DE4497994C2

DE4497994C2 - Kaltgewalztes Stahlblech und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE4497994C2
Application number: DE19944497994
Authority: DE
Inventors: Hisayoshi Yatoh; Yasuhiko Yamashita; Takashi Harabuchi; Seinosuke Yano
Original assignee: Japan Casting & Forging Corp Tokyo; Japan Casting and Forging Corp; Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-10-18
Filing date: 1994-10-18
Publication date: 2001-03-01
Anticipated expiration: 2014-10-19
Also published as: CA2151951A1; GB2289057B; CA2151951C; DE4497994T1; US5558726A; MY112255A; JP3314833B2; KR0173499B1; CN1040776C; GB2289057A; CN1115991A; WO1995011320A1; GB9512305D0; JPH07118795A; KR950704531A; TW310345B

Description

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragender Kaltumformbarkeit, obwohl es einen hohen N-Ge halt aufweist, sowie ein Produktionsverfahren für ein derarti ges kaltgewalztes Stahlblech. Insbeson dere ist die Erfindung von Bedeutung für das Umschmelzen von Schrottmate rial durch einen Elektroofen usw. zur Wiederverwendung von Stahlschrott, der in den letzten Jahren bei Kraftfahrzeug schrott und dergleichen beträchtlich zugenommen hat.

In letzter Zeit haben die Qualität eines kaltgewalzten Stahlblechs zum Umformen und seine Produktionstechnologien be merkenswerte Fortschritte gemacht, und insbesondere hat ein Rankford-Wert (im folgenden als "r-Wert" bezeichnet), welcher die Tiefziehfähigkeit im kalten Zustand darstellt, eine Höhe von 1,7 oder mehr erreicht.

Als Technologie für das Erreichen einer so hohen Lei stungsfähigkeit offenbart die geprüfte JP-B-44-18 066 (Kokoku) eine Technologie, die den C-Gehalt bindet und stabilisiert, indem einem Stahl, der 0,001 bis 0,02% C und nicht mehr als 0,015% O enthält, 0,02 bis 0,5% Ti zugesetzt werden.

Die geprüfte JP-B-3-54 186 (Kokoku) offenbart ein Ver fahren, das sowohl den C- als auch den N-Gehalt auf höchstens 0,005% reduziert und Ti und Nb zusetzt, und die geprüfte JP-B- 53-12 899 (Kokoku) offenbart eine Technologie, die den C- und den N-Gehalt minimiert und zu deren Bindung Ti, Nb und B zu setzt.

Diese bekannten Technologien basieren auf der gewöhnli chen technischen Konzeption, die C- und N-Gehalte so weit wie möglich zu reduzieren und ein kaltgewalztes Stahlblech von hervorragender Alterungsbeständigkeit und ausgezeichneter Kalt umformbarkeit zu erhalten.

Die Wiederverwendung von Stahlschrott, der überall in großen Mengen anfällt, ist gegenwärtig zu einem sehr wichtigen Problem geworden. Zur Wiederverwendung des Schrotts wird die ser gewöhnlich in einem Lichtbogenofen oder dergleichen ge schmolzen. In diesem Falle erreicht der N-Gehalt im Stahl einen hohen Wert von 60 ppm oder mehr, da N₂ mit der Luft in den Stahl gelangt.

Bei hohem N-Gehalt fällt die Umformbarkeit beträchtlich ab. Besonders im Bereich hoher Stickstoffgehalte von 60 ppm oder mehr wird eine mit starker Deformation verbundene Umfor mung, wie z. B. das Tiefziehen, kaum möglich. Es müssen Mittel wie etwa die Vakuumentgasung angewandt werden, um diesen Stickstoffgehalt zu reduzieren, und die Produktionskosten steigen unvermeidlich an.

Als bekannte Quelle kann die ungeprüfte JP-A-57-26 124 (Kokai) zitiert werden, die eine Produktionstechnologie für ein kaltgewalztes Stahlblech mit hohem N-Gehalt offenbart. Nach dieser Technologie wird ein kaltgewalztes Stahlblech mit bestimmtem C-, Mn- und Al-Gehalt und einem N-Gehalt von 30 bis 200 ppm bei einer vorgegebenen Temperatur durchlaufgeglüht, wodurch man ein kaltgewalztes Stahlblech von hervorragender Trockenhärtbarkeit erhält. Da dieses kaltgewalzte Stahlblech eine große Menge N enthält, kann ein Gehalt an freiem N (der Rest, den man durch Subtrahieren des an Ti, Nb usw. gebundenen N vom gesamten N-Gehalt erhält) sichergestellt werden. Dieser freie N-Gehalt weist Trockenhärtbarkeit auf. In der zitierten Anmeldung wird außerdem offenbart, daß auch die Festigkeit dieses Stahlblechs verbessert werden kann, wenn man zuläßt, daß es P, Si und Ti enthält. Nichtsdestoweniger offenbart die ungeprüfte JP-A-57-26 124 überhaupt keine Technologie für die Sicherstellung der Umformbarkeit eines Stahls mit hohem N-Ge halt.

