stahls. Dementsprechend ergibt sich ein Bereich für den Gehalt von 0,1 bis 1,5 Gew.-%.

p) Si, Mn, P und Ni

Es ist weiterhin wünschenswert, daß die obige Basiszusammensetzung des Stahls 1,0 bis 2,0 Gew.-% an Si, 1,5 bis 30,0 Gew.-% an Mn, 0,05 bis 0,2 an P und 0,1 bis 1,5 Gew.-% an Ni enthlt, wobei weiterhin die folgende Formel erfüllt ist: 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni ≥ 6 und
2,0 ≤ (2 x Si/28 + P/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59) ≤ 3,5.
Wie oben bereits angegeben worden ist, verbessern Si, Mn, P und Ni als festigende, in Lösung befindliche Elemente die Festigkeit. Um einen derart hohen Grad an Festigkeit zu erzielen, der mit TS ≥ 50 kgf/mm² angegeben werden kann, ist es erforderlich, daß Si, Mn, P und Ni mit derartigen Mengen enthalten sind, daß die Formel 2 x Si + Mn + 20 x P + Ni ≥ 6 erfüllt ist. Si und P sind jedoch Elemente, die ein ferritisches Gefüge stabilisieren, wohingegen Mn ein Element ist, welches ein austenitisches Gefüge stabilisiert, so daß es erforderlich ist, die Umwandlungstemperatur durch Einbau der beiden Arten von Elementen in ausgewogener Weise einzustellen. Sofern (2 x Si/28 + P/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59) weniger als 2,0 ist, ergibt sich eine zu geringe Umwandlungstemperatur. Wenn andererseits (3 x Si/28 + 200 x P/31)/(Mn/55) mehr als 3,5 ist, ergibt sich ein übermäßiger Anstieg der Umwandlungstemperatur, was dazu führt, daß das warmgewalzte Blech im austenitischen Bereich ein verfeinertes Gefüge aufweist, so daß sich die Bearbeitungsdehnung nur schwer in dem ferritischen Bereich akkumuliert. Dementsprechend wird die Formel festgelegt mit: 2,0 ≤ (2 x Si/28 + P/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59) ≤ 3,5.

q) Ti, N, S und P

Es ist weiterhin wünschenswert in der oben genannten Basiszusammensetzung des Stahls 0,005 bis 0,06 Gew.-% an Ti zu haben und der Formel 48 x (Ti/48 - N/14 - S/32) x P ≤ 0,0015 zu genügen. Ti ist ein Element, welches Phosphate ausbildet. Sofern eine große Menge an gelöstem Ti vorliegt, wird eine große Menge von Ti-Phosphiden während des Glühens des warmgewalzten Bleches ausgeschieden, so daß keine {111}-Gefügeorientierung in dem warmgewalzten Stahlblech ausgebildet wird. Dementsprechend kann eine Verbesserung des r-Wertes selbst bei einem nachfolgenden Kaltwalzen/Glühen nicht erwartet werden. Sofern 48 x (Ti/48 - N/14 - S/32) x P ≤ 0,0015 ist, wird eine große Menge von Ti- Phosphiden ausgeschieden, wodurch sich eine Verschlechterung des r-Wertes ergibt. Dementsprechend lautet die Formel: 48 x (Ti/48 - N/14 - S/32) x P ≤ 0,0015.
Nachfolgend werden ausführlich Gründe angegeben, die zur Festlegung des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens geführt haben.

