DE60300835T2

DE60300835T2 - Kaltgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60300835T2
Application number: DE60300835T
Authority: DE
Inventors: Tetsuo Chuo-ku Mochida; Kazuhiro Chuo-ku SETO; Kei Chuo-ku SAKATA; Tomohisa Chuo-ku Oonishi
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-03-29
Filing date: 2003-03-31
Publication date: 2005-10-27
Anticipated expiration: 2023-04-01
Also published as: TWI288782B; EP1354972B1; TW200305651A; US6638371B1; AU2003203552B2; CA2422352A1; KR20090060975A; KR100947203B1; US20030201039A1; AU2003203552A1; CA2422352C; CN1448528A; DE60300835D1; KR100949694B1; CN1252302C; KR20030078643A; EP1354972A1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlblech, das für Kraftfahrzeuge, Haushaltsgeräte und mechanische Anordnungen geeignet ist, und insbesondere ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech mit einem ultrafeinen Korngefüge, und welches hervorragende Eigenschaften enthaltend Festigkeit, Duktilität, Zähigkeit, Festigkeits-Duktilitätsbalance und Streckbördelverformfähigkeit aufweist.
2. Beschreibung der verwandten Technik
Von Stahlblechen, die für Kraftfahrzeuge, Haushaltsgeräte und mechanische Anordnungen verwendet werden, wird verlangt, dass diese überlegene mechanische Eigenschaften, wie beispielsweise Festigkeit, Formbarkeit und Zähigkeit aufweisen. Um diese mechanischen Eigenschaften erheblich zu verbessern, ist es wirksam die Körner des Stahls fein zu machen. Demzufolge sind mehrere Verfahren zum Erreichen eines ultrafeinen Korngefüges vorgeschlagen worden.
Was hochfeste Stahlbleche betrifft, ist seit kurzem erwünscht, ein hochfunktionales Stahlblech günstig herzustellen. Insbesondere wird erwünscht, dass Stahlbleche für Kraftfahrzeuganwendungen sowohl Schlagfestigkeit als auch hohe Festigkeit, im Hinblick auf den Schutz von Passagieren während einer Kollision, aufweisen.
Von automobilen Stahlblechen wird ferner verlangt, dass diese hervorragende Pressformbarkeit aufweisen, weil viele von diesen in Bauteilen für Kraftfahrzeug pressgeformt werden. Zusätzlich sind Mittel und Verstärkungen zum Verbessern der Festigkeit von Fahrzeugkarosserien oft durch die Verwendung von Dehnungsflanschformation geformt. Somit ist es sehr wünschenswert, dass Stahlbleche für diese automobile Anwendungen sowohl eine hervorragende Streckbördelverformfähigkeit als auch eine hohe Festigkeit aufweisen.
Gemäß diesen Bedingungen ist Kornverfeinerung von hochfestem Stahl eine Herausforderung mit dem Ziel, die Verschlechterung der Duktilität, Zähigkeit, Dauerhaftigkeit und Streckbördelverformfähigkeit, welche verschlechtert werden, wenn die Zugfestigkeit erhöht wird, zu verhindern.
Als Mittel für die Herstellung von feinen Korngefügen sind hohes Reduktionswalzen, kontrolliertes Walzen, kontrollierte Abkühlung und dergleichen bekannt. Betreffend hohem Reduktionswalzen sind einige Verfahren zur Kornfeinung in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 53-123823, und der japanischen geprüften Patentveröffentlichung Nr. 5-65564 und anderen, offenbart, in welchen Austenitkörner einer hohen Deformation unterworfen werden, so dass die spannungsveranlasste γ- zur α-Umwandlung vorangetrieben wird.
Ein mittels Ausscheiden verstärktes Stahlblech, enthaltend Nb oder Ti ist ein Beispiel für eine Anwendung von kontrolliertem Walzen und kontrolliertem Abkühlen. Dieser Typ von Stahlblech wird durch Verwendung des Ausscheidungsverfestigungseffekts von Nb oder Ti, um die Festigkeit des Stahls zu erhöhen, und ferner durch Verwendung des Rekristallisationsunterdrückungseffekts von Nb oder Ti, so dass γ- zur α-veranlasste Spannungsumwandlung von nichtrekristallisierten deformierten Austenitkörnern die Korngröße von Ferritkristallkörnern verringert, hergestellt.
In der japanischen ungeprüften Patentanmeldung, Veröffentlichung Nr. 2-301540, ist zusätzlich ein Verfahren zum Herstellen eines Gefüges, hauptsächlich bestehend aus isotropen Ferrit, offenbart. Gemäß dieses Verfahrens wird ein Teil oder das gesamte Stahlmaterial, welches teilweise Ferrit enthält, durch Erwärmen des Stahlmaterials auf eine Temperatur des Umwandlungspunktes (Ac₁-Punkt) oder mehr, während es plastische Verformung unterworfen wird, oder durch Erwärmen des Stahlmaterials und dass man nachfolgend erlaubt, dass es bei einer Temperatur von Ac₁-Punkt oder mehr für einen vorbestimmten Zeitraum gehalten wird, in Austenit mit einer ultrafeinen Korngröße rückumgewandelt. Danach werden die resultierenden feinen Austenitkörner während des nachfolgenden Abkühlens in Ferrit umgewandelt, was somit zu einem Gefüge, hauptsächlich enthaltend isotrope Ferritkörner mit einer durchschnittlichen Korngröße von 5 μm oder weniger führt.
EP-A 0 945 522 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlbleches, umfassend eine Ferritphase als eine primäre Phase, und ein durchschnittlicher Durchmesser von Ferritkörnern ist weniger als 2 μm, wobei die Ferritkörner ein Längenverhältnis von weniger als 1,5 aufweisen.
Alle der oben beschriebenen Verfahren sind für die Verwendung in einem Warmwalzverfahren beabsichtigt, d. h. sie beabsichtigen die Korngröße von warmgewalzten Stahlblechen zu verringern.
Es sind aber sehr wenige Verfahren von kaltgewalzten Stahlblechen bekannt, welche eine geringere Dicke als die von warmgewalzten Stahlblechen haben, und von welchen verlangt wird, dass sie eine sehr genaue Dicke und Oberflächeneigenschaften aufweisen oder welche Verzinkung oder Verzinnung unterworfen werden, und bei welchen die Korngröße in einem konventionellen Kaltwalz- und Glühbehandlungsprozess reduziert wird.