Als Mittel zur Lösung dieses Problems haben die Erfin der der vorliegenden Erfindung ein warmgewalztes Stahlblech mit hohem N-Gehalt, hoher Festigkeit und hoher Umformbarkeit sowie eine Technologie für seine Produktion erfunden und in der JP-A-4-292 352 eine Patentanmeldung dafür eingereicht. Nach dieser Anmeldung darf ein Stahl mit hohem N-Gehalt (50 bis 150 ppm) C enthalten, so daß das Kohlenstoffäquivalent gleich 0,1 bis 0,45% wird, wobei ein Perlit-Flächenanteil von mindestens 5% sichergestellt ist, um eine gleichmäßige Dehnung nach dem Kaltumformen sicherzustellen, und wobei TiN in Korn größen von 1 µm oder mehr in einem Gewichtsanteil von 0,0008 bis 0,015% dispergiert wird, um ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von 340 N/mm² oder mehr zu erhalten.

Diese Anmeldung enthält jedoch keinerlei Hinweis auf die Umformbarkeit eines warmgewalzten Stahlblechs mit hohem N- Gehalt.

Aufgabe der Erfindung ist es bei der Wiederverwendung von Schrott und der Verwendung eines Elektroofens für diese Wiederverwendung ein kaltgewalztes Stahlblech von hervorra gender Umformbarkeit trotz seines hohen N-Gehalts sowie ein Herstellungsverfahren, das keine Verarbeitung wie etwa eine Vakuumentgasung erfordert, zu schaffen.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben die Kom ponenten eines Stahls, seine Kristallstruktur, die Formen der Ausscheidungen (Art, Menge, Verteilungszustand) und mechani sche Eigenschaften des Stahlblechs nach dem Kaltwalzen und Glühen untersucht.

Zunächst werden die experimentellen Ergebnisse erläu tert, die zur Vollendung der vorliegenden Erfindung geführt haben.

Unter Verwendung eines Elektroofens wurde ein Al-beru higter Stahl hergestellt. Da vorausgesagt werden konnte, daß der N-Gehalt einen hohen Wert erreichen würde, wurde Ti zuge setzt, um den N zu binden und unschädlich zu machen. Die Stahlbestandteile in der Gießpfanne waren 302 ppm C, 0,009% Si, 0,163% Mn, 0,005% P, 0,0118% S, 0,0319% Al, 122 ppm N, 0,029% Ti (freier N-Gehalt von 37 ppm bei Zusatz von Ti), 0,015% Cr, 0,016% Cu und 0,026% Ni (ppm ≘ Teilchen pro Million).

Dieser Stahl wurde gegossen und unter verschiedenen Be dingungen warmgewalzt, kaltgewalzt und geglüht, und dann wur den verschiedene Eigenschaften des Stahls (Streckgrenze, Zugfe stigkeit, Dehnung, r-Wert) untersucht.

Konkreter gesagt, es konnte eine breite Vielfalt von Eigenschaften erzielt werden, wie z. B. ein Stahlblech von guter Umformbarkeit mit einer Streckgrenze von 160 bis 180 N/mm², einer Zugfestigkeit von 300 bis 320 N/mm², einer Dehnung von 44 bis 46% und einem r-Wert von 1,7 bis 1,8, oder ein Stahlblech von sehr schlechter Umformbarkeit mit einer Streckgrenze von 180 bis 250 N/mm², einer Zugfestigkeit von 370 bis 390 N/mm², einer Dehnung von 36 bis 38% und einem r-Wert von 1,4 bis 1,5.

Unter der Annahme, daß die Streuung dieser Eigenschaf ten in erster Linie mit den Mengen der hauptsächlich aus TiN bestehenden Ausscheidungen und deren Formen (Größe, Disper sionszustand) verbunden war, änderten die Erfinder der vorlie genden Erfindung die Abkühlungsgeschwindigkeit auf verschie dene Werte zwischen 10°C/min und 82°C/min beim Gießen und un tersuchten den Zusammenhang zwischen den mechanischen Eigen schaften des Stahlblechs nach dem Glühen und der Menge und Form von TiN. Zusätzlich wurde ein Material mit den gleichen Bestandteilen, aber mit einem niedrigen N-Gehalt von 26 ppm (im folgenden als "entsprechendes Material" bezeichnet) nach dem gleichen Verfahren behandelt, und es wurden ähnliche Un tersuchungen durchgeführt.