(2) Warmwalzen

Das Warmwalzen ist für die vorliegende Erfindung wesentlich. Es ist notwendig, das Warmwalzen mit einer Höhenabnahme von insgesamt nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 % unter Schmierung in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC durchzuführen.
In einem Temperaturbereich oberhalb der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur ergibt sich eine unregelmäßige Textur unabhängig davon, wie das Warmwalzen durchgeführt wird, aufgrund der darin auftretender γ-α-Umwandlung, so daß sich keine {111}-Textur in dem warmgewalzten Blech ausbildet, was dazu führt, daß lediglich ein geringer r-Wert im Anschluß an das Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Wenn andererseits die Warmwalztemperatur geringer als 500ºC ist, kann keine Verbesserung beim r-Wert lediglich bei Erhöhung der Walzkraft erwartet werden. Dementsprechend wird die Walztemperatur auf einen Bereich von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC beschränkt.
Wenn die Höhenabnahme bei diesem Walzen weniger als 50 % beträgt, ergibt sich keine {111}-Textur in dem warmgewalzten Blech. Wenn andererseits die Höhenabnahme mehr als 95 % beträgt, ergibt sich in dem warmgewalzten Blech eine Textur bzw. eine Gefüge, welches hinsichtlich des r-Wertes nicht erwünscht ist. Dadurch ergibt sich die Beschränkung bezüglich der Höhenabnahme auf einen Bereich von nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 %.
Wenn außerdem das Warmwalzen unterhalb der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur ohne Schmierung durchgeführt wird, bilden sich bevorzugt {110}-orientierte Kristallkörner in dem Oberflächenbereich des Stahlblechs aufgrund der Scherverformung durch die Reibkraft zwischen der Walze und dem Stahlblech aus, wobei diese Orientierung im Hinblick auf die Verbesserung der Tiefzieheigenschaften des Stahls unerwünscht ist, so daß eine Verbesserung des r-Wertes nicht erwartet werden kann. Dementsprechend ist es notwendig, ein geschmiertes Walzen durchzuführen, um die gewünschten Tiefzieheigenschaften zu erzielen.
Der Durchmesser und der Aufbau der Walze, die Art der Schmierung und die Art des Walzstuhles können beliebig ausgewählt werden.
Darüber hinaus bestehen keine besonderen Beschränkungen hinsichtlich der Verfahrensschritte vor dem oben genannten Walzen. Das gewalzte Material kann beispielsweise in Form einer Blechplatte direkt durch Vorwalzen nach einem Wiedererwärmen oder durch Gießwalzen einer kontinuierlichen Tafel ohne Absenkung der Temperatur unterhalb der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur geschaffen werden oder von einem Blech nach einer Warmbehandlung stammen. Gleichfalls ist es möglich, das obige Walzen im Anschluß an ein Vorwalzen bei einer Endtemperatur zu erzielen, die nicht unter der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur liegt. Um vor dem Fertigwalzen ein feines Gefüge zu erzielen, ist es wünschenswert, die Vorwalz-Endtemperatur in einem Bereich (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur - 50ºC) bis (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur + 50ºC) zu halten.
Darüber hinaus kann das Warmwalzen wie folgt durchgeführt werden:
Das Fertigwalzen wird bei einer Temperatur von nicht weniger als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur begonnen und das Abkühlen wird mit einer Abkühlrate von 20ºC/3 und mit einem Temperaturunterschied von 30ºC oder mehr, wobei die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur dazwischen liegt, durchgeführt, ohne während des Walzens irgend ein anderes Walzen durchzuführen. Danach wird das Walzen mit einer Höhenabnahme von insgesamt nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 % unter Schmierung in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC durchgeführt.
Die Anfangstemperatur beim Fertigwalzen ist nicht geringer als die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur. Wenn sie geringer als diese Temperatur ist, ist es unmöglich, die γ-Partikel durch Fertigwalzen zu verfeinern, mit dem Ergebnis, daß sich kein {111}-Gefüge in dem warmgewalzten Blech ausbildet und lediglich ein geringerer r-Wert erzielt werden kann. Nachdem das Fertiowalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als der Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur begonnen worden ist, ist es erforderlich, durch Kühlung eine Temperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur mit einer Kühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 20ºC und bei einer Kühltemperatur von nicht weniger als 30ºC durchzuführen, ohne irgend ein anderes Walzen während dieses Walzens durchzuführen. Sofern keine Kühlung erfolgt, wird ein Wachstum der γ-Teilchen, die beim Walzen bei einer Temperatur von nicht weniger als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur verfeinert worden sind, erlaubt, was dazu führt, daß sich kein {111}-Gefüge in dem warmgewalzten Blech ausbildet. Dementsprechend kann lediglich ein geringer r-Wert erzielt werden, wie dies anhand der oben gezeigten experimentellen Ergebnisse verdeutlicht worden ist. Das obige Kühlen bei einer Temperatur von um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur kann zwischen mittleren Ständern oder zwischen dem ersten und dem dritten Ständer einer Straße zum Fertigwalzen durchgeführt werden.
