DE69606227T2

DE69606227T2 - Titan enthaltendes warmgewalztes, hochfestes Stahlblech mit gute Tiefziehfähigkeit, und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE69606227T2
Application number: DE69606227T
Authority: DE
Inventors: Jean-Pierre Porcet; Pascal Teracher
Original assignee: Sollac SA; Lorraine de Laminage Continu SA SOLLAC
Current assignee: Sollac SA
Priority date: 1995-06-08
Filing date: 1996-05-10
Publication date: 2000-09-07
Anticipated expiration: 2016-05-11
Also published as: US5759297A; FR2735147A1; EP0747496B1; CA2178305A1; FR2735147B1; JPH08337840A; ATE189008T1; ES2143725T3; EP0747496A1; DE69606227D1

Description

Die Erfindung betrifft die Stahlherstellung. Genauer betrifft sie das Gebiet der warmgewalzten Stahlbleche, welche herausragende Eigenschaften hinsichtlich der Festigkeit und der Tiefziehfähigkeit aufweisen müssen und die insbesondere für die Automobilindustrie geeignet sind, um tragende Teile für Kraftfahrzeuge herzustellen.
Im Bereich der flachen warmgewalzten Produkte, deren mechanische Eigenschaften durch gesteuertes Walzen in einem Bandwalzwerk erhalten werden, existieren verschiedene Stahlkategorien, die in unterschiedlichem Masse mechanische Eigenschaften aufweisen, die verschiedenen Qualitätsansprüchen genügen.
Stähle mit hoher Elastizitätsgrenze (auch HLE-Stähle oder HSLA-Stähle genannt) sind Stähle, die mit Niob, Titan oder Vanadium mikrolegiert sind. Sie weisen einen erhöhte Elastizitätsgrenze auf, deren Minimum je nach dem Grad von ungefähr 300 MPa bis ungefähr 700 MPa reicht und die durch ein Feinen des ferritischen Korn und eine feine härtende Fällung erzielt wird. Ihre Eignung zur Verformung ist jedoch begrenzt, insbesondere bei höheren Graden. Sie weisen ein hohes Verhältnis von Elastizitätsgrenze zur Zugfestigkeit (Re/Rm) auf.
Die sogenannten Doppelphasen-Stähle oder Dualphasen-Stähle weisen eine Mikrostruktur auf, die aus Ferrit und Martensit zusammengesetzt ist. Die ferritische Umwandlung wird durch ein schnelles Abkühlen des Bleches unmittelbar nach Beendigung des Warmwalzschrittes begünstigt bis auf eine Temperatur unterhalb von Ar&sub3;, gefolgt von einer langsamen Abkühlung in Luft. Die martensitische Umwandlung wird anschliessend erzielt durch ein schnelles Abkühlen bei einer Temperatur von kleiner als MS. Für einen gegebenen Widerstandswert weisen diese Stähle eine herausragende Verformbarkeit auf, die jedoch für Festigkeiten von mehr als 650 MPa aufgrund des erheblichen vorhandenen Anteils von Martensit abnimmt.
Die sogenannten hochfesten Stähle ("HR") weisen eine Mikrostruktur auf, die aus Ferrit und Bainit zusammengesetzt ist. Ihre Verformbarkeit liegt zwischen derjenigen der Stähle mit hoher Elastizitätsgrenze und derjenigen der Doppelphasenstähle, wobei jedoch ihre Verschweissbarkeit schlechter ist als diejenigen der beiden anderen Stahlsorten. Ihre Festigkeit ist auf den Wert Rm = 600 MPa beschränkt, da anderenfalls ihre Verformbarkeit sehr schnell abnimmt.
Stähle mit bainitischer Struktur bei sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt ("ULCB") weisen eine extrem feine bainitische Mikrostruktur bei niedrigem Kohlenstoffgehalt auf, die sich aus lattenförmigen Ferrit und Carbiden zusammensetzt. Zu dessen Erhalt verringert man die ferritische Umwandlung durch eine Mikrozugabe von Bor und gegebenenfalls von Niob. Derartige Stähle ermöglichen sehr hohe Festigkeiten, die bei Werten oberhalb 750 MPa liegen, jedoch bei geringer Verformbarkeit und Duktilität.