Übrigens betrug die Erhitzungstemperatur der Bramme 1200°C, die Warmwalztemperatur betrug 880°C, die Dicke des warmgewalzten Blechs war 3,5 mm, die Dicke des kaltgewalzten Blechs war 0,8 mm (Reduktionsgrad: 88%), und das Durchlaufglü hen erfolgte eine Minute lang bei 820°C.

Unter Verwendung eines Elektronenmikroskops wurden Dut zende von Feldern je Probe auf Einschlüsse, wie z. B. TiN, überprüft, und die Größenverteilung von TiN sowie die Ge wichtsverteilung auf der Basis der ersteren wurden bestimmt. Fig. 1(A), 1(B), 1(C) und 1(D) zeigen die Beziehung zwischen der Abkühlungsgeschwindigkeit während des Gusses und der Form von TiN (Abszisse) und den resultierenden Materialeigenschaf ten (Ordinate).

Da die Form des TiN-Ausscheidungsteilchens im wesentli chen quadratisch ist, wird die Länge d einer seiner Seiten als Größe von TiN verwendet, und diese Größe von TiN wurde in eine Gruppe von weniger als 0,05 µm (im folgenden als "Klasse A" bezeichnet), eine Gruppe von 0,05 bis 10 µm (im folgenden als "Klasse B" bezeichnet) und eine Gruppe von mehr als 10 µm (im folgenden als "Klasse C" bezeichnet) unterteilt, und der An teil jeder Klasse wurde in Gew.-% dargestellt.

In der Zeichnung nahmen bei hoher Abkühlungsgeschwin digkeit während des Gusses (82°C/min) sowohl die Streckgrenze als auch die Zugfestigkeit hohe Werte an, während der r-Wert äußerst niedrig und die Kaltumformung extrem schwierig war. Dabei gehörte das gesamte TiN zur Klasse A. Bei Verringerung der Abkühlungsgeschwindigkeit während des Gusses (38°C/min) nahmen die Streckgrenze und die Zugfestigkeit allmählich ab, während die Dehnung und der r-Wert zunahmen, so daß sich die Kaltbearbeitbarkeit verbesserte. Als die Abkühlungsgeschwin digkeit während des Gusses weiter verringert wurde (7°C/min), stieg die Streckgrenze etwas an, die Zugfestigkeit fiel ein we nig ab, und die Dehnung sowie der r-Wert nahmen ab. In Verbin dung mit der Größenverteilung von TiN konnte keine gute Bear beitbarkeit erzielt werden, wenn der Umfang der Klasse A oder der Umfang der Klasse C zu groß waren, und es konnte eine Um formbarkeit erzielt werden, die derjenigen des entsprechenden Materials äquivalent war, wenn der Umfang der Klasse B minde stens 50% betrug.

Als Gründe dafür werden die folgenden angenommen. Bei hoher Abkühlungsgeschwindigkeit während des Gießprozesses wird TiN von weniger als 0,05 µm Größe feinverteilt ausgeschieden, behindert das Kornwachstum während des Glühens und hat die Wirkung einer Ausscheidungshärtung. Dies führt zu einer be trächtlichen Verschlechterung der Dehnung oder des r-Wertes. Andererseits wird bei einer niedrigen Abkühlungsgeschwindig keit während des Gießprozesses eine große Menge TiN von mehr als 10 µm Größe ausgeschieden, und durch derart große Ein schlüsse im Gußstück treten Risse auf. Dementsprechend ver schlechtert sich hauptsächlich die Dehnung. Fig. 2 zeigt eine Skizze von TiN, das unter einem Elektronenmikroskop gemessen wurde. Teil (1) von Fig. 2 zeigt ein Beispiel mit einer Größe d von etwa 1 im, Teil (2) von Fig. 2 zeigt ein Beispiel mit einer Größe d von etwa 3 µm, und Teil (3) von Fig. 2 zeigt ein Beispiel mit einer Größe d von etwa 6 bis etwa 7 µm.

Mit anderen Worten, um aus dem Ausgangsmaterial mit ho hem N-Gehalt ein kaltgewalztes Blech von guter Umformbarkeit zu erhalten, wird erfindungsgemäß TiN durch Zugabe von Ti ge bildet, N durch Begrenzung einer freien N-Menge unschädlich gemacht, und durch Festlegen der Größe von TiN innerhalb eines vorgegebenen Bereichs werden die mechanischen Eigenschaften, wie z. B. die Streckgrenze, die Zugfestigkeit, der r-Wert usw., stark verbessert.