Sofern das Walzen nach dem Kühlen auf eine Temperatur um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur durchgeführt wird, ergibt sich aufgrund der γ-Umwandlung ein unregelmäßiges Gefüge, und zwar unabhängig davon, wie stark das Walzen durchgeführt wird, mit dem Ergebnis, daß sich kein {111}-Gefüge in dem warmgewalzten Stahlblech ausbildet und lediglich ein geringer r-Wert erzielt werden kann. Wenn demgegenüber die Walztemperatur auf einen Wert von nicht mehr als 500ºC abgesenkt wird, kann eine weitere Verbesserung des r-Wertes lediglich durch Erhöhung der Walzbelastung nicht erwartet werden. Dementsprechend sollte das Walzen nach dem Kühlen bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC durchgeführt werden.
Es ist zu bevorzugen, daß das Fertigwalzen nach dem Vorwalzen unter den folgenden Bedingungen durchgeführt wird: das Verhältnis der Höhenabnahme beim Fertiowalzen zur Höhenabnahme beim Vorwalzen beträgt zwischen 0,8 bis 1,2; die Endtemperatur des Vorwalzens ist nicht geringer als (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur 50ºC) und nicht höher als (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur + 50ºC); der Fertigwalztemperaturbereich: nicht höher als die Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur und nicht geringer als 500ºC, wobei bei einer Höhenabnahme von nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 % der Schmierung bewirkt wird.
Dies bedeutet, daß, sofern (Höhenabnahme beim Fertigwalzen) / (Höhenabnahme beim Vorwalzen) weniger als 0,8 ist, sich kein {111}-Gefüge im warmgewalzten Blech aufgrund einer zu geringen Fertigwalz-Höhenabnahme einstellt, so daß lediglich ein geringer r-Wert nach dem Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Wenn andererseits das Verhältnis (Höhenabnahme beim Fertigwalz- Höhenabnahme beim Vorwalzen) größer als 1,2 ist, ergibt sich vor dem Fertigwarmwalzen kein feines Gefüge aufgrund der geringen Höhenabnahme beim Vorwalzen, so daß sich selbst dann kein {111}-Gefüge in dem warmgewalzten Blech einstellt, wenn das Warmwalzen bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur durchgeführt wird, so daß lediglich ein geringer r-Wert nach dem Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Dementsprechend wird das Verhältnis (Höhenabnahme beim Fertigwalzen) / (Höhenabnahme beim Vorwalzen) auf einen Bereich von 0,8 bis 1,2 beschränkt.
Sofern das Vorwalzen in einem Temperaturbereich von mehr als der (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur + 100ºC) durchgeführt wird, vergröbert sich vor dem Fertigwalzen das Gefüge, so daß kein {111}-Gefüge in dem warmgewalzten Stahlblech ausgebildet wird, selbst wenn ein nachfolgendes Fertigwalzen bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur durchgeführt wird, so daß lediglich ein geringer r-Wert im Anschluß an das Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Wenn andererseits das Warmwalzen in einem Temperaturbereich von geringer als der (Ar&sub3;- Umwandlungstemperatur 50ºC) durchgeführt wird, bildet sich beim Warmwalzen kein (111}-Gefüge aus, selbst wenn das Fertigwalzen danach bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur durchgeführt wird, da das Gefüge vor dem Fertigwalzen ein bearbeitetes Gefüge umfaßt, so daß lediglich ein geringer r-Wert nach dem Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Dementsprechend wird der Temperaturbereich für das Vorwalzen beschränkt auf: (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur - 50ºC) ~ (Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur + 50ºC).
Wenn außerdem das Fertigwalzen in einem Temperaturbereich von nicht weniger als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur durchgeführt wird, wächst das Gefüge aufgrund der γ-α-Umwandlung unregelmäßig, unabhängig davon, wie das Walzen durchgeführt wird, mit dem Ergebnis, daß sich keine {111}-Textur in dem warmgewalzten Blech ausbildet; lediglich ein geringer r-Wert kann nach dem Kaltwalzen/Glühen erzielt werden. Wenn andererseits die Kaltwalztemperatur auf unterhalb von 500ºC abgesenkt wird, kann eine weitere Verbesserung des r-Wertes nicht erwartet werden, wobei lediglich die Warmwalzbelastung steigt. Dementsprechend ist es wünschenswert, eine Fertigwalztemperatur von nicht mehr als der Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC einzustellen.