Ein Zweiphasenstahlblech mit einer kombinierten Struktur von Ferrit und Martensit ist bekannt als ein hochfestes Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit.
Ein hochduktiles Stahlblech, welches umwandlungsveranlasste Plastizität, resultierend von Abschreckaustenit nutzt, wird in der Praxis verwendet werden.
Diese durch eine harte sekundäre Phase gehärteten Stahlbleche haben eine hohe Dehnbarkeit. Die Stahlstruktur hat jedoch eine große Differenz zwischen der Härte von Ferrit, welche als der Matrix davon agiert, und harten Martensit (Abschreckaustenit wird auch in Martensit während der Verformung umgewandelt), welcher dann als ein Hauptverfestigungsfaktor agiert. Diese große Härtedifferenz kann Lücken verursachen und die lokale Dehnung verringern, und somit die Streckbördelverformfähigkeit verschlechtern.
Zusammenfassung der Erfindung
Demzufolge ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein kaltgewalztes Stahlblech mit einem ultrafeinen Korngefüge, welches für Kraftfahrzeuge, Haushaltsgeräte und mechanische Anordnungen verwendet wird, und ein Verfahren zum vorteilhaften Herstellen desselben bereitzustellen. Das kaltgewalzte Stahlblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist durch Verringern der Korngröße davon eine verbesserte Festigkeit, Duktilität, Zähigkeit, Festigkeits-Duktilitätsbalance und Streckbördelverformfähigkeit auf.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben intensive Untersuchungen durchgeführt, um die Aufgabe zu erfüllen und haben demzufolge durch kontrollieren der Rekristallisationstemperatur und A₁- und A₃-Umwandlungstemperaturen eines Stahlblechs, dessen Metallgehalt auf geeignete Art und Weise kontrolliert wurde, und danach durch Kontrollieren der Rekristallisationsglühtemperatur nach dem Kaltwalzen und der Abkühlrate nach dem Rekristallisationsglühenein ein ultrafeines Korngefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von 3,5 μm oder weniger erhalten. Die Erfinder haben ferner herausgefunden, dass die Streckbördelverformfähigkeit des resultierenden Stahlblechs durch Optimieren der sekundären Phase des Stahlgefüges extrem verbessert werden kann.
Demzufolge ist die vorliegende Erfindung auf ein kaltgewalztes Stahlblech gerichtet, welches ein ultrafeines Korngefüge, enthaltend eine Ferritphase aufweist. Das kaltgewalzte Stahlblech enthält: 0,03 bis 0,16 Mass.-% an C; 2,0 Mass.-% oder weniger an Si; zumindest eine von 3,0 Mass.-% oder weniger an Mn und 3,0 Mass.-% oder weniger an Ni; zumindest eine von 0,2 Mass.-% oder weniger an Ti, und 0,2 Mass.-% oder weniger an Nb; 0,01 bis 0,1 Mass.-% an Al; 0,1 Mass.-% oder weniger an P; 0,02 Mass.-% oder weniger an S; 0,005 Mass.-% oder weniger an N; und der Rest ist Fe und zufällige Verunreinigungen. Die Ferritphase hat einen Gehalt von 65 Volumen-% oder mehr, und eine durchschnittliche Korngröße von 3,5 μm oder weniger. C, Si, Mn, Ni, Ti und Nb erfüllen die Gleichungen (1), (2) und (3): 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A1 (1) A3 < 860 (2) [% Mn] + [% Ni] > 1,3 (3) wobei Ti* = [% Ti] – (48/32)·[% S] – (48/14)·[% N] (4) A1 = 727 + 14[% Si] – 28,4[% Mn] – 21,6[% Ni] (5) A3 = 920 + 612,8[% C]2 – 507,7[% C] + 9,8[% Si]3 – 9,5[% Si]2 + 68,5[% Si] + 2[% Mn]2 – 38[% Mn] + 2,8[% Ni]2 – 38,6[% Ni] + 102[% Ti] + 51,7[% Nb] (6)wobei [% M] den Gehalt der Komponente M (Mass.-%) repräsentiert.
Der Restgehalt des Stahlblechs, anders als die Ferritphase, ist außer für Bainit auf 3 Volumen-% oder weniger eingeschränkt, so dass die Festigkeitskeits-Lochausdehnungsbalance, TS × λ, zumindest 52364 MPa × % ist.
Das kaltgewalzte Stahlblech enthält optional ferner zumindest eine von 1,0 Mass.-% oder weniger an Mo, und 1,0 Mass.-% oder weniger an Cr.
Das kaltgewalzte Stahlblech enthält optional ferner zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ca, Seltenerdelementen, und B in einer Gesamtmenge von 0,005 Mass.-% oder weniger.
Die vorliegende Erfindung ist auch auf ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einem ultrafeinen Korngefüge gerichtet. Das Verfahren enthält: Wiedererwärmen eines Ausgangsstahlmaterials auf eine Temperatur von 1230°C oder mehr; Warmwalzen des Ausgangsstahlmaterials; Kaltwalzen des warmgewalzten Materials; Durchführen von Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur in dem Bereich von A₃°C bis (A₃ + 30)°C; und Abkühlen des glühbehandelten Materials auf 600°C oder weniger bei einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr. Das Ausgangsstahlmaterial enthält: 0,03 bis 0,16 Mass.-% an C; 2,0 Mass.-% oder weniger an Si; zumindest eine von 3,0 Mass.-% oder weniger an Mn, und 3,0 Mass.-% oder weniger an Ni; zumindest eine von 0,2 Mass.-% oder weniger an Ti, und 0,2 Mass.-% oder weniger an Nb; 0,01 bis 0,1 Mass.-% an Al; 0,1 Mass.-% oder weniger P; 0,02 Mass.-% oder weniger an S; 0,005 Mass.-% oder weniger an N; und der Rest ist Fe und zufällige Verunreinigungen. C, Si, Mn, Ni, Ti und Nb erfüllen die Gleichungen (1), (2) und (3): 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A1 (1) A3 < 860 (2) [% Mn] + [% Ni] > 1,3 (3)wobei Ti* = [% Ti] – (48/32)·[% S] – (48/14)·[% N] (4) A1 = 727 + 14[% Si] – 28,4[% Mn] – 21,6[% Ni] (5) A3 = 920 + 612,8[% C]2 – 507,7[% C] + 9,8[% Si]3 – 9,5[% Si]2 + 68,5[% Si] + 2[% Mn]2 – 38[% Mn] + 2,8[% Ni]2 – 38,6[% Ni] + 102[% Ti] + 51,7[% Nb] (6)wobei [% M] den Gehalt der Komponente M (Mass.-%) repräsentiert.