Die sogenannten TRIP-Stähle (TRansformation Induced Plasticity) schliesslich weisen eine Mikrostruktur auf, die aus Ferrit, Bainit und restlichem Austenit zusammengesetzt ist. Sie ermöglichen sehr hohe Festigkeiten, jedoch ist ihre Verschweissbarkeit gering aufgrund des höheren Kohlenstoffgehaltes.
Zur Erzielung des bestmöglichen Kompromisses zwischen Festigkeit, Verformbarkeit und Verschweissbarkeit wurden bereits (siehe EP 0 548 950) Stähle für warmwalzbare Bleche vorgeschlagen, deren Struktur im wesentlichen aus Ferrit besteht, das durch gefällte Titancarbide und/oder Niobcarbide gehärtet ist und aus Martensit und gegebenenfalls Austenit besteht. Diese Stähle weisen in Gewichtsprozent die folgende Zusammensetzung auf:
C ≤ 0,18%; 0,5 ≤ Si ≤ 2,5%; 0,5 ≤ Mn ≤ 2,5%; P ≤ 0,05%; S ≤ 0,02%; 0,01 ≤ Al ≤ 0,1%; 0,02 ≤ Ti ≤ 0,5% und/oder 0,03 ≤ Nb ≤ 1%, mit C ≥ 0,05 + Ti/4 + Nb/8.
Diese Stähle weisen in der Tat hohe Festigkeiten auf (Rm in der Grössenordnung von 700 MPa), sowie eine gute Verformbarkeit (Re/Rm liegt in der Grössenordnung von 0,65). Ihre Verschweissbarkeit lässt jedoch noch zu wünschen übrig. Ausserdem ist ihr Oberflächenaussehen nicht befriedigend: es wurde das Vorhandensein einer Fehlerart festgestellt, die Tigerstreifen ("tiger stripes") genannt wird. Es handelt sich dabei um Zunderablagerungen, die auch durch Beizen nicht zu entfernen sind. Diese Fehler beschränken die Einsatzmöglichkeiten dieser Bleche bei der Herstellung von später sichtbar bleibenden Teilen.
Ziel der Erfindung ist es, den Weiterverarbeitern von warmgewalzten Stahlblechen Produkte zur Verfügung zu stellen, die einen sehr guten Kompromiss zwischen hohen Festigkeitswerten, ausreichender Verformbarkeit und guter Verschweissbarkeit aufweisen, sowie eine fehlerfreie Oberflächenansicht bieten.
Die Erfindung bezieht sich also auf ein warmgewalztes Stahlblech hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit mit der folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
- C ≤ 0,12%;
- 0,5 ≤ Mn ≤ 1,5%;
- 0 ≤ Si 0,3%;
- 0 ≤ P ≤ 0,1%;
- 0 ≤ S ≤ 0,05%;
- 0,01 ≤ Al ≤ 0,1%;
- 0 ≤ Cr ≤ 1%;
- 0,01 ≤ Nb ≤ 0,1%;
- 0,03 ≤ Tieff ≤ 0,15%, wobei Tieff der Gehalt an Titan nicht in Form von Nitriden, Sulfiden oder Oxiden ist;
- 0 ≤ Nb ≤ 0,05%
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei seine Struktur wenigstens 75% Ferrit umfasst, welches durch Fällung der Carbide oder Carbonitride von Ti oder Titan und Niob gehärtet ist, während der Rest der Struktur wenigstens 10% Martensit und ggf. Bainit und restliches Austenit umfasst.
Die Erfindung bezieht sich ausserdem auf ein Verfahren zur Herstellung derartiger Bleche.
Wie man sieht, unterscheiden sich die erfindungsgemässen Bleche von den bekannten Blechen für dieselbe Verwendung zuerst durch ihren erheblich kleineren Siliziumgehalt, ihre engen Gehaltsbereiche für Titan und Niob, sowie die strikten Anforderungen an die Verteilung der verschiedenen Strukturphasen und die Erzielung der Struktur und damit der für das Blech erwünschten Eigenschaften durch Beachtung bestimmter Bedingungen während der thermischen Behandlung, die sich unmittelbar an den Warmwalzschritt anschliesst. Ihre Zusammensetzung und ihr Herstellungsverfahren sorgen dafür, dass diese Stähle in mehrfacher Weise als eine Kombination aus HLE-Stählen und Doppelphasen-Stählen aufgefasst werden können.