(3) Rekristallisation des warmgewalzten Bleches

Bei dem erfindungsgemäßen Stahl ist die Warmwalztemperatur nicht höher als die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur, so daß das warmgewalzte Blech ein bearbeitetes Gefüge aufweist. Dadurch ist es notwendig, eine {111}-Orientierung der Kristallkörner auszubilden, indem bei dem warmgewalzten Stahlblech eine Rekristallisation durchgeführt wird. Sofern keine Rekristallisation durchgeführt wird, werden keine Kristallkörner in {111}-Orientierung in dem warmgewalzten Blech ausgebildet, so daß eine Verbesserung des r-Wertes selbst dann nicht erzielt werden kann, wenn nachfolgend ein Kaltwalzen/Glühen durchgeführt wird.
Diese Rekristallisation des warmgewalzten Bleches wird durch Ooiling oder Rekristallisationsglühen während des Warmwalzens bewirkt. Sofern die Rekristallisation durch Coiling bewirkt wird, ist eine Ooilingtemperatur von nicht weniger als 650ºC wünschenswert. Wenn die Ooilingtemperatur weniger als 650ºC beträgt, kann das warmgewalzte Blech nur mit Mühen rekristallisiert werden, so daß sich keine {111}-Orientierung der Kristallkörner in dem warmgewalzten Stahlblech ausbildet, so daß eine Verbesserung des r-Wertes selbst bei nachfolgendem Kaltwalzen/Glühen nicht erwartet werden kann. Wenn Rekristallisation durch Rekristallisation/Glühen bewirkt wird, kann sowohl ein Glühen in Chargen als auch ein kontinuierliches Glühen durchgeführt werden. Die Glühtemperatur liegt vorzugsweise in einem Bereich von 650ºC bis 950ºC.
Im Fall eines kontinuierlichen Glühens wird die Rekristallisation des warmgewalzten Blechs bei einer Aufheizgeschwindigkeit von nicht weniger als 100/5 und einer Glühtemperatur von 700ºC bis 950ºC durchgeführt. Bei einem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der 0,06 Gew.-% oder mehr an P enthält, ist die Aufheizgeschwindigkeit bzw. -rate beim Glühen des warmgewalzten Bleches wesentlich, wobei diese nicht geringer als 1ºC/3 sein sollte. Sofern die Aufheizgeschwindigkeit des warmgewalzten Bleches weniger als 1ºC/3 ist, bildet sich eine große Menge von Phosphaten während der Rekristallisation aus, was dazu führt, daß sich kein {111}-Rekristallisationsgefüge in dem warmgewalzten Blech ausbildet. Dementsprechend kann eine Verbesserung am r-Wert selbst dann nicht erwartet werden, wenn nachfolgend ein Kaltwalzen/Glühen durchgeführt wird. Sofern demgegenüber die Aufheizgeschwindigkeit beim Glühen des warmgewalzten Bleches 1ºC/5 oder mehr ist, bilden sich keine Phosphate während des Rekristallisationsglühens aus und ein {111}-Rekristallisationsgefüge bildet sich in dem warmgewalzten Blech aus, so daß eine Verbesserung des r-Wertes durch nachfolgendes Kaltwalzen/Glühen erzielt werden kann. Sofern ein Glühen in Chargen durchgeführt wird, ist es wünschenswert, daß die Rekristallisation des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Glühtemperatur T von nicht weniger als 600ºC und nicht mehr als 900ºC und bei einer Glühzeit t durchgeführt wird, wobei die folgende Gleichung erfüllt ist: T x t > 3800. Sofern die Glühtemperatur T geringer als 600ºCist, kann eine geringe Streckgrenze bzw. Formänderungsfestigkeit nicht erzielt werden. Wenn andererseits die Glühtemperatur höher als 900ºC ist, ergibt sich bei dem warmgewalzten Stahlblech ein abnormes Komwachstum, so daß ein hoher r-Wert nicht erzielt werden kann. Wenn T x t weniger als 3800 ist, kann eine geringe Formänderungsfestigkeit nicht erzielt werden.
Es sollte angenommen werden, daß der oben dargelegte Einfluß der Glühbedingungen für das warmgewalzte Blech auf die Formänderungsfestigkeit dem Umstand zugeschrieben werden kann, daß der Durchmesser der Kristallkörner des warmgewalzten Bleches und die Ausscheidung in dem warmgewalzten Blech beim Glühen des warmgewalzten Bleches über eine längere Zeit bei höherer Temperatur größer werden kann, was zu einer Vergröberung der Korngrößen nach dem Kaltwalzen/Rekristallisationsglühen führt und eine Verringerung der Streckgrenze bzw. Formänderungsfestigkeit bewirkt. Abgesehen von dem herkömmlichen Glühen in Chargen kann das warmgewalzte Blech durch Aufrechterhalten der Temperatur oder Erwärmen des heißgewickelten kaltgewalzten Bleches durchgeführt werden.