Vorzugsweise umfasst das Verfahren ferner weiteres Abkühlen des abgekühlten Materials von 500 bis 350°C für eine Zeitperiode in dem Bereich von 30 bis 400 Sekunden, nach dem Abkühlen des Materials auf 600°C oder weniger bei einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr.
Das Ausgangsstahlmaterial enthält optional ferner zumindest eine von 1,0 Mass.-% oder weniger an Mo, und 1,0 Mass.-% oder weniger an Cr.
Das Ausgangsstahlmaterial enthält optional ferner zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ca, Seltenerdelementen, und B in einer Gesamtmenge von 0,005 Mass.-% oder weniger.
Das erhaltene kaltgewalzte Stahlblech hat eine Festigkeits-Lochausdehnungsbalance, TS × λ, von zumindest 52364 MPa × %.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein hochfestes Stahlblech mit einem ultrafeinen Korngefüge und welches hervorragende mechanische Eigenschaften aufweist, und insbesondere Festigkeits-Dehnungsbalance, Zähigkeit und Streckbördelverformfähigkeit vorteilhaft hergestellt werden ohne erhebliches Umgestalten der Ausrüstung.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein beispielhafter Graph, der das Verhältnis zwischen den Ti- und Nb-Gehalten und der Rekristallisationstemperatur Tre einer Stahlzusammensetzung zeigt, in welchem die Temperaturen A₁ und A₃ jeweils auf 700°C und 855°C justiert sind; und
2 ist ein beispielhafter Graph, der das Verhältnis zwischen der Temperatur A₃ und der Rekristallisationstemperatur Tre unter den Bedingungen, die die folgende Gleichung erfüllen zeigt: 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A₁.
Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele
Die vorliegende Erfindung wird nun im Detail dargestellt.
Zuerst wird die Stahlzusammensetzung, welche bei der Erfindung verwendet wird, beschrieben. Prozent oder % bezeichnet nachfolgend Massenprozent, sofern nichts anderes angegeben wird.
C: 0,03 bis 0,16%
C dient nicht nur als eine stabile Verfestigungskomponente, sondern trägt auch wirksam zu der Bildung einer Niedrigtemperatur umgewandelten Phase bei, wie beispielsweise Perlit oder Bainit. Während ein C-Gehalt von weniger als 0,03% einen geringe Wirkung zeigt, führt ein C-Gehalt von mehr als 0,16% zu einer Verschlechterung der Duktilität und Schweißbarkeit. Deshalb ist der C-Gehalt in einem Bereich von 0,03 bis 0,16% festgelegt.
Si: 2,0% oder weniger
Si ist als eine Festlösungsverfestigungskomponente zum Verbessern der Festigkeits-Dehnungsbalance effektiv. Eine übermäßige Menge an Si führt jedoch zu einer Verschlechterung der Duktilität, Oberflächeneigenschaften und Schweißbarkeit. Deshalb ist der Gehalt an Si auf 2,0% eingeschränkt, und ist vorzugsweise in dem Bereich von 0,01 bis 0,6%.
Mn: 3,0% oder weniger und/oder Ni: 3,0% oder weniger
Mn und Ni sind Austeniterzeuger und haben einen Effekt von Verringerung der A₁- und A₃-Umwandlungstemperatur, was zur Kornfeinung beiträgt. Diese Komponenten fördern auch die Bildung einer sekundären Phase, wodurch die Festigkeits-Duktilitätsbalance erhöht wird. Eine übermäßige Menge an Mn oder Ni verhärtet jedoch den resultierende Stahl und verschlechtert somit die Festigkeits-Duktilitätsbalance. Demzufolge wird zumindest eine von 3,0% oder weniger an Mn, und 3,0% oder weniger an Ni hinzugefügt.
Außerdem wandelt Mn schädlich aufgelösten S zu unschädlichem MnS um, und wird vorzugsweise in einer Menge von 0,1% oder mehr hinzugefügt. Es wird auch bevorzugt, 0,01% oder mehr an Ni hinzuzufügen.
Ti: 0,2% oder weniger und/oder Nb: 0,2% oder weniger
Durch Hinzufügung von Ti oder Nb wird TiC oder NbC ausgefällt, wodurch die Rekristallisationstemperatur des Stahlblechs erhöht wird. Vorzugsweise wird 0,01% oder mehr an Ti oder Nb hinzugefügt, und diese können einzeln oder in Kombination hinzugefügt werden. Jedoch erzeugt eine Menge von 0,2% oder mehr an Ti oder Nb nicht eine größere Wirkung, außerdem führt es zu einer Verschlechterung der Duktilität des Ferrits. Demzufolge sind die Ti- und Nb-Gehalte jeweils auf 0,2% oder weniger beschränkt.
Al: 0,01 bis 0,1%
Al ist für die Desoxidation des Stahls und der Verbesserung der Sauberkeit des Stahls wirkungsvoll. Vorzugsweise wird Al während der Desoxidation in dem Stahlerzeugungsprozess hinzugefügt. Während weniger als 0,01% an Al eine geringere Wirkung aufweist, erzeugt mehr als 0,1% an Al auch nicht eine größere Wirkung und erhöht die Herstellungskosten. Demzufolge wird der Gehalt an Al in einem Bereich von 0,01 bis 0,1% festgelegt.
P: 0,1% oder weniger
P erhöht die Festigkeit wirkungsvoll bei niedrigen Kosten, ohne die Duktilität zu verschlechtern. Eine übermäßige Menge an P verschlechtert jedoch die Formbarkeit und die Zähigkeit, und demzufolge ist der Gehalt an P auf 0,1% beschränkt. Wenn eine weiter verbesserte Formbarkeit und Zähigkeit erwünscht wird, wird bevorzugt den Gehalt an P auf 0,02% oder weniger zu verringern. Es gibt keine untere Grenze, aber vorzugsweise ist die untere Grenze des P-Gehalts 0,0001%, wenn die Herstellungskosten berücksichtigt werden.
