DE3881002T2

DE3881002T2 - Durch wärmrbehandlung härtbares warmgewalztes stahlfeinblech mit ausgezeichneter kaltverformbarkeit und verfahren zu seiner herstellung.

Info

Publication number: DE3881002T2
Application number: DE88906041T
Authority: DE
Inventors: Osamu Nippon Steel Corp Akisue; Koji Nippon Steel Corp Kishida
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-06-26
Filing date: 1988-06-27
Publication date: 1993-12-02
Anticipated expiration: 2008-06-28
Also published as: EP0322463A4; US4925500A; EP0322463B1; WO1988010318A1; EP0322463A1; DE3881002D1

Description

Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlblech für Anwendungsgebiete, bei denen das Stahlblech zur endgültigen Verwendung durch Wärmebehandlung nach dem Verformen gehärtet wird, sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.

Darstellung des Standes der Technik

Herkömmliche warmgewalzte hochfeste Stahlbleche zum Verformen haben einen Kohlenstoffgehalt von mindestens etwa 0,03% und werden gewöhnlich unter Ausnutzung der Gefügeverfestigung durch Abschrecken unter Verwendung des Kohlenstoffs und eine weitere Ausscheidungshärtung durch Zugabe von Mischkristallverfestigungselementen in fester Lösung, wie z. B. Mangan, Silicium oder Phosphor, und Verwendung von Carbonitriden von Titan, Niob usw. hergestellt.
Die Verformbarkeit und insbesondere die Duktilität des so hergestellten hochfesten Stahlblechs verringert sich mit zunehmender Zugfestigkeit. Daher ist es nicht möglich, eine hohe Festigkeit bei Aufrechterhaltung einer guten Verformbarkeit zu gewährleisten.
Es existiert keine Technik, mit der die vorstehend beschriebenen widersprüchlichen Forderungen nach hoher Festigkeit bei Aufrechterhaltung guter Verformbarkeit ausreichend erfüllt werden können. Eine der als ideal betrachteten Techniken zur Lösung des vorstehend beschriebenen Problems besteht darin, daß das Stahlblech eine geringe Festigkeit und eine hohe Verformbarkeit, insbesondere eine ausreichend hohe Duktilität, im Verlauf der Kaltverformung hat, während die Festigkeit des durch Verformen hergestellten Erzeugnisses nach Verformungsabschluß erhöht werden kann. Kann diese Technik verwirklicht werden, ist es möglich, ein Endprodukt in Form eines komplizierten geformten Teils herzustellen, das gleichzeitig ein Teil mit hoher Festigkeit ist. Zu Beispielen für die Technik gemäß diesem Ideal gehört ein in der japanischen Patentschrift Nr. 17049/1982 beschriebenes Verfahren. Bei diesem Verfahren wird eine Änderung des Kupferzustands von der festen Lösung zur Ausscheidung ausgenutzt. Das bedeutet, daß bei diesem Verfahren das Stahlblech im festigkeitsarmen Zustand verformt und anschließend das verformte Teil zum Ausscheiden von Kupfer wärmebehandelt wird, wodurch sich die Festigkeit des verformten Teils erhöht.
Die in der japanischen Patentschrift Nr. 17049/1982 beschriebene Technik zur Festigkeitserhöhung des Stahlblechs durch Wärmebehandlung von Kupfer in der Form fester Lösung, um eine Ausscheidung zu bewirken, sowie die Bedingungen für die Wärmebehandlung sind jedoch seit langem bekannt. Ausdrücklich werden sie z. B. in "Alloys of Iron and Copper", veröffentlicht im Jahre 1934 durch die McGraw-Hill Book Company, Inc., beschrieben.
Anwender fordern immer mehr eine Verbesserung der Werkstoffeigenschaften für ein neues warmgewalztes Stahlblech mit guter Verformbarkeit. Grund dafür ist die steigende Nachfrage nach Teilen mit komplizierten Formen, die eine große Verformungsarbeit benötigen, sowie das ständig zunehmende Bedürfnis seitens der Stahlblechanwender, Kosten zu senken, indem die Anzahl der Verformungsstufen weitestgehend verringert wird. Folglich erfüllt das vorstehend beschriebene Verfahren gemäß der japanischen Patentschrift Nr. 17049/1982 keineswegs die zuvor genannten Anforderungen der Anwender von Stahlblech.