(4) Kaltwalzen

Dieser Verfahrensschritt ist zur Erzielung eines hohen r-Wertes unabdingbar. Es ist wesentlich, daß die Höhenabnahme beim Kaltwalzen zwischen 50 und 95 % beträgt. Sofern die Höhenabnahme weniger als 50 % oder mehr als 95 % ist, können keine hervorragenden Tiefzieheigenschaften erzielt werden.

(5) Glühen

Es ist notwendig, daß das kaltgewalzte Stahlblech einem Rekristallisationsglühen unterzogen wird. Dieses Rekristallisationsglühen kann entweder durch Glühen in einem Kasten (box annealing) oder durch kontinuierliches Glühen bewirkt werden. Sofern die Glühtemperatur weniger als 700ºC beträgt, ergibt sich kein hinreichender Grad der Rekristallisation, so daß kein {111}-Gefüge entwickelt wird. Wenn andererseits die Glühtemperatur höher als 950ºC ist, ergibt sich aufgrund der γ-α-Umwandlung ein unregelmäßiges Gefüge, so daß die Glühtemperatur auf einen Bereich von 700ºC bis 950ºC beschränkt ist. Es braucht nicht gesondert erwähnt zu werden, daß ein Nachwalzen (refining rolling) mit 10 % oder weniger zur Verfeinerung im Anschluß an das Glühen des Stahlblechs bei diesem durchgeführt werden kann, um die Form zu richten, die Rauigkeit der Oberfläche anzupassen und der gleichen. Darüber hinaus kann ein kaltgewalztes Stahlblech, das mit dem erfindungsgemäßen Verfahren geschaffen worden ist, als Ausgangsmaterial für eine Oberflächenbehandlung des Stahlblechs zur weiteren Bearbeitung verwendet werden. Beispiele für die Oberflächenbehandlung umfassen Galvanisieren (einschließlich des auflegierenden (alloy-type)), Verzinnen oder Emaillieren.
Zur Durchführung einer Preßbearbeitung des hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs, das eine Festigkeit von 35 kgf/mm² oder mehr aufweist, ist es erforderlich, daß das Produkt aus Zugfestigkeit und r-Wert (TS x r) 105 oder mehr ist. Sofern kein diese Bedingung erfüllendes Stahlblech in konstanter Weise erzielt werden kann, kann eine zufriedenstellende Preßbearbeitung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlblechs nicht durchgeführt werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist die Zusammensetzung des Stahls und die Orientierung des Gefüges bzw. der Kristallkörner derart angegeben, daß ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech, das eine Zugfestigkeit von 35 kgf/mm² oder mehr aufweist und bei dem TS x r 105 oder mehr ist, erzielt werden kann.