Die Erfindung wird besser verstanden im Zusammenhang mit der nachfolgenden Beschreibung im Zusammenhang mit Fig. 1 und 2, die Mikroschnitte durch erfindungsgemässe Bleche darstellen.
Zur Erzielung der erfindungsgemässen warmgewalzten Bleche wird zuerst ein Stahl hergestellt, der anschliessend als Bramme vergossen wird, wobei der Stahl (immer in Gewichtsprozenten) einen Kohlenstoffgehalt aufweist, der kleiner oder gleich 0,12% ist, einen Mangangehalt aufweist, der zwischen 0,5 und 1,5% liegt, einen Siliziumgehalt aufweist, der kleiner oder gleich 0,3% ist, einen Phosphorgehalt aufweist, der kleiner oder gleich 0,1 % ist, einen Schwefelgehalt aufweist, der kleiner oder gleich 0,05% ist, einen Aluminiumgehalt aufweist, der zwischen 0,01 und 0,1% liegt, einen Chromgehalt aufweist, der kleiner oder gleich 1% ist, einen wirksamen Titangehalt aufweist, der zwischen 0,03 und 0,15% liegt (dieser Ausdruck wird weiter unten erläutert) und einen Niobgehalt aufweist, der zwischen 0 und 0,05% liegt.
Die Bramme wird anschliessend auf einem Bandwalzwerk warmgewalzt, um ein Blech mit einigen mm Dicke zu erzielen. Am Ausgang des Bandwalzwerkes wird das Blech einer thermischen Behandlung unterworfen, wodurch ihm eine Mikrostruktur erteilt wird, die sich aus mindestens 75% Ferrit und mindestens 10% Martensit zusammensetzt. Das Ferrit wird gehärtet durch Fällung von Carbiden oder Carbonitriden von Titan, sowie auch von Carbiden oder Carbonitriden von Niob, wenn dieses Element in nicht unerheblichen Anteilen vorhanden ist. Die Mikrostruktur kann ausserdem noch Bainit und restliches Austenit aufweisen.
Der begrenzte Kohlenstoffgehalt ermöglicht es, eine gute Verschweissbarkeit des Stahles beizubehalten und zugleich den erwünschten Martensitanteil zu erzielen.
Das Mangan spielt eine härtende Rolle, da:
- es sich als feste Lösung verteilt;
- den Punkt Ar&sub3; absenkt und damit eine Absenkung der Temperatur am Ende des Walzvorgangs ermöglicht und dadurch ein feines ferritisches Korn;
- es ein Härtungselement ist.
Bei erheblichen Gehalten jedoch bewirkt es die Ausbildung einer bandförmigen Struktur sowie eine Verschlechterung der Ermüdungseigenschaften und/oder der
Verformungseigenschaften. Seine Anwesenheit muss daher auf einen auf 1,5% festgesetzten Maximalgehalt begrenzt werden.
Silizium ist ein alphagenes Element, welches dadurch die ferritische Umwandlung begünstigt. Ausserdem trägt es durch die feste Lösung zur Härtung bei. Die Erfindung verlangt jedoch unter anderem eine genau einzuhaltende Absenkung des Siliziumgehaltes im Stahl bezüglich des Standes der Technik, wie er durch die Veröffentlichung EP 548 950 dargestellt wird. Wesentlich für die erhebliche Absenkung des Siliziumgehaltes ist, dass die Probleme der Oberflächenansicht, die bei den herkömmlichen Stählen auftreten, darauf zurückzuführen sind, dass auf der Brammenoberfläche im Wiedererwärmungsofen Oxide aus Fe&sub2;SiO&sub4;, die mit dem Oxid FeO ein Eutektikum bei niedrigem Schmelzpunkt bilden, auftreten. Dieses Eutektikum dringt in die Korngrenzen ein und begünstigt eine Verankerung des Zunders, der nur unvollständig durch Beizen entfernt werden kann. Ein weiterer Vorteil des Absenkens des Siliziumgehaltes liegt in der Verbesserung der Verschweissbarkeit des Stahles. Die erfindungsgemässen Stähle können unter der Bedingung, dass die anderen Vorgaben hinsichtlich ihrer Zusammensetzung und ihres Herstellungsverfahrens eingehalten werden, mit geringen und sogar sehr geringen Siliziumgehalten auskommen.