Eine der jüngsten, deutlich zum Ausdruck gebrachten Forderungen der Anwender von Stahlblech lautete, die Festigkeit des Endprodukts bedeutend zu erhöhen. In den letzten Jahren bestand z. B. ein Bedarf an der Herstellung eines Teils aus einem Stahlblech mit mindestens 60 kg/mm² Zugfestigkeit, wobei das Teil bei der Herstellung mit bekannten Verfahren eine Zugfestigkeit von 45 kg/mm² hatte. Damit ist es notwendig, ein Verfahren zu entwickeln, mit dem ein Stahlblech hergestellt werden kann, das nicht nur eine sehr hohe Festigkeit, sondern auch eine gute Verformbarkeit hat.
Ferner besteht ein Bedarf an einem Stahlblech, das beim Verformen eine hohe Verformungsfähigkeit aufweist. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß Endteile mit zunehmend komplizierteren Formen verlangt werden, weshalb ein diese Forderung erfüllendes Stahlblech geschaffen werden sollte. Außerdem besteht ein großer Bedarf bei den Anwendern, die Anzahl der Verformungsstufen zu verringern, wodurch ein Stahlblech mit sehr hoher Verformbarkeit geschaffen werden muß.
Weiterhin wird von den Anwendern eine Vereinfachung der Wärmebehandlungsstufe gefordert. Natürlich will der Teilehersteller, der eine Kostensenkung anstrebt, die Produktivität dadurch weiter erhöhen, daß die Wärmebehandlung in einem kurzen Zeitraum abgeschlossen wird.
Es existiert kein bekanntes Verfahren, das die vorstehend beschriebenen Anforderungen der Anwender von Stahlblech in Bezug auf ein neues Stahlblech erfüllt. Die Erfinder haben ein Verfahren entwickelt, das die vorstehend beschriebenen Anforderungen erfüllt.

Offenbarung der Erfindung

Zunächst wird das in den Ansprüchen 1 bis 8 definierte, durch Wärmebehandlung härtbare warmgewalzte Stahlblech gemäß der Erfindung beschrieben. Ebenfalls beschrieben wird das in den Ansprüchen 9 bis 16 dargestellte erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung dieser Stähle.
Aus den nachfolgend beschriebenen Gründen weist das erfindungsgemäße, durch Wärmebehandlung härtbare warmgewalzte Stahlblech zum Verformen hauptsächlich auf: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie unvermeidliche Elemente, und es weist im wesentlichen eine ferritische Einzelphase auf, in der kein Perlit auftritt, wobei bei Bedarf Titan und/oder Niob und ferner Nickel oder Bor eingebaut sind.
Die Erfinder untersuchten ein kupferhaltiges warmgewalztes Stahlblech und fügten diesem verschiedene Elemente einzeln oder in Kombination zu; als Ergebnis wurde erstmals festgestellt, daß sich die Festigkeitszunahme aufgrund der Kupferausscheidung mit dem Kohlenstoffgehalt ändert und daß eine Senkung des Kohlenstoffgehalts zu einer weitaus größeren Festigkeitszunahme führt, als durch die herkömmliche Kupferausscheidung erreicht wird. Fig. 1 ist ein Diagramm zum Darstellen des Verhältnisses zwischen dem Kohlenstoffgehalt und der Zugfestigkeit eines Stahlblechs, das hergestellt wurde durch Formen eines Stahlblocks mit 0,15% Mangan, 0,02% Silicium, 0,015% Schwefel, 0,01% Phosphor, 0,0020% Stickstoff, 0,03% lösliches Aluminium, 1,3% Kupfer sowie einem im Bereich von 0,0015 bis 0,0465% schwankendem Kohlenstoffgehalt als Grundzusammensetzung, Erwärmen des Blocks auf 1050ºC, Warmwalzen bei einer Endtemperatur am Ar&sub3;-Punkt oder darüber zum Formen eines Stahlblechs mit 3,0 mm Dicke sowie Wickeln des Blechs bei 300ºC. In der Zeichnung stellt die Kurve (a) das vorstehend beschriebene Verhältnis für den Fall eines bei 300ºC gewickelten warmgewalzten Stahlblechs dar, während die Kurve (b) das vorstehend beschriebene Verhältnis für den Fall darstellt, daß das gewickelte warmgewalzte Stahlblech einer 10-minütigen Wärmebehandlung bei 600ºC unterzogen wurde. Die wertmäßige Differenz zwischen Kurve (a) und Kurve (b) ist die der Kupferausscheidung zuzuschreibende Festigkeitszunahme. Bei einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,025% beträgt die Festigkeitszunahme etwa 15 kg/mm², während bei einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,015% die Zunahme bis auf etwa 20 kg/mm² steigt. Beim warmgewalzten Stahlblech im Wickelzustand ändert sich die Zugfestigkeit schnell, wenn der Kohlenstoffgehalt 0,015% übersteigt. Der Grund für einen solchen Festigkeitsunterschied läßt sich nicht durch das Kupferfestlösungsverfestigen bzw. Mischkristallverfestigen von Kupfer erklären. Entsprechend dem Festigkeitsunterschied zeigt das warmgewalzte Stahlblech im Wickelzustand auch eine schnelle Dehnungsänderung. Fig. 2 ist ein Diagramm zum Darstellen des Verhältnisses zwischen der Dehnung und dem Kohlenstoffgehalt des gleichen warmgewalzten Stahlblechs mit 1,3% Kupfergehalt wie in Fig. 1. Wie aus Fig. 2 hervorgeht, gewährleistet eine Begrenzung des Kohlenstoffgehalts auf höchstens 0,015% eine sehr hohe Duktilität.