S: 0,02% oder weniger
S verursacht Warmrisse während des Warmwalzens. Außerdem, S enthaltend in MnS in einem Stahlblech verschlechtert die Duktilität und die Streckbördelverformfähigkeit. Demzufolge ist bevorzugt, den Gehalt an S so weit wie möglich zu verringern. Jedoch ist ein Gehalt von 0,02% oder weniger akzeptabel und der S-Gehalt gemäß der vorliegenden Erfindung wird auf 0,02% oder weniger festgelegt. Wenn die Herstellungskosten berücksichtigt werden, ist ein S-Gehalt von 0,0001% oder mehr bevorzugt.
N: 0,005% oder weniger
N verursacht Verschlechterung der Duktilität und Fließdehnung während Alterung bei Zimmertemperatur, und demzufolge ist der Gehalt an N auf 0,005% beschränkt. Wenn jedoch die Herstellungskosten berücksichtigt werden, ist der Gehalt an N vorzugsweise 0,00001% oder mehr.
Zusätzlich zu den oben beschriebenen Komponenten können die nachfolgenden Komponenten, wenn notwendig, hinzugefügt werden.
Mo: 1,0% oder weniger und/oder Cr: 1,0% oder weniger
Mo und Cr können, wenn notwendig, hinzugefügt werden, um als Festigungskomponente zu agieren, aber eine erhöhte Menge an diesen verschlechtert die Festigkeit-Duktilitätsbalance. Vorzugsweise sind die Mo- und Cr-Gehalte jeweils auf 1,0% oder weniger eingeschränkt. Um den Effekt als Festigungskomponente ausreichend zu verbessern, sind die Mo- und Cr-Gehalte vorzugsweise jeweils 0,01% oder mehr.
Ca, REM und B: insgesamt 0,005% oder weniger
Ca, Seltenerdelemente (REM) und B helfen dabei, die Form von Sulfid zu kontrollieren und erhöhen die Korngrenzenfestigkeit, demzufolge verbessern sie die Formbarkeit. Folglich können sie, wenn notwendig, hinzugefügt werden. Übermäßige Mengen von diesen könnten jedoch Einschlüsse auf unerwünschte Weise in dem geschmolzenen Stahl während eines Verfeinungsprozesses erhöhen, und demzufolge wird bevorzugt, die Gesamtmenge auf 0,005% oder weniger zu beschränken. Um die Wirkung dieser Komponente zu gewährleisten, wird zumindest eine Komponente, ausgewählt aus der Gruppe enthaltend Ca, Seltenerdelementen und B, vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr hinzugefügt.
Zusätzlich zu den oben beschriebenen Erfordernissen für die Zusammensetzung des Stahlblechs müssen C, Si, Mn, Ni, Ti und Nb die folgenden Gleichungen (1), (2) und (3) erfüllen: 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A1 (1) A3 < 860 (2) [% Mn] + [% Ni] > 1,3 (3)wobei Ti* = [% Ti] – (48/32)·[% S] – (48/14)·[% N] (4) A1 = 727 + 14[% Si] – 28,4[% Mn] – 21,6[% Ni] (5) A3 = 920 + 612,8[% C]2 – 507,7[% C] + 9,8[% Si]3 – 9,5[% Si]2 + 68,5[% Si] + 2[% Mn]2 – 38[% Mn] + 2,8[% Ni]2 – 38,6[% Ni] + 102[% Ti] + 51,7[% Nb] (6)wobei [% M] den Gehalt der Komponente M (Mass.-%) repräsentiert.
A₁ und A₃ sind geschätzte Werte von jeweils der A_C1-Umwandlungstemperatur (°C) und der A_C3-Umwandlungstemperatur (°C) des Stahls und sind von der Regressionsglei chung gemäß den Ergebnissen der von den Erfindern durchgeführten Experimenten abgeleitet. Diese geschätzten Temperaturen A₁ und A₃ werden auf geeignete Weise angepasst, wenn der Stahl unter einer Rate in dem Bereich von 2 bis 20°C/sek. erwärmt wird.
Die Gründe für Gleichungen (1), (2) und (3) werden nun beschrieben.
Gleichung (1) spezifiziert den Ti- und Nb-Gehalt.
Es ist allgemein bekannt, dass die Hinzufügung von Ti oder Nb eine Ausfällung von TiC oder NbC bewirkt, was demzufolge Erhöhung der Rekristallisationstemperatur des Stahlblechs mit sich bringt. Die Erfinder haben das Verhältnis zwischen den Ti- und Nb-Gehalten und der Rekristallisationstemperatur Tre untersucht, und haben herausgefunden, dass wenn spezifische Mengen oder mehr an Ti und Nb hinzugefügt werden, die Rekristallisationstemperatur Tre gleich der aus Gleichung (6) abgeleiteten A₃ wird.
1 zeigt das Verhältnis zwischen Ti- und Nb-Gehalten und der Rekristallisationstemperatur Tre einer Stahlzusammensetzung, welche justiert ist, so dass die Temperaturen A₁ und A₃ jeweils ungefähr 700°C und ungefähr 855°C sind. Die Rekristallisationstemperatur Tre wird gemäß des Experiments von Messung der Härte und Observation der Stahlstruktur durch Laboratoriumssimulationen von kontinuierlichen Glühbehandlungen bei unterschiedlichen Erwärmungstemperaturen bestimmt.
1 zeigt, dass die Rekristallisationstemperatur Tre schnell auf ungefähr 855°C erhöht, d. h. A₃, und wird sofort gesättigt, wenn der Wert von 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) über den Wert A₁, d. h. 700°C, erhöht.
2 zeigt das Verhältnis zwischen der Temperatur A₃ und der Rekristallisationstemperatur Tre unter den Bedingungen, die Gleichung (1): 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A₁ erfüllen. Die Temperatur A₃ wird hier durch Variieren der Gehalte an C, Si, Mn und Ni und anderen Gehalten variiert.
Wie in 2 gezeigt, wird die Rekristallisationstemperatur Tre fast gleich A₃ unter den die Gleichung (1) erfüllenden Bedingungen: 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A₁.
Die Gründe hierfür sind wie folgt.