Wie das Silizium ist Phosphor alphagen und härtend. Sein Gehält muss jedoch auf 0,1% begrenzt werden und sollte so gering wie möglich sein. Es wäre nämlich sonst bei grösserem Gehalt in der Lage, eine Segregation auf halber Höhe auszubilden, die zu einer Schichtspaltung führen könnte. Schliesslich kann auch eine Kornverbindungsseigerung auftreten, wodurch die Sprödigkeit erhöht wird.
Obwohl es nicht unbedingt erforderlich ist, ist eine Zugabe von Chrom (begrenzt auf 1%) empfehlenswert, da das die Martensitbildung begünstigt, sowie die ferritische Umwandlung.
Titan ist ein Element der Mikrolegierung, das Fällungen von Carbid und Carbonitrid bildet zur Härtung des Ferrits. Seine Zugabe dient dazu, aufgrund der Härtung eine erhöhte Festigkeit zu erreichen. Der Härtungseffekt wird jedoch nur erhalten, wenn das Titan sich mit Kohlenstoff verbindet. Bei der Zugabe von Titan zum flüssigen Stahlbad müssen also die Möglichkeiten der Bildung von Oxiden, Nitriden und Sulfiden des Titans berücksichtigt werden. Eine erhebliche Bildung von Oxiden kann sehr leicht durch Zugabe von Aluminium während der Desoxidation des flüssigen Stahls vermieden werden. Die Mengen an gebildeten Nitriden und Sulfiden hängen von den Gehalten an Stickstoff und Schwefel im flüssigen Stahl ab. Wenn es nicht möglich ist, während der Verarbeitung und des Giessens diese Gehalte an Stickstoff und Schwefel erheblich zu begrenzen, muss dem Metallbad eine ausreichende Menge an Titan zugeführt werden, damit im erstarrten Metall nach Fällung der Nitride und Sulfide der Gehalt an Titan, das nicht in Form von Nitriden, Sulfiden oder Oxiden vorliegt (und damit zur Bildung von Carbiden und Carbonitriden zur Verfügung steht) wenigstens zwischen 0,03 und 0,15% liegt. Dieser Gehalt wird als "wirksamer Titangehalt" bezeichnet und mit "Tieff" % abgekürzt. Wird der Stahl mit Aluminium desoxidert unter Berücksichtigung der thermodynamischen Gleichgewichte, die sich im Metall während der Erstarrung einstellen, lässt sich abschätzen, dass, wenn Titotal% den Gesamtgehalt an Titan im Stahl bezeichnet,
Tieff% = Titotal% - 3,4 · N % - 1,5 · S % ist.
Diese Titanzugabe kann vorzugsweise durch eine Zugabe von Niob vervollständigt werden, um noch höhere Festigkeiten zu erreichen. Oberhalb eines Gehaltes von 0,05% erschwert sich jedoch der Walzvorgang. Eine Zugabe von Niob und Titan oberhalb der vorgeschriebenen Mengen ist nutzlos, da hierdurch nur eine Sättigung des Härtungseffektes erzielt würde.
Zur Herstellung der erfindungsgemässen Bleche sind verschiedene Verfahren möglich als Funktion der gewünschten Eigenschaften und der Metallzusammensetzung.
Gemäss einem ersten Verfahren (Nº 1), das in standardisierter Form für sämtliche erfindungsgemässen Stähle gilt werden die folgenden Schritte durchgeführt:
1) Es wird ein Stahl hergestellt und als Bramme vergossen mit der folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