Der Grund dafür, weshalb sich durch eine Wärmebehandlung eine hohe Duktilität und Festigkeitszunahme bei einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,015% erzielen lassen, ist noch nicht klar. Es wird jedoch folgendes angenommen: Da sich Kupfer im Stahl abscheidet, gilt insbesondere, daß sich der Kupfergehalt des Ferrit von dem des Perlits unterscheidet, wobei das Perlit einen höheren Kupfergehalt hat. Aus diesem Grund hat das im Perlit vorhandene Kupfer einen höheren Übersättigungsgrad in Bezug auf die Gleichgewichtsfestlöslichkeit als das im Ferrit vorhandene Kupfer, so daß Kupfer im Perlit leicht ausgeschieden wird. Ist also der Kohlenstoffgehalt hoch und Perlit vorhanden, wird ein Teil des Kupfers ausgeschieden und das Stahlblech auch dann gehärtet, wenn es bei Temperaturen von nur 300ºC gewickelt wird. Hat andererseits das Stahlblech einen niedrigen Kupfergehalt und weist es eine perlitfreie ferritische Einzelphase auf, kommt es zu keiner Härtung, weil sich das Kupfer in einer Festlösung bzw. in Form eines Mischkristalls in einem übersättigten Zustand befindet. Es wird angenommen, daß die Wärmebehandlung dieser warmgewalzten Bleche bei einer Temperatur bis etwa 600ºC zu einer ausreichenden Kupferausscheidung im übersättigten Zustand führen könnte.
Um folglich eine sehr hohe Festigkeitszunahme und eine sehr hohe Duktilität zu gewährleisten, muß der Kohlenstoffgehalt weitestgehend gesenkt werden. Die Untergrenze für den Kohlenstoffgehalt beträgt unter dem Gesichtspunkt eines Grenzwerts für die industrielle Blockherstellung 0,0005%. Wenn andererseits der Kohlenstoffgehalt 0,015% überschreitet, gehen Festigkeitszunahme und Duktilität zurück; gleichzeitig ist die Wickeltemperatur auf der Warmwalzstufe bei der Herstellung eines Stahlblechs vor dem Verformen begrenzt. Das liegt darin begründet, daß die Duktilität von Stahlblech vor dem Verformen infolge der Ausbildung eines gehärteten Gefüges sinkt. Angesichts dessen sollte der Kohlenstoffgehalt zwischen 0,0005 und 0,015% liegen.
Je nach den Möglichkeiten bei der Stahlherstellung ist ein Kohlenstoffgehalt zwischen 0,0005 und 0,0050% besonders vorzuziehen.
Andererseits beträgt der Kohlenstoffgehalt gemäß dem Beispiel der vorstehend beschriebenen japanischen Patentschrift Nr. 17049/1982 0,04%, und das Stahlblech hat im Warmwalzzustand eine Dehnung von 37,9% und eine Zugfestigkeit von 38,1 kg/mm². Ferner beträgt die durch 1-stündige Wärmebehandlung bei 550ºC erreichte Festigkeitszunahme 13,9 kg/mm². Bei dem in der vorstehend beschriebenen Patentschrift offenbarten Kohlenstoffgehalt ist im Gegensatz zur vorliegenden Erfindung ein Perlitphasengefüge vorhanden, so daß ein Teil des Kupfers schon im Warmwalzzustand des Bleches ausgeschieden wird. Folglich sind die durch Wärmebehandlung erzielte Duktilität und Festigkeitszunahme beträchtlich niedriger als bei der vorliegenden Erfindung.