Dementsprechend ist das erfindungsgemäße Produkt ein kaltgewalztes Stahlblech, das in Gewichtsprozent (Gew.-%) nicht mehr als 0,1% C, 0,0060 bis 0,0150% N, nicht mehr als 0,4% Mn, wobei auch die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt ist, nicht mehr als 0,030% S, nicht mehr als 0,1% Al, nicht mehr als 0,08% Ti, wobei auch die Beziehung Ti : N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0070 erfüllt ist, enthält, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und wobei das kalt gewalzte Stahlblech eine Textur aufweist, in der TiN mit einer Größe von 0,05 bis 10 µm (gemessen unter einem Elektronenmi kroskop) in einem Gewichtsanteil von mindestens 1/2 des TiN- Gesamtgewichts ausgeschieden wird.

Um ein derartiges kaltgewalztes Stahlblech zu erhalten, wird eine Stahlschmelze mit den oben angegebenen chemischen Bestandteilen bei einer Temperatur im Bereich vom Erstarrungs punkt bis zu 600°C mit einer Geschwindigkeit von 10 bis 50°C/min abgekühlt, um eine Bramme herzustellen, und nach dem Erhitzen dieser Bramme wird sie warmgewalzt. Dann wird das entstehende warmgewalzte Blech bei einer Temperatur von nicht weniger als 700°C aufgenommen und kaltgewalzt. Danach wird eine Durchlaufglühung ausgeführt. Im übrigen wird im Falle einer Kastenglühung des kaltgewalzten Blechs die Bramme auf eine Temperatur von nicht weniger als 1130°C erhitzt, und nach dem Warmwalzen wird das Blech bei einer Temperatur von nicht mehr als 650°C gehaspelt.

Bei der Ausführung des Durchlaufglühens wird Ti in einer solchen Menge zugesetzt, daß der freie N-Gehalt in der Bramme weniger als 0,0040% beträgt, und bei der Ausführung des Kastenglühens liegt der freie N-Gehalt im Bereich von 0,0020 bis 0,0070%. Zum Binden von N kann nötigenfalls B zugesetzt werden.

Fig. 1(A), 1(B), 1(C) und 1(D) sind Diagramme, die den Zusammenhang zwischen dem Anteil der Größenklassen von TiN in Gewichtsprozent und den Materialeigenschaften darstellen; und

Fig. 2 ist ein Diagramm, das ein Beispiel für die Größenmessung von TiN zeigt.

Nachstehend wird eine Ausführungsweise der vorlie genden Erfindung ausführlich beschrieben.

Zunächst werden die Gründe für die Begrenzung der che mischen Bestandteile bei der vorliegenden Erfindung erläutert.

Da C die Festigkeit des Stahls verbessert, seine Kalt umformbarkeit (Dehnung, Ziehfähigkeit) aber verschlechtert, wird sein oberer Grenzwert auf 0,1% festgesetzt. Vorzugsweise ist der obere Grenzwert nicht höher als 0,05%.

Um S unschädlich zu machen, wird Mn in einem Anteil zu gesetzt, der zumindest die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt. Wenn jedoch ein zu großer Mn-Anteil zugesetzt wird, verschlechtert es die Umformbarkeit (Dehnung, Tiefziehfähigkeit). Dementspre chend wird der obere Grenzwert auf 0,4% festgesetzt.

S führt zur Rotwarmsprödigkeit beim Warmwalzen und ver ursacht das Auftreten von Rissen. Daher wird sein oberer Grenzwert auf 0,03% festgesetzt.

Al ist das Element, das zum Desoxidieren und zum Binden von N zugesetzt wird, der noch nicht von Ti gebunden und un schädlich gemacht wurde. Durch Zusatz eines großen Al-Anteils erniedrigt sich jedoch die Dehnung, und daher werden der obere Grenzwert auf 0,1%, der untere Grenzwert auf 0,005% festge setzt. Die oben beschriebene Aufgabe kann nicht gelöst werden, wenn der Anteil niedriger ist als dieser untere Grenzwert.

N ist ein für die Umformbarkeit schädliches Element; sein gesamter Anteil braucht aber nicht durch Ti gebunden und unschädlich gemacht zu werden. Der Anteil des nicht durch Ti gebundenen, freien N muß jedoch festgesetzt werden.