Wenn die Rekristallisationstemperatur durch die Pinnungskraft der C- oder N-Verbindungen erhöht wird und komplexe Verbindungen mit Ti und Nb hinzugefügt werden, traft somit eine Rekristallisation in dem Ferrit(α)-Bereich unterhalb A₁ nicht ein, die Rekristallisationstemperatur erreichte eine Temperatur in der Ferrit-Austenit(γ)-Zweiphasenregion mit nichtrekristallisierten verformten α. Als ein Ergebnis dessen, trifft Kernbildung von rekristallisierten α bei dem verformten α und Kernbildung von α- zu γ-Umwandlung gleichzeitig ein. In diesem Falle ist die treibende Kraft der γ-Umwandlung größer als die der α-Rekristallisation, und deshalb ist die Kernbildung der γ-Umwandlung der Kernbildung der α-Rekristallisation vorgeschaltet, und somit besetzen die γ-Kerne vorgeschaltete Kernbildungsbereiche.
Die Atomumgruppierung in der γ-Umwandlung korrigiert Verschiebung, und nur der verformte α mit einer niedrigen Verschiebungsdichte bleibt, was es noch schwieriger macht, den verformten α zu rekristallisieren. Wenn die Temperatur auf mehr als A₃ steigt, um den γ-Einphasenbereich zu erreichen, verschwinden die Verschiebungen letztendlich komplett, und vervollständigt anscheinend die Rekristallisation. Dies wird als der Mechanismus von Übereinstimmung der Rekristallisationstemperatur mit A₃ und Sättigung angesehen.
Da die Kernbildung der α- zu γ-Umwandlung in dem Verformten α (welcher viele vorgeschaltete Kernbildungsbereiche hat) eintrifft, ist die Größe von γ-Körnern bei einer Temperatur bei welcher Rekristallisation vervollständigt ist, verringert. Es ist deshalb wirksam, die Rekristallisationstemperatur bei A₃ festzulegen, um die Korngröße von γ-Körnern bei hohen Temperaturen während Glühen zu reduzieren. Somit werden Ti und Nb in einer Menge hinzugefügt, welche die Gleichung (1) erfüllt.
Gleichung (2) spezifiziert A₃.
Wie vorher beschrieben, bezieht sich A₃ auf die Rekristallisationstemperatur. In dem Fall, wo die Gleichung (1) erfüllt werden soll, ist es erforderlich Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von A₃ oder mehr durchzuführen. Wenn jedoch A₃ 860°C oder mehr ist, muss das Rekristallisationsglühen bei einer hohen Temperatur durchgeführt werden. Demzufolge wachsen die γ-Körner signifikant und somit werden ultrafeine Körner mit einer durchschnittlichen Korngröße von 3,5 μm oder weniger nicht erhalten. Demzufolge muss die Gleichung A₃ < 860°C erfüllt werden, und A₃ ≦ 830°C ist bevorzugt.
Gleichung (3) spezifiziert die Gehalte von Komponenten zur Austenitbildung, d. h. Mn und Ni.
Durch Erhöhung der Gehalte von Austenitbildungskomponenten wechselt die Ferritumwandlungslinie in einem kontinuierlichen Kühlungs-Umwandlungsdiagramm (ZTU) zu den Niedrigtemperaturbereich. Folglich ist der Grad an Unterkühlung in γ- zu -α Umwandlung während eines Kühlungsverfahrens nach dem Glühen, um ultrafeine Kerne in α zu erzeugen, erhöht, und somit werden α-Körner ultrafein gemacht. Demzufolge muss Gleichung (3) [% Mn] + [% Ni] > 1,3% zusätzlich zu den Gleichungen (1) und (2) erfüllt sein, um ultrafeine Körner zu erhalten, welche eine durchschnittliche Korngröße von 3,5 μm oder weniger aufweisen.
Mn und Ni können entweder allein oder in Kombination hinzugefügt werden, solange Gleichung (3) [% Mn] + [% Ni] > 1,3% erfüllt ist. Besonders bevorzugt ist [% Mn] + [% Ni] ≧ 1,5%, und insbesondere wird bevorzugt, dass [% Mn] + [% Ni] ≧ 2,0% erfüllt ist.
Das Stahlgefüge wird nun beschrieben.
Das Stahlgefüge der vorliegenden Erfindung enthält 65 Volumen-% oder mehr einer Ferritphase und die durchschnittliche Korngröße an Ferrit ist 3,5 μm oder weniger.
Der Grund dafür ist, um ein kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragender Festigkeit, Duktilität, Zähigkeit und Festigkeits-Dehnungsbalance zu erhalten, muss das Stahlgefüge im Wesentlichen von feinem Ferrit zusammengesetzt sein. Insbesondere ist es wichtig, dass das Stahlgefüge 65 Volumen-% oder mehr einer feinen Ferritphase mit einer durchschnittlichen Korngröße von 3,5 μm oder weniger enthält.
Eine durchschnittliche Ferritkorngröße von mehr als 3,5 μm führt zu einer verschlechterten Festigkeits-Dehnungsbalance und Zähigkeit, und ein weich-magnetischer Ferritgehalt in dem Stahlgefüge von weniger als 65 Volumen-% verschlechtert die Duktilität ernsthaft und führt somit zu verschlechterter Formbarkeit.
Martensit, Bainit und Perlit können eine sekundäre Phase, anders als die Ferritphase, in dem Stahlgefüge bilden.
Wenn Streckbördelverformfähigkeit verlangt wird, kann das Stahlgefüge aus einem Einphasenferrit zusammengesetzt sein, oder eine sekundäre Phase, anders als die Ferritphase, enthalten. Wenn jedoch der Unterschied zwischen der Härte des Ferritmatrix und dem Rest groß ist, ist wahrscheinlich, dass Lücken in dem Rest des Stahlgefüges während der Verfahren erzeugt werden. Beispielsweise ist der Rest aus Bainit zusammengesetzt, dessen Härte einen kleinen Unterschied von der des Ferritmatrix hat.
Wenn andere Phasen als Ferrit und Bainit, wie beispielsweise Martensit und Perlit in großen Mengen vorhanden sind, wird der Härteunterschied von der Ferritmatrix größer, oder diese Phasen beeinflussen die Streckbördelverformfestigkeit negativ und verschlechtern diese. Jedoch ist ein Gehalt von 3 Volumen-% oder weniger von einer Phase, anders als Ferrit und Bainit akzeptabel.