Das charakteristische Merkmal für die Festigkeitsverbesserung nach der Wärmebehandlung besteht bei der vorliegenden Erfindung darin, daß nicht nur eine Festigkeitszunahme des Stahlblechs insgesamt erreicht wird, sondern daß auch die Zunahme der lokalen Festigkeit eines Formteils durch lokale Erwärmung groß ist. Der hierin verwendete Begriff "lokale Erwärmung" soll z. B. Schweißen, wie Punktschweißen, Lichtbogenschweißen und Abschmelzschweißen, sowie lokale Erwärmungseinrichtungen erfassen, wie z. B. Bestrahlung mit hochenergetischen Strahlen wie Laser- oder Elektronenstrahlen, Plasmaerwärmung, Hochfrequenzerwärmung, Brennererwärmung usw. Fig. 3 ist ein Diagramm zum Darstellen der Härteverteilung im Querschnitt einer Punktschweißzone. Wie aus Fig. 3 hervorgeht, hat der erfindungsgemäße Stahl aufgrund seines niedrigen Kohlenstoffgehalts eine geringere Festigkeit in der Raupenzone als ein Vergleichsstahl mit gleicher Festigkeit und erreicht eine Härtezunahme in der Wärmeeinflußzone, die der Kupferausscheidung zugeschrieben wird. Fig. 4 ist ein Diagramm zum Darstellen der Kopfzugfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls in der Punktschweißzone in Gegenüberstellung mit der des Vergleichsstahls. Gemäß Fig. 4 ist die Kopfzugfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls wesentlich höher als beim Vergleichsstahl, d. h., er hat eine mindestens doppelt so große Kopfzugfestigkeit wie der Vergleichsstahl bei einem geeigneten Schweißstrom, der zu einem Raupendurchmesser von 5 t führt (worin t die Blechdicke ist). Gemäß Fig. 3 ist dies einer Härtezunahme in der Wärmeeinflußzone infolge der Kupferausscheidung zuzuschreiben. Ein Merkmal des erfindungsgemäßen Stahls besteht darin, daß eine Zunahme der lokalen Festigkeit auch dann erreicht werden kann, wenn die Wärmeeinwirkung nur kurzzeitig anhält, z. B. beim Punktschweißen.
Fig. 5 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung der Anzahl von Bestrahlungen mit Laserstrahlen auf die Härteänderung eines Stahlblechs. Die Bestrahlung mit Laserstrahlen erfolgte mit einem CO&sub2;-Gaslaser bei 10 kW unter Bedingungen einer Strahlengröße von 10 · 10 mm, einer Bestrahlungszeit von 0,05 s und eines Bestrahlungsintervall von 6 s. Es kommt zu einer großen Härtezunahme, wenn die Bestrahlung mit Laserstrahlen mehrmals durchgeführt wird.
Bei einem Gefügewerkstoff ist im allgemeinen die Stelle, bei der ein Bruch befürchtet wird, ein sehr begrenzter Abschnitt. Daher braucht selten das gesamte Teil durch Wärmebehandlung verfestigt zu werden. Ferner ist es aus Produktivitäts- und Kostengründen wünschenswert, den geformten Gegenstand in einem kurzen Zeitraum einer kontinuierlichen Wärmebehandlung zu unterziehen. Daher ist es technisch außerordentlich wichtig, nur jene Stelle durch kurzzeitige Wärmebehandlung zu verfestigen, bei der ein Bruch befürchtet wird.
Ein spezifisches Beispiel für die Notwendigkeit einer lokalen Erwärmung ist die Radscheibe eines Kraftfahrzeugs. Das Rad ist sicherheitstechnisch eines der wichtigen Teile, und seine Lebensdauer wird von den Dauerfestigkeitseigenschaften des Werkstoffs bestimmt. Die Radstellen, an denen Risse auftreten, sind jene Stellen, an denen die Beanspruchung in Dickenrichtung groß ist, wie z. B. Mutternsitze und Köpfe, die Kante von Schnittlöchern wie Zierlochabschnitte und Schraubenlochabschnitte sowie die Punktschweißzone zwischen der Scheibe und der Felge. An diesen Stellen ist die Dauerfestigkeit bedeutsam.