Mit anderen Worten, der Wert des Ausdrucks N (%) - Ti/3,42 (%) darf nicht größer als 0,0070% sein. Wenn der Wert 0,0070% übersteigt, ergibt sich eine große Ausscheidungsmenge von AlN zum Binden von überschüssigem freiem N, und das Korn wachstum während des Glühprozesses wird behindert. Dementspre chend verringern sich die Dehnung und der r-Wert.

Wie oben beschrieben, wird Ti zugesetzt, um N zu binden und unschädlich zu machen; es ist aber ein Anteil notwendig, der zumindest die Beziehung N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0070% er füllt. Wenn jedoch der zugesetzte Anteil zu groß ist, geht überschüssiges Ti eine Bindung mit C ein, und es wird TiC aus geschieden. In diesem Falle verschlechtern sich die Dehnung und der r-Wert. Dementsprechend wird der obere Grenzwert auf 0,08% festgesetzt.

B verbindet sich mit N zu BN und bewirkt, daß die Aus scheidung von AlN verhindert wird. Bei dem Produktionsverfah ren mittels Durchlaufglühen ist der Ausscheidungszustand von AlN empfindlich gegen die Einflüsse der Temperaturvorgeschich te beim Warmwalzen, was zu einer Veränderlichkeit der Eigen schaften führt. Um dieses Problem zu vermeiden, wird beim Warmwalzen vorzugsweise bei hoher Temperatur gehaspelt. Durch Zusatz von B kann dieses Problem gelöst werden, und ein kalt gewalztes Stahlblech von hervorragender Tiefziehfähigkeit kann mittels Durchlaufglühen ohne Hochtemperaturhaspeln produziert werden.

Der zugesetzte B-Anteil genügt in diesem Falle der Be ziehung 1,0 ≦ 1,3 × B (%)/(N (%) - Ti (%)/3,42) ≦ 1,5. Mit ande ren Worten, die Beziehung 1,3 × B (%)/(N (%) - Ti (%)/3,42) stellt das Atomverhältnis von B und freiem N dar, und wenn dieser Wert größer als 1,0 ist, kann das Hochtemperaturhaspeln unterbleiben. Wenn B in einem Anteil zugesetzt wird, der das 1,5-fache des Anteils an freiem N übersteigt, verringern sich die Dehnung und der r-Wert. Der Anteil sollte daher auf einen Wert begrenzt werden, der nicht größer als das 1,5-fache ist.

Bei der vorliegenden Erfindung enthält der Stahl, von den oben beschriebenen Komponenten abgesehen, im wesentlichen Fe, und der Stahl kann ein Gemisch unvermeidlicher Elemente aus den geschmolzenen Rohmaterialien, wie z. B. aus dem Schrott, enthalten.

Als nächstes werden die Herstellungsbedingungen be schrieben.

Der geschmolzene Stahl mit den oben beschriebenen Kom ponenten wird in eine Gießmaschine gegossen, wie z. B. in eine Stranggußmaschine, und abgekühlt, um eine Bramme herzustellen. In diesem Falle erfolgt die Abkühlung mit einer Abkühlungsge schwindigkeit von 10 bis 50°C/min innerhalb eines Temperatur bereichs vom Erstarrungspunkt bis auf 600°C. Bei dieser Abküh lung wird eine TiN-Größe von 0,05 bis 10 µm bei einem Anteil von mindestens 1/2 des Gesamtgewichts erreicht.

Als nächstes wird nach Erhitzen innerhalb eines norma len Temperaturbereichs die Bramme warmgewalzt. Die Warmwalzbe dingungen unterliegen keiner besonderen Begrenzung; um aber durch den Durchlaufglühprozeß ein kaltgewalztes Stahlblech von hoher Tiefziehfähigkeit zu erhalten, liegt eine Haspeltempera tur innerhalb des Bereichs von nicht weniger als 700°C. In diesem Falle ist der freie N-Gehalt (N (%) - Ti/3,42 (%)) nicht höher als 0,0040%. Wenn nämlich der freie N-Gehalt nied riger als 0,0040% ist, wird N als AlN gebunden und unschädlich gemacht.

Um insbesondere die Tiefziehfähigkeit für das durch den Durchlaufglühprozeß hergestellte Stahlblech sicherzustellen, bevorzugt man, den freien N-Gehalt auf einen niedrigen Wert zu begrenzen (da die Zeit der AlN-Bildung kurz ist) und N vorher durch Hochtemperaturhaspeln als AlN auszuscheiden. Ferner wer den die Ansammlung und Granulation der Karbide gleichzeitig durch Hochtemperaturhaspeln bewirkt.

Übrigens ist bei dem oben beschriebenen Zusatz von B die Ausscheidung von AlN nicht notwendig, und das Hochtempera turhaspeln des warmgewalzten Blechs kann unterbleiben.