Demzufolge, wenn hervorragende Streckbördelverformfähigkeit besonders erwünscht ist, enthält das Stahlgefüge eine Ferritphase mit einem Gehalt von 65 Volumen-% oder mehr und einer durchschnittlichen Korngröße in der Ferritphase von 3,5 μm oder weniger, und der Restgehalt des Stahlgefüges, außer für Bainit, ist auf 3 Volumen-% beschränkt, so dass die Festigkeits-Lochausdehnungsbalance, TS × λ, zumindest 52364 MPa × % ist.
Ein Verfahren zum Herstellen des kaltgewalzten Stahlblechs wird nun beschrieben.
Geschmolzener Stahl, mit einer Zusammensetzung wie oben beschrieben, wird in Brammen stranggegossen. Die Bramme, die entweder einmal abgekühlt wird oder nicht, ist ein Ausgangsstahlmaterial, und wird auf 1230°C oder mehr wiedererwärmt, und wird dann Warmwalzen und nachfolgend Kaltwalzen unterworfen. Danach werden die erhaltenen Stahlbleche Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur in dem Bereich von A₃°C bis (A₃ + 30)°C unterworfen und werden nachfolgend auf 600°C oder weniger bei einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr abgekühlt.
Wenn die Brammenwiedererwärmungstemperatur weniger als 1230°C ist, werden TiC und dergleichen nicht ausreichend aufgelöst und vergröbern. Folglich werden die Wirkungen von Erhöhung der Rekristallisationstemperatur und des Kornwachstums unterdrückt und sind nicht ausreichend in einem nachfolgenden Rekristallisationsglühprozess. Demzufolge wird die Brammenwiedererwännungstemperatur auf 1230°C oder mehr festgelegt.
Die Temperaturen an der End-Warmwalz Ausgangsseite ist nicht besonders eingeschränkt, aber sie ist vorzugsweise der Ar₃-Umwandlungspunkt oder mehr, weil eine Temperatur unterhalb des Ar₃-Umwandlungspunktes α und γ während des Walzens erzeugt, und somit wird eine Bandstruktur einfach erzeugt, welche in dem Stahlgefüge sogar nach dem Kaltwalzen und dem Glühen bleibt, und Anisotropie bei den mechanischen Eigenschaften verursacht.
Die Aufwickeltemperatur nach dem Warmwalzen ist nicht besonders eingeschränkt. Jedoch wird AIN, das die von Stickstoff verursachte Alterungsverschlechterung verhindert, bei einer Temperatur von weniger als 500°C oder höher als 650°C nicht ausreichend erzeugt, und die mechanischen Eigenschaften werden demzufolge verschlechtert. Außerdem, um das Stahlblechgefüge zu vereinheitlichen und um die Korngröße des Gefüges soweit wie möglich zu verringern und zu vereinheitlichen, ist die Aufwickeltemperatur vorzugsweise in dem Bereich von 500°C bis 650°C.
Vorzugsweise wird die oxidierte Schale an der Oberfläche des warmgewalzten Stahlbleches durch Säurereinigung entfernt. Danach wird das Stahlblech Kaltwalzen unterworfen, um ein kaltgewalztes Stahlblech mit einer vorbestimmten Dicke zu erhalten. Die Bedingungen für die Säurereinigung und des Kaltwalzen sind nicht besonders eingeschränkt, und erfolgen gemäß den herkömmlichen Verfahren.
Vorzugsweise wird das Walzreduktionsverhältnis im Hinblick auf Erhöhung der Kernbildungsbereiche während des Rekristallisationsglühens auf 40% oder mehr festgelegt, um die Korngröße ferner zu reduzieren. Im Gegensatz dazu führt ein übermäßiges erhöhtes Walzreduktionsverhältnis zu Kaltverfestigung und somit wird die Bedienbarkeit schwierig. Demzufolge ist die bevorzugte obere Grenze des Walzredreduktionsverhältnisses 90% oder weniger.
Als nächstes wird das erhaltene kaltgewalzte Stahlblech auf eine Temperatur in dem Bereich von A₃°C bis (A₃ + 30)°C um Rekristallisationsglühen unterworfen zu werden, erwärmt.
Da bei dem Stahlmaterial mit der oben beschriebenen Zusammensetzung die A₃-Temperatur äquivalent zu der Rekristallisationstemperatur ist, schreitet eine Rekristallisation bei einer Temperatur von weniger als A₃ nicht ausreichend fort. Im Gegensatz dazu fördert eine Temperatur von mehr als (A₃ + 30), dass γ-Körner signifikant wachsen, und ist deshalb nicht geeignet für Kornfeinung. Vorzugsweise wird das Rekristallisationsglühen in einer Durchlauf-Glühanlage durchgeführt, und vorzugsweise ist die Zeitperiode der Glühzeit in der Durchlauf-Glühanlage 10 bis 120 Sekunden, in welcher Rekristallisation eintrifft. Eine Zeitperiode von weniger als 10 Sekunden fördert nicht ausreichend die Rekristallisation und erlaubt, dass eine in Walzrichtung expandierende Struktur bleibt, und somit wird eine zufriedenstellende Duktilität in manchen Fällen nicht erhalten. Im Gegensatz dazu erhöht eine Zeitperiode von mehr als 120 Sekunden die Größe von γ-Körnern und somit wird eine erwünschte Festigkeit in manchen Fällen nicht erhalten.
Das glühbehandelte Stahlblech wird nachfolgend auf 600°C oder weniger bei einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr abgekühlt. Die Kühlrate bezieht sich auf eine durchschnittliche Rate zum Abkühlen von der Glühtemperatur bis 600°C. Eine Kühlrate von weniger als 5°C/sek. verringert den Grad von Unterkühlung in der γ- zu α-Umwandlung während des Abkühlens, und erhöht somit die Korngröße. Demzufolge muss die Kühlrate von der Glühtemperatur bis 600°C 5°C/sek. oder mehr sein.
Außerdem, da Kornfeinung signifikant von Temperaturen bis zu 600°C beeinflusst wird, bei welcher γ- zu α-Umwandlung initiiert wird, wird die Abkühlung bei 600°C abge schlossen. Die sekundäre Phase (Martensit, Bainit, Perlit oder dergleichen) kann durch geeignetes Kontrollieren der Kühlrate in dem Bereich von weniger als 600°C abgesondert werden.