Fig. 6 ist ein Diagramm zum Darstellen der Untersuchungsergebnisse zur Dauerfestigkeit vor und nach der Wärmebehandlung (30 s bei 600ºC) des erfindungsgemäßen Stahls. Im Gegensatz zum Vergleichswerkstoff zeigt der erfindungsgemäße Stahl eine hohe Dauerfestigkeit; insbesondere nach der Wärmebehandlung ist die Dauerfestigkeit hoch, da die Wärmebehandlung zu einer Zugfestigkeitserhöhung führt. Durch eine lokale Erwärmung der Stelle, an der die Entstehung von Daueranrissen befürchtet wird, kann eine beträchtliche Erhöhung der Lebensdauer erreicht werden.
Bei Phosphor handelt es sich um ein Element, das wirksam zur Verbesserung der Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Stahlblechs beiträgt. Brauchen diese Anforderungen nicht berücksichtigt zu werden, kann der Phosphorgehalt 0,03% oder weniger betragen. Ist andererseits eine Verbesserung der Festigkeit und der Korrosionsbeständigkeit beabsichtigt, wird Phosphor vorzugsweise in einer Menge von 0,06 bis 0,10% zugegeben. Da die durch Tiefziehen verursachte Stahlblechsprödigkeit dann zum Tragen kommt, wenn der Phosphorgehalt 0,100% übersteigt, beträgt die Obergrenze für den Phosphorgehalt 0,100%. Wie bei der Zugabe von Kupfer trägt die Phosphorzugabe wirksam zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit des Stahlblechs bei.
Silicium ist gewöhnlich als Verunreinigung in einer Menge von höchstens 0,03% vorhanden. Je nach erforderlicher Festigkeit wird Silicium als Element zur Festigkeitsverbesserung des Stahlblechs in einer Menge von höchstens 1,0%, vorzugsweise 0,3 bis 1,0%, zugegeben. Übersteigt der Siliciumgehalt 1,0%, tritt beträchtlicher Zunder auf der Warmwalzstufe auf, was zu einer Verschlechterung der Oberflächengüte führt. Angesichts dessen beträgt die Obergrenze für den Siliciumgehalt 1,0%.
Unter dem Gesichtspunkt einer besseren Verformbarkeit des Stahlblechs ist der Mangan- und Schwefelgehalt jeweils vorzugsweise niedrig. Die Obergrenze für den Mangan- und Schwefelgehalt beträgt 0,5% bzw. 0,030% und vorzugsweise 0,05 bis 0,30% bzw. 0,001 bis 0,010%. Die Untergrenze für den Mangangehalt beträgt 0,05%, denn bei zu geringem Mangangehalt besteht die Möglichkeit, daß Oberflächenrisse auf dem Stahlblech auftreten.
Zur besseren Verformbarkeit des Stahlblechs ist der Stickstoffgehalt vorzugsweise gering und beträgt höchstens 0,0050%.
Vor dem Verformen liegt Kupfer im Zustand fester Lösung vor und kann nach dem Verformen durch Wärmebehandlung ausscheiden, wodurch sich die Festigkeit erhöht. Fig. 7 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung der Wärmebehandlungszeit (Temperatur der Wärmebehandlung 550ºC) eines Stahls, bei dem es sich um einen Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt und Kupferzugabe handelt, auf die Festigkeitszunahme (Zugfestigkeit nach Wärmebehandlung minus Zugfestigkeit im Wickelzustand), worin der Kupfergehalt als Parameter verwendet wird. In der Zeichnung stellt Kurve (a) die Ergebnisse bei einem Kupfergehalt von 2,06%, Kurve (b) die Ergebnisse bei einem Kupfergehalt von 1,68%, Kurve (c) die Ergebnisse bei einem Kupfergehalt von 1,38% und Kurve (d) die Ergebnisse bei einem Kupfergehalt von 0,71% dar. Gemäß Fig. 7 wird bei einem Kupfergehalt unter 1,0% keine ausreichende Festigkeitszunahme erreicht, wie Kurve (d) zeigt. Übersteigt andererseits der Kupfergehalt 2,2%, verschlechtert sich die Oberflächengüte. Angesichts dessen beträgt der Kupfergehalt 1,0 bis 2,2%, vorzugsweise 1,2 bis 2,0%.