Um durch den Kastenglühprozeß ein kaltgewalztes Stahl blech von hoher Tiefziehfähigkeit zu erhalten, wird die Erhit zungstemperatur der Bramme auf mindestens 1130°C festgesetzt, und die Haspeltemperatur wird auf nicht mehr als 650°C festge setzt. In diesem Falle muß der Wert N (%) - Ti/3,42 (%) zwi schen 0,0020 und 0,0070% liegen. Mit anderen Worten, um die Tiefziehfähigkeit für das durch den Kastenglühprozeß herge stellte Walzblech sicherzustellen, darf im Unterschied zur Herstellung des Walzbleches mittels Durchlaufglühen ein freier N-Gehalt von mindestens 0,0020% zurückbleiben, und während des Glühprozesses darf AlN ausgeschieden werden, so daß die Textur mit Hilfe dieses AlN verbessert werden kann. Dement sprechend wird die Bramme auf eine hohe Temperatur von minde stens 1130°C erhitzt, um eine vollständige Mischkristallbil dung von AlN zu bewirken, und das warmgewalzte Blech wird bei niedriger Temperatur gehaspelt, damit vor dem Glühschritt kein AlN ausgeschieden werden kann.

Die Kaltwalzbedingungen unterliegen keiner besonderen Begrenzung, und es wird eine normale Walzung ausgeführt, um eine gewünschte Blechdicke zu erzielen.

Die vorliegende Erfindung ist zwar auf der Basis des kaltgewalzten Stahlblechs entwickelt worden, aber diese Tech nologie läßt sich auch auf oberflächenbehandelte Stahlbleche für Behälter, für Bauteile und Kraftfahrzeuge anwenden, wie durch die folgenden Beispiele dargestellt wird.

Beispiel 1

Stähle mit den in Tabelle 1 aufgeführten Bestandteilen wurden unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen warmge walzt, kaltgewalzt und geglüht. Die in diesem Falle erzielten Eigenschaften wurden gleichfalls in Tabelle 2 aufgeführt.

Das Experiment Nr. 6 stellt den Fall dar, wo der freie N-Gehalt den oberen Grenzwert von Anspruch 1 überstieg und die Dehnung schlechter war. Die Experimente Nr. 9 und 10 stellen die Fälle mit zu großen TiN-Größen und ebenfalls schlechterer Dehnung dar. Die Experimente Nr. 11 und 12 stellen die Fälle mit zu geringen TiN-Größen dar, so daß die Streckgrenze zu hoch und die Dehnung zu niedrig war.

Die Stähle Nr. 1, 2, 3, 4, 5, 7 und 8 als erfindungsge mäße Stähle zeigten hervorragende Eigenschaften (Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung, r-Wert).

Die Werte für die Streckgrenze und die Zugfestigkeit winden, wie auch in den weiteren Beispielen von kgf/mm² in N/mm² umgerechnet. Für die Umrechnung wurde der gerundete Faktor 10 gewählt.

Beispiel 2

Stähle mit höheren Ti-Gehalten, wie in Tabelle 3 ange geben, wurden unter den in Tabelle 4 angegebenen Bedingungen warmgewalzt, kaltgewalzt und geglüht. Die Eigenschaften der resultierenden Stahlbleche wurden gleichfalls in Tabelle 4 aufgeführt.

Im Experiment Nr. 14 überstieg der Ti-Anteil den in den Ansprüchen festgesetzten oberen Grenzwert, und die anderen Be standteile sowie die Herstellungsbedingungen waren die gleichen wie im Experiment Nr. 13. Im Vergleich zum Experiment Nr. 13, wo der Ti-Gehalt innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs lag, waren sowohl die Dehnung als auch der r-Wert niedriger.

Beispiel 3

B-haltige Stähle mit den in Tabelle 5 angegebenen Be standteilen wurden unter den in Tabelle 6 aufgeführten Bedin gungen warmgewalzt, kaltgewalzt und geglüht. Die dabei erziel ten Eigenschaften sind gleichfalls in Tabelle 6 angegeben.

Alle Stähle lagen innerhalb des erfindungsgemäßen Be reichs und zeigten hervorragende Eigenschaften. Die Haspeltem peratur des warmgewalzten Blechs im Experiment Nr. 17 lag je doch unter dem unteren Grenzwert gemäß Anspruch 5, der die Be dingungen für die Gewinnung eines Stahlblechs mit hervorragen der Tiefziehfähigkeit mittels Durchlaufglühen festlegt, und seine Streckgrenze war etwas höher, während der r-Wert etwas niedriger war als im Experiment Nr. 16, bei dem die Bedingun gen von Anspruch 5 erfüllt sind.