Ausführungsbeispiele

Vorwalzen, Fertigwalzen und die Rekristallisationsbehandlung wurden an Stahltafeln A bis K durchgeführt, die eine in Tabelle 1 gezeigte Zusammensetzung aufwiesen, wobei die Warmwalzbedingungen in Tabelle 2 aufgelistet sind. Nach Beizen der erzielten warmgewalzten Stahlbleche wurde ein Kaltwalzen bei den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen durchgeführt, um kaltgewalzte Stahlbleche in einem Ooil mit einer Blechstärke von 0,7 mm zu erzielen. Danach wurde die Rekristallisationshehandlung mit einer kontinuierlichen Glühvorrichtung bei 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden durchgeführt. Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaften des derart erzielten kaltgewalzten Stahlblechs.
Die Zugfestigkeit wurde unter Verwendung von JIS Nr. 5 Zug- Probestücken gemessen. Der r-Wert wurde im 3-Punkt-Verfahren gemessen, nachdem eine Zugvordehnung von 15 % auf das Teststück aufgebracht worden war, wobei ein mittlerer Wert für die L- Richtung (Walzrichtung), die D-Richtung (45 Grad zur Walzrichtung) und die C-Richtung (90 Grad zur Walzrichtung) wie folgt ermittelt wurde: r = (rl + 2rd + rc)/4.
Die Sterne auf der rechten Seite der Tabellen kennzeichnen Vergleichsbeispiele.
Aus der Tabelle ergibt sich, daß die kaltgewalzten Stahlbleche, die innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden sind, einen höheren r-Wert und höhere Werte für die Dehnbarkeit zeigen, als die Vergleichsbeispiele, und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften sowie TS x r mit 105 oder mehr zeigen.
Vorwalzen, Fertigwalzen und die Rekristallisationsbehandlung wurden an Stahltafeln L bis T mit einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 und den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 3 durchgeführt. Nach dem Beizen der derart erzielten Stahlbleche wurde ein Kaltwalzen bei den in Tabelle 3 gezeigten Bedingungen durchgeführt, um ein kaltgewalztes Stahlblech in einem Coil mit einer Blechdicke von 0,7 mm zu schaffen. Danach wurde die Rekris tallisationsbehandlung in einer kontinuierlichen Glühvorrichtung bei 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden durchgeführt. Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaften der derart erzielten kaltgewalzten Bleche.
Es ergibt sich aus der Tabelle, daß die kaltgewalzten Bleche, die innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden sind, einen höheren r-Wert und einen höheren Wert für die Dehnbarkeit aufweisen als die Vergleichsbeispiele und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften und einen hohen Wert für die Festigkeit aufweisen, wobei TS x r 120 oder mehr ist.
Vorwalzen, Fertigwalzen und die Rekristallisationsbehandlung wurden an der Stahltafel O mit einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 und den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 3 durchgeführt. Nach dem Beizen der derart erzielten Stahlbleche wurde ein Kaltwalzen bei den in Tabelle 4 gezeigten Bedingungen durchgeführt, um ein kaltgewalztes Stahlblech in einem Coil mit einer Blechdicke von 0,7 mm zu schaffen. Danach wurde die Rekristallisationsbehandlung in einer kontinuierlichen Glühvorrichtung bei 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden durchgeführt. Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaften der derart erzielten kaltgewalzten Bleche.
Es ergibt sich aus der Tabelle, daß das kaltgewalzte Stahlblech, das innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist, einen höheren r-Wert und einen höheren Wert für die Dehnbarkeit aufweist, als die Vergleichsbeispiele und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften und einen hohen Wert für die Festigkeit aufweisen, wobei TS x r 120 oder mehr ist.
Vorwalzen, Fertigwalzen und die Rekristallisationsbehandlung wurden an der Stahltafel B mit einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 und den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 3 durchgeführt. Nach dem Beizen der derart erzielten Stahlbleche wurde ein Kaltwalzen bei den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen durchgeführt, um ein kaltgewalztes Stahlblech in einem Coil mit einer Blechdicke von 0,7 mm zu schaffen. Danach wurde die Rekristallisationsbehandlung in einer kontinuierlichen Glühvorrichtung bei 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden durchgeführt. Tabelle 5 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaf ten der derart erzielten kaltgewalzten Bleche.
Es ergibt sich aus der Tabelle, daß das kaltgewalzte Stahlblech, das innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist, einen höheren r-Wert und einen höheren Wert für die Dehnbarkeit aufweist, als die Vergleichsbeispiele und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften und einen hohen Wert für die Festigkeit aufweisen, wobei TS x r 120 oder mehr ist.
Nach dem Fertigwalzen einer Stahltafel B mit einer Zusammensetzung gemäß der Darstellung in Fig. 1 in einer Warmwalzstraße mit 7 Ständern unter den Walzbedingungen gemäß Tabelle 6 wurde eine Rekristallisationsbehandlung durchgeführt. Bei dem Probenstück Nr. 34 wurde die Kühlung in einem Temperaturbereich um die Ar&sub3;-Umwandlungstemperatur durch einen Freilaufwalzen im F3-Ständer durchgeführt. Nachfolgend wurden das Kaltwalzen und das kontinuierliche Walzen unter Bedingungen durchgeführt, wie sie Tabelle 6 zu entnehmen sind. Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaften des derart erzielten kaltgewalzten Stahlblechs.
Es ergibt sich aus der Tabelle, daß das kaltgewalzte Stahlblech, das innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist, einen höheren r-Wert und einen höheren Wert für die Dehnbarkeit aufweisen, als die Vergleichsbeispiele und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften und einen hohen Wert für die Festigkeit aufweist, wobei TS x r 120 oder mehr ist.
Vorwalzen, Fertigwalzen und die Rekristallisationsbehandlung wurden an der Stahltafel B mit einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 und den Warmwalzbedingungen gemäß Tabelle 7 durchgeführt. Nach dem Beizen der derart erzielten Stahlbleche wurde ein Kaltwalzen bei den in Tabelle 7 gezeigten Bedingungen durchgeführt, um ein kaltgewalztes Stahlblech in einem Coil mit einer Blechdicke von 0,7 mm zu schaffen. Danach wurde die Rekristallisationsbehandlung in einer kontinuierlichen Glühvorrichtung bei 890ºC über die Dauer von 20 Sekunden durchgeführt. Tabelle 7 zeigt die Ergebnisse der Untersuchung der Materialeigenschaften der derart erzielten kaltgewalzten Bleche.
Es ergibt sich aus der Tabelle, daß das kaltgewalzte Stahlblech, das innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist, einen höheren r-Wert und einen höheren Wert für die Dehnbarkeit aufweist, als die Vergleichsbeispiele und somit hervorragende Tiefzieheigenschaften und einen hohen Wert für die Festigkeit aufweisen, wobei TS x r 120 oder mehr ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung sind die Stahlbestandteile und die Herstellungsbedingungen derart festgelegt, daß ein dünnes Stahlblech hergestellt werden kann, welches Tiefzieheigenschaften und eine Festigkeit aufweist, die diejenigen konventioneller Stahlbleche wesentlich übertreffen. Tabelle 1
X = (3xSi/28+200xP/31)/(Mn/55); Y = 2xSi+Mn+20xP+Ni; Z = (2xSi/28+P/31)/(Mn/55+0,5xNi/59); W = 48(Ti//48-N/14-S/32)x P; Die Sterne auf der rechen Seite kennzeichnen Vergleichsbeispiele Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5 Tabelle 6 Tabelle 7