Aluminium ist ein zum Desoxydieren notwendiges Element. Liegt der Gehalt an löslichem Aluminium unter 0,002%, kommt es zu keiner ausreichenden Desoxydation. Andererseits führt ein zu hoher Gehalt an löslichem Aluminium zu einer verstärkten Bildung von Aluminiumoxid, was wiederum die Oberflächengüte des Stahls beeinträchtigt. Angesichts dessen beträgt die Obergrenze für den Aluminiumgehalt 0,10%.
Die Zugabe von Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2% bewirkt, daß Kohlenstoff und Stickstoff durch diese Elemente gebunden werden, was zur Ausbildung eines alterungsbeständigen Stahlblechs führt. Bei einem alterungsbeständigen Stahlblech kommt es zu keiner das Altern begleitenden Duktilitätsverringerung, wodurch ein Stahlblech mit weiter verbesserter Duktilität hergestellt werden kann.
Da Titan mit dem im Stahl vorhandenen Kohlenstoff, Sauerstoff, Stickstoff, Schwefel usw. reagiert, sollte der Titangehalt unter Berücksichtigung der Mengen dieser Elemente bestimmt werden. Zum Erreichen einer hohen Preßverformbarkeit durch Bindung dieser Elemente ist es notwendig, Titan in einer Menge von mindestens 0,01% zuzugeben. Eine Zugabe über 0,2% ist aus Kostengründen jedoch ungünstig.
Da Niob ebenfalls mit Kohlenstoff, Sauerstoff, Stickstoff usw. reagiert, sollte der Niobgehalt unter Berücksichtigung der Mengen dieser Elemente bestimmt werden. Zum Erreichen einer hohen Preßverformbarkeit durch Bindung dieser Elemente ist es notwendig, Niob in einer Menge von mindestens 0,005% zuzugeben. Eine Zugabe über 0,2% ist aus Kostengründen jedoch ungünstig.
Nickel trägt wirksam zur Aufrechterhaltung einer hochqualitativen Stahlblechoberfläche und zum Verhindern des Auftretens von Warmbrüchigkeit bei. Je nach Notwendigkeit kann Nickel in einer Menge von 0,15 bis 0,45% zugegeben werden.
Zur Warmbrüchigkeit eines Stahls mit Kupferzugabe kommt es, wenn sich ein mit Kupfer angereicherter Abschnitt unter einem Zunderabschnitt auf der Stahloberfläche nach Erwärmen über den Schmelzpunkt verflüssigt und in die Austenitkorngrenzen eindringt. Um daher das Auftreten von Warmbrüchigkeit auf der Warmwalzstufe einer Bramme zu verhindern, wird der mit Kupfer angereicherte Abschnitt idealerweise nicht bis zum Schmelzpunkt erwärmt, wobei die Erwärmung vorzugsweise höchstens bei 1080ºC stattfindet. Da jedoch eine niedrigere Erwärmungstemperatur einen höheren Walzdruck mit sich bringt, erfolgt die Erwärmung unter Berücksichtigung der Walzstraßenleistung nicht immer bei einer Temperatur von höchstens 1080ºC. In diesem Fall erweist sich die Zugabe von Nickel als nützlich. Bei der Nickelzugabe kommt es in dem mit Kupfer angereicherten Abschnitt auch zu einer Nickelkonzentration, was zu einer Schmelzpunkterhöhung des kupferangereicherten Abschnitts führt. Diese Wirkung ist gering, wenn die zugegebene Nickelmenge unter 0,15% liegt, während die Nickelzugabe in einer Menge über 0,45% aus Kostengründen ungünstig ist.