- C ≤ 0,12%;
- 0,5 ≤ Mn ≤ 1,5%;
- 0 ≤ Si ≤ 0,3%;
- 0 ≤ P ≤ 0,1%;
- 0 ≤ S ≤ 0,05%;
- 0,01 ≤ Al ≤ 0,1%;
- 0 ≤ Cr ≤ 1%;
- 0,03 ≤ Tieff ≤ 0,15% ist, wobei Tieff der Gehalt an Titan nicht in Form von Nitriden, Sulfiden oder Oxiden ist;
- 0 ≤ Nb ≤ 0,05%;
2) Die Bramme wird auf einem Bandwalzwerk warmgewalzt, mit einer Endtemperatur des Walzvorgangs (TFL), die zwischen dem Punkt Ar&sub3; der gegossenen Variante und 950ºC liegt;
3) Am Ende des Bandwalzwerks wird eine Abkühlung des Produktes in zwei Schritten durchgeführt:
- Schritt 1: langsame Abkühlung in Luft mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s zwischen TFL und einer "Temperatur des Härtungsbeginns" (TDT) genannten Temperatur zwischen 730ºC und dem Punkt Ar&sub1; der gegossenen Variante; während dieser Abkühlung erfolgt die ferritische Umwandlung; diese Abkühlung sollte nicht länger als 40 s dauern, damit keine zu grossen Fällungen auftreten können, welche die Zugfestigkeit des Bleches beeinträchtigen könnten;
- Schritt 2: schnelle Abkühlung, beispielsweise durch Wasserbesprühung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s zwischen TDT und einer "Endtemperatur der Abkühlung" (TFR) genannten Temperatur, die kleiner oder gleich 300ºC ist.
Nach Durchführung dieser Verfahrensschritte kann das Blech gewickelt werden, entweder sofort oder nach Lagerung in Luft.
Gemäss einem zweiten Verfahren (Nº 2), das in standardisierter Weise ebenfalls auf sämtliche erfindungsgemässe Stähle anwendbar ist, werden die Verfahrensschritte 1) und 2) in gleicher Weise durchgeführt. Verfahrensschritt 3) hingegen weist nicht zwei, sondern drei Abkühlschritte auf, nämlich:
- Schritt 1: schnelle Abkühlung in Wasser mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s, beginnend weniger als 10 s nach dem Ende des Warmwalzvorgangs zwischen TFL und einer Zwischentemperatur (Tinter) die kleiner als der Punkt Ar&sub3; der Variante ist; während dieses Abkühlens verbleibt der Stahl im austenitischen Zustand;
- Schritt 2: langsame Abkühlung in Luft mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s während einer Dauer, die weniger als 40 s beträgt zwischen Tinter und TDT, die zwischen dem Punkt Ar&sub1; der Variante und 730ºC liegt; die ferritische Umwandlung findet während dieses Schrittes statt;
- Schritt 3: schnelle Abkühlung in Wasser mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s zwischen TDT und TFR, wobei letztere Temperatur kleiner oder gleich 300ºC ist.
Eine Wicklung des Bleches kann anschliessend durchgeführt werden mit oder ohne vorheriger Lagerung in Luft.
Während des letzteren Verfahrens dient die Abkühlung in Wasser im Schritt 1 des Verfahrensschrittes 3) dazu, das Blech schnell in den Bereich der ferritischen Umwandlung zu überführen. Letztere beginnt unmittelbar nach Unterbrechung der Wasserkühlung. Sie wird damit schneller und bei einer niedrigeren Temperatur als beim Verfahren mit den zwei Schritten ausgeführt. Dies führt zu:
- einer schnelleren Umwandlung, die damit vollständiger für eine vorgegebene Abkühlung in Luft ist, die wiederum begrenzt werden kann durch die Länge des Abkühltisches;
- einer geringeren ferritischen Korngrösse;
- eine feinere und stärker härtende Fällung von Carbiden und Carbonitriden des Titans und des Niobs.