Wenn Streckbördelverformfähigkeit besonders verlangt wird, ist die sekundäre Phase vorzugsweise Bainit. Zu diesem Zweck wird das Stahlblech weiter von 500°C bis 350°C abgekühlt, um bei diesen Temperaturen für 30 bis 400 Sekunden beibehalten zu werden. Wenn die Zeitperiode des Abkühlens weniger als 30 Sekunden ist, ist die sekundäre Phase anfällig, um in Martensit umzuwandeln, und der Martensitgehalt wird auf 3 Volumen-% oder mehr erhöht. Somit wird der Duktilitäts- und Festigkeitsunterschied zwischen dem Ferrit und der sekundäre Phase erhöht und die Streckbördelverformfähigkeit verschlechtert. Wenn die Zeitperiode des Abkühlens mehr als 400 Sekunden ist, werden die Körner größer und die sekundäre Phase neigt dazu, in spröden Perlit umzuwandeln und der Perlitgehalt wird auf 3 Volumen-% oder mehr erhöht. Somit wird die Streckbördelverformfähigkeit verschlechtert.
Das resultierende kaltgewalzte Stahlblech hat somit ein ultrafeines Korngefüge und weist hervorragende Festigkeits-Duktilitätsbalance, Zähigkeit und Streckbördelverformfähigkeit auf.
Beispiele
Brammen, die jeweils eine Zusammensetzung wie in Tabelle 1 angegeben aufweist, wurden unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen wiedererwärmt, und wurden warmgewalzt, um warmgewalzte Bleche mit einer Dicke von 4,0 mm zu formen. Die warmgewalzten Bleche wurden gebeizt und nachfolgend kaltgewalzt (Walzreduktionsverhältnis: 60%), um kaltgewalzte Bleche mit einer Dicke von 1, 6 mm zu formen. Die kaltgewalzten Bleche wurden Rekristallisationsglühen unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen unterworfen, um die Endprodukte zu bilden.
Die resultierenden Endprodukte wurden Messungen zur Bestimmung des Feingefüges, Festigkeitseigenschaften, Streckbördelverformfähigkeit und Zähigkeit unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
Für die Messungen des Feingefüges wurde die/das durchschnittliche Korngröße und Flächenverhältnis des Ferrits in einem Bereich entlang der Walzrichtung des Stahlblechs durch ein optisches Mikroskop oder Rasterelektronenmikroskop gemessen. Das Volumenverhältnis wurde ausgehend von dem Flächenverhältnis berechnet. Die hierin verwendete Korngröße ist vorzugsweise das Nennmaß, welches derart ausgedrückt ist, dass ein Kornsegment durch ein lineares Scherverfahren gemäß JIS G 0522 gemessen wird. In diesem Fall wird Ätzen der Korngrenzen vorzugsweise für ungefähr 15 Sekunden durch Verwendung von ungefähr 5%iger in Alkohol aufgelöster Salpetersäure durchgeführt. Die durchschnittliche Korngröße wird durch Untersuchung des Stahlblechgefüges in dem länglichen Abschnitt bei 5 oder mehr Feldern unter einer Vergrößerung von 1000 bis 6000 und unter Verwendung eines optischen Mikroskops oder eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) und durch Mittelwertbildung von jeder der durch das vorerwähnte lineare Scherungsverfahrens erhaltene Korngröße bestimmt.
Die Festigkeitseigenschaften (Zugfestigkeit TS und Dehnung EL) wurden durch einen Zugversuch unter Verwendung eines JIS Nr. 5-Probestücks, welches aus dem Stahlblech in Walzrichtung herausgenommen wurde, bestimmt.
Die Streckbördelverformfähigkeit wurde durch eine Lochaufweitungsprobe bestimmt. Bei der Lochaufweitungsprobe wurde ein Loch mit 10 mm Durchmesser (D₀) in einem Probestück ausgeformt, welches gemäß den technischen Standards der japanischen Eisen- und Stahlförderation JFST1001 erzeugt wurde, und wurde nachfolgend mittels eines konischen Lochwerkzeuges mit einem spitzen Winkel von 60° aufgeweitet, und der Lochdurchmesser (D) wurde unmittelbar, nachdem ein Bruch die Dicke des Probestücks durchlaufen hat, gemessen. Das Lochausdehnungsverhältnis λ wurde durch die folgende Gleichung bestimmt: λ = [(D – D0)/D0] × 100
Die Zähigkeit wurde durch Messung der Versprödungstemperatur vTrs (°C) gemäß JIS Z 2242 unter Verwendung einer 2 mm V-Kerbe Charpyprobe bestimmt.
Tabelle 2
Wie in Tabelle 3 gezeigt, haben die Probestücke gemäß der vorliegenden Erfindung jeweils einen Ferritgehalt von 65 Volumen-% oder mehr und weisen eine durchschnittliche Ferritkorngröße von 3,1 μm oder weniger auf, welches den verlangten Wert von 3,5 μm oder weniger erfüllt. Insbesondere hat Stahlblech Nr. 16, welches Stahl G verwendet, in welchem die Ni- und Mn-Gehalte auf eine signifikant niedrigere Temperatur A₃ erhöht werden, ein ultrafeines Korngefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,9 μm.
Die TS × EL-Werte gemäß der Probestücke der vorliegenden Erfindung sind jeweils 17000 MPa·% oder mehr und weisen somit hervorragende Festigkeits-Duktilitätsbalance auf. Außerdem sind die Versprödungstemperaturen –140°C oder weniger und weisen somit hervorragende Zähigkeit auf.
Der Restgehalt des Stahlgefüges, anders als die Ferritphase, wurde außer für Bainit auf weniger als 3 Volumen-% beschränkt, und demzufolge wurde gezeigt, dass die Lochausdehnungsformbarkeit verbessert wurde und somit wurde die Festigkeits-Lochausdehnungsbalance, TS × λ, signifikant bis zu mehr als 50000 MPa·% erhöht.
Im Gegensatz dazu, wurde bei Stahlblech Nr. 10, weil die Brammewiedererwärmungstemperatur niedrig ist, TiC grob, wodurch der Effekt der Erhöhung der Rekristallisationstemperatur unterdrückt wurde, so dass die Korngröße des resultierenden Stahlblechs nicht reduziert wurde. Somit wurde die Korngröße erhöht. Der TS × EL-Wert wurde ebenfalls verringert.
Bei Stahlblech Nr. 11 wurde die Glühtemperatur weit über die bevorzugte Temperatur (846°C) gemäß der vorliegenden Erfindung erhöht und demzufolge wuchsen die Körner signifikant und der TS × EL-Wert wurde verringert.