Im Experiment Nr. 15, in welchem B zugesetzt wurde, konnten Eigenschaften, die denen von Experiment Nr. 16, in dem die Haspeltemperatur des warmgewalzten Blechs innerhalb des Bereichs von Anspruch 5 lag, im wesentlichen äquivalent waren, selbst dann erzielt werden, wenn das warmgewalzte Blech bei einer Haspeltemperatur unterhalb des unteren Grenzwerts von Anspruch 5 aufgenommen wurde. Mit anderen Worten, das Experi ment entsprach dem Anspruch 6, und durch den Zusatz von B konnte ein Stahlblech mit hervorragender Tiefziehfähigkeit mittels Durchlaufglühen gewonnen werden, ohne die Haspeltempe ratur des warmgewalzten Blechs zu begrenzen.

Beispiel 4

Stähle mit den in Tabelle 7 angegebenen Bestandteilen wurden unter den in Tabelle 8 aufgeführten Bedingungen warmge walzt, kaltgewalzt und geglüht, und es wurde eine Oberflächen behandlung durchgeführt. Die in diesen Fällen erzielten Eigen schaften wurden gleichfalls in Tabelle 8 aufgeführt.

Die erfindungsgemäßen Stahlbleche zeigten auch nach der Oberflächenbehandlung eine gute Umformbarkeit.

Übrigens beträgt eine Beschichtungsmenge beim galvani schen Verzinken 20 g/m² für eine Oberfläche, beim galvanischen Verbleien 50 g/m² für eine Oberfläche und beim galvanischen Verzinken mit organischer Beschichtung 20 g/m² für eine Ober fläche, wobei in diesem Falle ein organischer Überzug mit ei ner Dicke von 0,8 µm auf den Belag aufgebracht wurde.

Beispiel 5

Stähle mit den in Tabelle 9 angegebenen Bestandteilen wurden unter den in Tabelle 10 aufgeführten Bedingungen warm gewalzt, kaltgewalzt und geglüht, und es wurde eine Feuerver zinkung ausgeführt. Die in diesen Fällen erzielten Eigenschaf ten wurden gleichfalls in Tabelle 10 aufgeführt.

Die erfindungsgemäßen Stahlbleche zeigten auch nach der Feuerverzinkung hervorragende Eigenschaften. Übrigens betrug die Auftragsmenge bei der Feuerverzinkung 100 g/m² pro Ober fläche.

Beispiel 6

Stähle mit den in Tabelle 11 angegebenen Bestandteilen wurden unter den in Tabelle 12 aufgeführten Bedingungen warm gewalzt, kaltgewalzt und geglüht, und es wurde eine galvani sche Verzinnung durchgeführt. Die in diesen Fällen erzielten Eigenschaften wurden gleichfalls in Tabelle 12 aufgeführt.

Die erfindungsgemäßen Stahlbleche zeigten hier gleich falls hervorragende Eigenschaften als Stahlblech für ein Weißblech.

Beispiel 7

Stähle mit den in Tabelle 13 angegebenen Bestandteilen wurden unter den in Tabelle 14 aufgeführten Bedingungen warm gewalzt, kaltgewalzt und geglüht. Die in diesen Fällen erziel ten Eigenschaften wurden gleichfalls in Tabelle 14 aufgeführt.

Auch wenn die unvermeidlich im Schrott vorkommenden Elemente enthalten waten, wie z. B. Sn, Cr, Ni usw., wurde der Effekt der vorliegenden Erfindung überhaupt nicht beeinträch tigt. Mit anderen Worten, es konnte eine hervorragende Umform barkeit erzielt werden, wenn die Grundbestandteile, die Menge und die Form des TiN innerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche lagen.

Nach der vorliegenden Erfindung kann in den Fällen, wo bei der Wiederverwendung von Schrott der N-Gehalt unvermeid lich einen hohen Wert erreicht, N unschädlich gemacht und un geachtet eines hohen N-Gehalts ein kaltgewalztes Stahlblech von hoher Umformbarkeit gewonnen werden.

Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlblech kann nicht nur als kaltgewalztes Stahlblech, sondern auch als Rohblech für ein oberflächenbehandeltes Stahlblech verwendet werden, wie z. B. ein feuerverzinktes Stahlblech, ein galvanisch ver zinktes Stahlblech, ein galvanisch verzinntes Stahlblech usw. Dementsprechend hat die vorliegende Erfindung einen extrem ho hen industriellen Wert.