In dem Fall, in dem der Stahl einen relativ großen Gehalt an Niob aufweist, d. h. einen Gehalt, der zwischen 0,020 und 0,050% liegt, muß zum Erhalt der optimalen Eigenschaften des Bleches eine zusätzliche Bedingung erfüllt sein. Da in der Tat das Vorhandensein von Nitriden und Carbonitriden des Niobs die ferritische Umwandlung verlangsamt, ist es wünschenswert, wenn die Dauer des langsamen Abkühlens, während der die ferritische Umwandlung stattfindet, ausreicht, um einen guten Ablauf dieser Umwandlung zu gewährleisten. Für das oben beschriebene Verfahren Nº1 wird empfohlen, dass der Schritt 1 wenigstens 8 s dauert. Für das Verfahren Nº2 wird eine Minimaldauer des Schrittes 2 von 5 s empfohlen.
Dadurch lässt sich also ein Stahl herstellen, dessen minimale garantierte Festigkeit zwischen 700 und 900 MPa eingestellt werden kann, mit einem Verhältnis Re/Rm von kleiner als 0,8, einem Kaltverfestigungskoeffizienten von wenigstens 0,12 im besten Fall und einer Gesamtdehnung von wenigstens 15%. Die Zugkurve weist keine Stufe der Elastizitätsgrenze auf, wodurch das Tiefziehverhalten verbessert wird. Schliesslich weist die Oberfläche des gebeizten Produkts keinerlei Tigerstreifen auf. Damit sind die gestellten erfindungsgemässen Ziele erreicht.
Es wurden eine Reihe experimenteller Versuche gemäss der Erfindung durchgeführt, mit den in Tabelle 1 dargestellten Stahlvarianten (wobei die Gehalte an Titan die wirksamen Titangehalte sind, die, wie oben ausgeführt, ausgehend vom Gesamtgehalt, berechnet wurden): Tabelle 1: Varianten der getesteten Stähle
Diese Experimente haben zu den in Tabelle 2 aufgelisteten Ergebnissen geführt, wobei Rp0,2 die herkömmliche Elastizitätsgrenze bei 0,2% remanenter Dehnung ist, n der Kaltverfestigungskoeffizient ist und wobei die Spalte "Abkühlart" sich auf die beiden oben beschriebenen Verfahrensschritte bezieht: Tabelle 2: experimentelle Resultate
Aus diesen Ergebnissen sieht man, dass die Zugabe von Titan zum Bezugsstahl A in den Varianten B und C in sehr erheblicher Weise eine Erhöhung der Festigkeit dieses Stahles bewirkt, insbesondere wenn das Verfahren Nº2 mit einer Abkühlung in drei Schritten verwendet wird unter Beibehaltung eines geeigneten Verhältnisses Rp0,2/Rm. Die Zugabe von Niob zusammen mit der Zugabe von Titan (Variante E) verleiht dem Stahl eine noch höhere Festigkeit, ohne das Verhältnis Rp0,2/Rm zu verschlechtern.
Der in Fig. 1 dargestellte Mikroschnitt zeigt die Struktur eines Stahles entsprechend der Variante B mit 0,030% Titan. Die Abkühlung des Bleches nach dem Warmwalzschritt wurde gemäss dem Verfahren Nº2 durchgeführt. Die hellen Bereiche sind gleichgerichteter Ferrit und stellen 88% der Struktur dar. Die dunklen Bereiche sind Martensit und stellen praktisch den gesamten Rest der Struktur dar.
In gleicher Weise zeigt Fig. 2 die Struktur eines Stahles entsprechend der Variante C mit 0,060% Titan. Die Abkühlung des Bleches nach dem Warmwalzschritt wurde gemäß dem Verfahren Nº2 durchgeführt. Das gleichgerichtete Ferrit stellt 86% der Struktur dar.
Die erfindungsgemässen Stähle können insbesondere verwendet werden, um tragende Teile von Kraftfahrzeugen herzustellen, wie z. B. Teile des Fahrgestells, Radkörper, Schwingarme der Federung sowie alle tiefgezogenen Bauteile, die eine grosse Festigkeit bezüglich mechanischer Beanspruchungen aufweisen müssen.