Bei Stahlblech Nr. 12 erreichte die Glühtemperatur nicht die bevorzugte untere Temperatur (816°C) gemäß der vorliegenden Erfindung und demzufolge wurde Rekristallisation nicht vervollständigt, um zu erlauben, dass eine verformte Struktur beibehalten wird. Somit wurde der TS × EL-Wert verringert und die Versprödungstemperatur erhöht.
Bei Stahlblech Nr. 13 ist die Kühlrate nach der Glühbehandlung niedrig und demzufolge wird die Korngröße erhöht, und somit wurde die Festigkeit und der TS × EL-Wert verschlechtert.
Bei Stahlblech Nr. 23 ist die Rekristallisationstemperatur niedriger als die Temperatur A₁, und demzufolge erzeugt Rekristallisationsglühen nicht den Effekt von Reduzierung der γ-Korngröße. Somit wird die Korngröße groß und eine zufriedenstellende Festigkeit wird nicht erhalten.
Bei Stahlblech Nr. 24, da die Temperatur A₃ 860°C oder mehr ist, wurde Hochtemperaturglühen benötigt. Demzufolge wuchsen die Körner und der TS × EL-Wert wurde verschlechtert.
Bei Stahlblech Nr. 25, da der (Ni + Mn)-Gehalt niedrig ist, ist der Grad an Unterkühlung in der γ- zu α-Umwandlung während der Abkühlung nach dem Glühen niedrig. Demzufolge trifft eine ultrafeine Kernbildung von α nicht ein und die Korngröße wird groß.
Während die vorliegende Erfindung unter Verwendung von bevorzugten Ausführungsbeispielen veranschaulicht wurde, in welchen ein kaltgewalztes Stahlblech beschrieben wurde, ist für den Fachmann nachvollziehbar, dass die vorliegende Erfindung auch für Stahlbleche, welche mit Zink, Zinn oder dergleichen nach der Rekristallisationsglühung plattiert werden, anwendbar ist.

Claims

Ein kaltgewalztes Stahlblech mit einem ultrafeinen Korngefüge einschließlich einer Ferritphase, das kaltgewalzte Stahlblech umfasst: 0,03 bis 0,16 Mass.-% an C; 2,0 Mass.-% oder weniger an Si; zumindest eine von 3,0 Mass.-% oder weniger an Mn, und 3,0 Mass.-% oder weniger an Ni; zumindest eine von 0,2 Mass.-% oder weniger an Ti, und 0,2 Mass.-% oder weniger an Nb; 0,01 bis 0,1 Mass.-% an Al; 0,1 Mass.-% oder weniger an P; 0,02 Mass.-% oder weniger an S; 0,005 Mass.-% oder weniger an N; optional ferner umfasst, zumindest eine von 1,0 Mass.-% oder weniger an Mo, und 1,0 Mass.-% oder weniger an Cr, und/oder zumindest eine Komponente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ca, Seltenerdelemtenten und B in einer Gesamtmenge von 0,005 Mass.-% oder weniger, wobei der Rest Fe und zufällige Verunreinigungen ist, wobei die Ferritphase einen Gehalt von 65 Vol.-% oder mehr, und eine durchschnittliche Korngröße von 3,5 μm oder weniger aufweist, ein Restgehalt des Stahlblechs, anders als die Ferritphase, ist außer für Bainit weniger als 3 Vol.-%, so dass die Festigkeits-Loch Ausdehnungsbalance, TS × λ, zumindest 52364 MPa × % ist, und C, Si, Mn, Ni, Ti und Nb die Gleichungen (1), (2), und (3) erfüllen: 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A1 (1) A3 < 860 (2) [% Mn] + [% Ni] > 1,3 (3)wobei Ti* = [% Ti] – (48/32)·[% S] – (48/14)·[% N]; A1 = 727 + 14[% Si] – 28,4[% Mn] – 21,6[% Ni]; A3 = 920 + 612,8[% C]2 – 507,7[% C] + 9,8[% Si]3 – 9,5[% Si]2 + 68,5[% Si] + 2[% Mn]2 – 38[% Mn] + 2,8[% Ni]2 – 38,6[% Ni] + 102[% Ti] + 51,7[% Nb];und [% M] den Gehalt der Komponente M (Mass.-%) repräsentiert.
Ein Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einem ultrafeinen Korngefüge, das Verfahren umfasst: Erwärmen eines Ausgangsstahlmaterials auf eine Temperatur von 1230°C oder mehr; Warmwalzen des Ausgangsstahlmaterials; Kaltwalzen des warmgewalzten Materials; Durchführen von Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur in dem Bereich von A₃°C bis (A₃ + 30)°C; und Abkühlen des glühbehandelten Materials auf 600°C oder weniger bei einer Kühlrate von 5°C/sek. oder mehr, wobei das Ausgangsstahlmaterial eine Zusammensetzung, wie in Anspruch 1 angegeben, aufweist, und wobei C, Si, Mn, Ni, Ti und Nb die Gleichungen (1), (2) und (3) erfüllen: 637,5 + 4930(Ti* + (48/93)·[% Nb]) > A1 (1) A3 < 860 (2) [% Mn] + [% Ni] > 1,3 (3)wobei Ti* = [% Ti] – (48/32)·[% S] – (48/14)·[% N]; A1 = 727 + 14[% Si] – 28,4[% Mn] – 21,6[% Ni]; A3 = 920 + 612,8[% C]2 – 507,7[% C] + 9,8[% Si]3 – 9,5[% Si]2 + 68,5[% Si] + 2[% Mn]2 – 38[% Mn] + 2,8[% Ni]2 – 38,6[% Ni] + 102[% Ti] + 51,7[% Nb];und [% M] den Gehalt der Komponente M (Mass.-%) repräsentiert, wobei das erhaltene kaltgewalzte Stahlblech eine Festigkeits-Loch Ausdehnungsbalance, TS × λ, von zumindest 52364 MPa × % aufweist.
Verfahren zum Herstellen des kaltgewalzten Stahlblechs nach Anspruch 2, ferner umfasst weiteres Abkühlen des abgekühlten Materials von 500°C bis 350°C für eine Zeitperiode in dem Bereich von 30 sek. bis 400 sek., nach dem Schritt des Abkühlens des glühbehandelten Materials auf 600°C oder weniger.