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften unter Verwendung eines Stahlmaterials mit einer Basiszusammensetzung mit: 0,01 % oder weniger an C, 0,1 bis 2,0 % an Si, 0,5 bis 3,0 % an Mn, 0,02 bis 0,2 % an P, 0,05 % oder weniger an S, 0,03 bis 0,2 % an Al, 0,01 % oder weniger an N, 0,001 bis 0,2 % an Nb und 0,0001 bis 0,008 % an B derart, daß die entsprechenden Mengen an 0, Nb, Al, N, Si, Mn und P die folgenden Gleichungen erfüllen:

5 ≤ Nb/C S 30, 10 ≤ Al/N ≤ 80 und 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31) / (Mn/55) ≤ 40, wobei wahlweise eines oder mehrere der folgenden: 0,1 bis 1,5 % Cu, 0,1 bis 1,5 % Ni und 0,01 bis 1,5 % Mo enthalten sind, und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt:

Walzen des Stahlmaterials bei einer Gesamthöhenabnahme von 50 % oder mehr und 95 % oder weniger mit Schmierung in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC;

Durchführen einer Warmwalzblech-Rekristall isationsbehandlung bei dem Stahlmaterial durch Coiling oder Glühen;

Kaltwalzen des Stahlmaterials mit einer Höhenabnahme von 50 bis 95 % und nachfolgend

Rekristallisationsglühen des Stahlmaterials in einem Temperaturbereich von 700 bis 950ºC.

2. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Basisstahlzusammensetzung verwendet wird, die eines oder mehrere der folgenden enthält: 0,1 bis 1,5 % an Cu, 0,1 bis 1,5 % an Ni und 0,01 bis 1,5 % an Mo.

3. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß eine Basisstahlzusammensetzung verwendet wird, die 1, bis 2,0 % an Si, 1,5 bis 3,0 % an Mn, 0,05 bis 0,2 % an P und 0,1 bis 1,5 % an Ni derart enthält, daß die folgenden Gleichungen erfüllt sind:

2 x Si + Mn + 20 x P + Ni ≥ 6

2,0 ≤ (2 x Si/28 + P/31)/(Mn/55 + 0,5 x Ni/59) ≤ 3,5

4. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß eine Basisstahlzusammensetzung verwendet wird, die 0,005 bis 0,06 % an Ti enthält und die folgende Gleichung erfüllt:

48 (Ti/48 - N/14 - S/32) x P ≤ 0,0015.

5. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmwalzblech-Rekristallisationsbehandlung mit einer Aufheizgeschwindigkeit von nicht weniger als 1 ºC/s und einer Glühtemperatur von 700 bis 950ºC durchgeführt wird.

6. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmwalzblech-Rekristallisationsbehandlung derart durchgeführt wird, daß die folgenden Gleichgungen erfüllt sind:

600 x T ≤ 900 und T x t ≥ 3.800,

wobei T die Glühtemperatur (ºC) und t die Glühzeit (h) angibt.

7. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Fertigwarmwalzen bei einer Temperatur von nicht weniger als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur begonnen wird, daß Kühlen mit einer Kühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 20ºC/s und einem Temperaturunteschied von nicht weniger als 30ºC durchgeführt wird, um eine Temperatur von nicht mehr als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur zu erzielen, ohne daß irgendein anderes Walzverfahren während des Fertigwalzens durchgeführt wird, wobei nachfolgend ein Walzen unter Schmierung in ein Temperaturbereich von nicht mehr als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC mit einer Gesamthöhenabnahme in einem Bereich von nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 % durchgeführt wird.

8. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, kaltgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften gemäß einem der Ansprüche 5, 6 oder 71 dadurch gekennzeichnet, daß das Vorwalzen und das sich daran anschließende Fertigwalzen wie folgt durchgeführt werden:

das Verhältnis von Höhenabnahme beim Vorwalzen zu Höhenabnahme beim Fertigwalzen liegt in einem Bereich von 0,8 bis 1,2 und

das Vorwalzen wird bei einer Temperatur von nicht weniger als (AR&sub3;-Umwandlungstemperatur - 50ºC) und nicht mehr als (AR&sub3;-Umwandlungstemperatur + 50ºC) durchgeführt,

das Vorwalzen wird mit Schmierung in einem Temperaturbereich von nicht mehr als der AR&sub3;-Umwandlungstemperatur und nicht weniger als 500ºC bei einer Gesamthöhenabnahme von nicht weniger als 50 % und nicht mehr als 95 % durchgeführt.

9. Hochfestes, kaltgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften, das ein Stahlmaterial aufweist mit einer Basiszusammensetzung mit 0,01 % oder weniger an C, 0,1 bis 2,0 % an Si, 0,5 bis 3,0 % an Mn, 0,02 bis 0,2 % an P, 0,05 oder weniger an S, 0,03 bis 0,2 % an Al, 0,01 oder weniger an N, 0,001 bis 0,2 % an Nb und 0,0001 bis 0,008 % an B derart, daß die entsprechenden Mengen an C, Nb, Al, N, Si, Mn und B die folgenden Gleichungen erfüllen:

5 ≤ Nb/C ≤ 30, 10 ≤ Al/N ≤ 80 und 16 ≤ (3 x Si/28 + 200 x P/31) / (Mn/55) ≤ 40, wobei wahlweise eines oder mehrere der folgenden: 0,1 bis 1,5 % Cu, 0,1 bis 1,5 % Ni und 0,01 bis 1,5 % Mo enthalten sind, und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, und das eine Zugfestigkeit (TS) von 35 kgf/mm² und einen Lankford-Wert (r-Wert) aufweist, die folgende Bedingung erfüllen: r x TS ≥ 105