Claims

1. Warmgewalztes Stahlblech hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zusammensetzung, ausgedrückt in Gewichtsprozent

- C ≤ 0,12%;

- 0,5 ≤ Mn ≤ 1,5%;

- 0 ≤ Si 0,3%;

- 0 ≤ P ≤ 0,1%;

- 0 ≤ S ≤ 0,05%;

- 0,01 ≤ Al ≤ 0,1%;

- 0 ≤ Cr ≤ 1%;

- 0,03 ≤ Tieff ≤ 0,15%, wobei Tieff der Gehalt an Titan nicht in Form von Nitriden, Sulfiden oder Oxiden ist;

- 0 ≤ Nb ≤ 0,05%;

Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist und dass seine Struktur wenigstens 75% Ferrit umfasst, welches durch Fällung von Carbiden oder Carbonitriden von Ti oder von Ti und Nb gehärtet ist, wobei der Rest der Struktur wenigstens 10% Martensit und ggf. Bainit und restliches Austenit umfaßt.

2. Stahlblech nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Gehalt an Nb zwischen 0,02 und 0,05% beträgt.

3. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass man

- Stahl erschmilzt und in Form einer Bramme vergießt, der eine Zusammensetzung entsprechend dem Blech nach Anspruch 1 aufweist;

- dann die besagte Bramme zu Blech warmwalzt, wobei das Walzen mit einer Temperatur zwischen dem Ar&sub3;-Punkt und 950ºC beendet wird;

- dann das besagte Blech einer langsamen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s während einer Dauer von weniger als 40 s bis zu einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub1;-Punkt und 730ºC liegt, unterwirft;

- dann das besagte Blech einer schnellen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s bis zu einer Temperatur kleiner oder gleich 300ºC unterwirft.

4. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass

- man Stahl erschmilzt und in Form einer Bramme vergießt, welcher die gleiche Zusammensetzung wie das Blech nach dem Anspruch 1 aufweist;

- dann die besagte Bramme zu Blech warmwalzt, wobei das Walzen bei einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub3;-Punkt und 950ºC liegt, beendet wird,

- dann das besagte Blech weniger als 10 s nach der Beendigung des Warmwalzens einer raschen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s bis zu einer Temperatur unter dem Ar&sub3;-Punkt unterwirft;

- dann das besagte Blech einer langsamen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s innerhalb eines Zeitraums von weniger als 40 s bis zu einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub1;-Punkt und 730ºC liegt, unterwirft;

- dann das besagte Blech einer raschen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s bis zu einer Temperatur unterhalb oder gleich 300ºC unterwirft.

5. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass

- man Stahl erschmilzt und in Form einer Bramme vergießt, welcher die gleiche Zusammensetzung wie das Blech nach dem Anspruch 2 aufweist;

- dann die besagte Bramme zu Blech warmwalzt, wobei das Walzen bei einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub3;-Punkt und 950ºC liegt, beendet wird;

- dann das besagte Blech einer langsamen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s während eines Zeitraums, der zwischen 8 und 40 s liegt, bis zu einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub1;-Punkt und 730ºC, unterwirft;

- dann das besagte Blech einer raschen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s bis zu einer Temperatur kleiner oder gleich 300ºC unterwirft;

6. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs hoher Festigkeit und guter Tiefziehfähigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass

- dann die Bramme zu einem Blech warmwalzt, wobei das Walzen bei einer Temperatur beendet wird, die zwischen dem Ar&sub3;-Punkt und 950ºC liegt;

- dann das besagte Blech weniger als 10 s nach Beendigung des Warmwalzens einer raschen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC bis zu einer Temperatur unterhalb des Ar&sub3;-Punktes unterwirft;

- dann das besagte Stahlblech einer langsamen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 2 bis 15ºC/s während eines Zeitraums, der zwischen 5 und 40 Sekunden liegt, bis zu einer Temperatur, die zwischen dem Ar&sub1;-Punkt und 730ºC liegt, unterwirft; und

- dann das besagte Blech einer schnellen Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 150ºC/s bis zu einer Temperatur unterhalb oder gleich 300ºC unterwirft.