Claims

1. Kaltgewalztes Stahlblech mit nicht mehr als 0,1 Gew.-% C, 0,0060 bis 0,0150 Gew.-% N, nicht mehr als 0,4 Gew.-% Mn, wobei außerdem die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt ist, nicht mehr als 0,030 Gew.-% S, 0,005 bis 0,1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,08 Gew.-% Ti, wobei außerdem die Beziehung (N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0070%) erfüllt ist, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und wobei TiN mit einer Größe von 0,05 bis 10 µm in einem Gewichtsanteil von mindestens 1/2 des gesamten TiN-Gewichts ausgeschieden wird.

2. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei der Ti-Gehalt innerhalb des Bereichs liegt, der die Beziehung N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0040% erfüllt.

3. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei der Ti-Gehalt innerhalb des Bereichs liegt, der die Beziehung 0,0020% N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0070% erfüllt.

4. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 2, das ferner B in einem Anteil enthält, der die Beziehung 1,0 ≦ 1,3 . B (%)/(N (%) - Ti (%)/3,42) ≦ 1,5 erfüllt.

5. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahl blechs durch Gießen eines ge schmolzenen Stahls mit nicht mehr als 0,1 Gew.-% C, 0,0060 bis 0,0150 Gew.-% N, nicht mehr als 0,4 Gew.-% Mn, wobei außerdem die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt ist, nicht mehr als 0,03 Gew.- % S, 0,005 bis 0,1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,08 Gew.-% Ti, wobei außerdem die Beziehung (N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0040%) erfüllt ist, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
Abkühlen einer entstehenden Bramme mit einer Abküh lungsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min innerhalb des Tempe raturbereichs von einem Erstarrungspunkt bis auf 600°C, um TiN mit einer Größe von 0,05 bis 10 µm in einem Gewichtsanteil von mindestens 1/2 des gesamten TiN-Gewichts in der entstehenden Bramme abzuscheiden;
Erhitzen der Bramme;
Warmwalzen der Bramme;
Haspeln eines entstehenden warmgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur von mindestens 700°C;
Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes; und
anschließendes Ausführen einer Durchlaufglühung.

6. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahl blechs durch Gießen eines ge schmolzenen Stahls mit nicht mehr als 0,1 Gew.-% C, 0,0060 bis 0,0150 Gew.-% N, nicht mehr als 0,4 Gew.-% Mn, wobei außerdem die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt ist, nicht mehr als 0,03 Gew.- % S, 0,005 bis 0,1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,08 Gew.-% Ti, wobei außerdem die Beziehung (N (%) - Ti/3, 42 (%) ≦ 0,0040%) erfüllt ist, B in einem Anteil, der die Beziehung 1,0 ≦ 1,3B (%)/N (%) - Ti (%)/3,42) ≦ 1,5 erfüllt, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
Abkühlen einer entstehenden Bramme mit einer Abküh lungsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min innerhalb des Tempe raturbereichs von einem Erstarrungspunkt bis auf 600°C, um TiN mit einer Größe von 0,05 bis 10 µm in einem Gewichtsanteil von mindestens 1/2 des gesamten TiN-Gewichts in der entstehenden Bramme abzuscheiden;
Erhitzen der Bramme;
Warmwalzen der Bramme;
Haspeln eines entstehenden warmgewalzten Stahlbandes;
Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes; und
anschließendes Ausführen einer Durchlaufglühung.

7. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahl blechs durch Gießen eines ge schmolzenen Stahls mit nicht mehr als 0,1 Gew.-% C, 0,0060 bis 0,0150 Gew.-% N, nicht mehr als 0,4 Gew.-% Mn, wobei außerdem die Beziehung Mn/S ≧ 7 erfüllt ist, nicht mehr als 0,03 Gew.- % S, 0,005 bis 0,1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,08 Gew.-% Ti, wobei außerdem die Beziehung 0,0020 Gew.-% ≦ N (%) - Ti/3,42 (%) ≦ 0,0070% erfüllt ist, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist:
Abkühlen einer entstehenden Bramme mit einer Abküh lungsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min innerhalb eines Tem peraturbereichs von einem Erstarrungspunkt bis auf 600°C, um TiN mit einer Größe von 0,05 bis 10 µm in einem Gewichtsanteil von mindestens 1/2 des gesamten TiN-Gewichts innerhalb der entstehenden Bramme abzuscheiden;
Erhitzen der Bramme auf eine Temperatur von nicht weni ger als 1130°C;
Warmwalzen der Bramme;
Haspeln eines entstehenden warmgewalzten Stahlbandes innerhalb eines Temperaturbereichs von höchstens 650°C;
Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes; und
anschließendes Ausführen einer Kastenglühung.