Von den Erfindern wurde festgestellt, daß Bor bei Zugabe in Kombination mit Kupfer zu einer wesentlichen Senkung des Ar&sub3;-Punkts des Stahls führt. Beim Warmwalzen des erfindungsgemäßen Stahls sollte das Walzen oberhalb des Ar&sub3;-Punkts abgeschlossen werden, um eine hohe Werkstoffgüte des Stahlblechs beizubehalten. Wie vorstehend beschrieben wurde, beträgt der Kohlenstoffgehalt im erfindungsgemäßen Stahl höchstens 0,015%, um die Kupferausscheidung zu steuern. Damit hat der erfindungsgemäße Stahl einen hohen Ar&sub3;-Punkt, so daß auch die Temperatur bei Beendigung des Walzens hoch sein sollte. Andererseits wird gemäß der vorstehenden Beschreibung unter dem Aspekt der Beibehaltung einer hochqualitativen Oberfläche des erfindungsgemäßen Stahlblechs eine niedrige Erwärmungstemperatur bevorzugt, was zu einer Schwierigkeit bei der Stahlblechherstellung führt, d. h. Erwärmung bei niedriger und Walzabschluß bei hoher Temperatur. Angesichts dessen untersuchten die Erfinder die Auswirkung von Elementen auf den Ar&sub3;-Punkt des Stahls mit Kupferzugabe und besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt und stellten als Ergebnis fest, daß die Zugabe von Bor zu einer wesentlichen Senkung des Ar&sub3;- Punkts führt.
Fig. 8 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung von Bor auf den Ar&sub3;-Punkt eines Stahls mit Titanzugabe und besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, der 1,3% Kupfer enthält. Insbesondere zeigt Fig. 8 die Meßergebnisse des Ar&sub3;- Punkts des vorstehend beschriebenen Kohlenstoffstahls, der 10 min bei 1000ºC wärmebehandelt und anschließend mit einer Kühlgeschwindigkeit abgekühlt wurde, die der Kühlgeschwindigkeit auf der Warmwalzstufe entspricht, d. h. 30ºC/s.
Liegt die zugegebene Bormenge unter 0,0010%, wird der Ar&sub3;-Punkt schnell gesenkt. Wird andererseits Bor in einer Menge über 0,0010% zugegeben, vermindert sich der Ar&sub3;-Punkt geringfügig.
Bei Zugabe von Bor in einer Menge von 0,0001% ist der Absolutwert der Ar&sub3;-Punktsenkung klein. Daher beträgt die Untergrenze für die Borzugabe 0,0001%. Andererseits ist die Borzugabe in einer Menge über 0,0030% aus Kostengründen ungünstig. Die Borzugabe im vorstehend beschriebenen Mengenbereich ist auch unter dem Aspekt der Verbesserung der Beständigkeit gegen die durch Tiefziehen verursachte Sprödigkeit vorzuziehen.
Bezüglich der vorstehend beschriebenen Zugabe von Titan und/oder Niob und der Zugabe von Nickel und Bor läßt sich die zuvor beschriebene Wirkung auch dann erzielen, wenn diese Elemente allein oder in beliebiger Kombination zugegeben werden.
Nachstehend wird nunmehr die Warmwalzstufe im Herstellungsverfahren eines erfindungsgemäßen Stahlblechs beschrieben. Eine direkt aus einer Stranggußmaschine zugeführte Heißbramme oder eine durch Erwärmen hergestellte Heißbramme wird bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt warmgewalzt und bei einer Temperatur von höchstens 500ºC gewickelt. Beim Wickeln bei einer Temperatur über 500ºC kommt es zur Kupferausscheidung, wodurch nicht nur kein weiches Stahlblech hergestellt werden kann, sondern auch die Festigkeitszunahme durch Wärmebehandlung gering wird. Erfindungsgemäß wird die Kupferausscheidung durch Steuern des Kohlenstoffgehalts unterdrückt, so daß ein Großteil des Kupfers durch Wickeln des warmgewalzten Stahlblechs bei höchstens 500ºC im übersättigten Festlösungszustand gehalten werden kann. Beim Wickeln des warmgewalzten Stahlblechs bei einer Temperatur über 500ºC kommt es zur Kupferausscheidung, was zur Härtung führt. Angesichts dessen sollte die Obergrenze für die Wickeltemperatur 500ºC betragen. Bekanntermaßen kann durch Temperatursenkung die Kupferausscheidung wirksamer verhindert werden. Um für den gesamten Kupfer einen Festlösungszustand beizubehalten, wird eine Wickeltemperatur von höchstens 350ºC am stärksten bevorzugt. Bei einem hohen Kohlenstoff- oder Mangangehalt, so wie er in herkömmlichem Stahl zu verzeichnen ist, führt das Wickeln bei einer niedrigen Temperatur zur Bildung von harten Phasen, d. h. zu einer martensitischen und einer bainitischen Phase, so daß es dort zur Härtung kommt. Um diese Erscheinung zu vermeiden, sollte die Untergrenze für die Wickeltemperatur eingehalten werden. Andererseits wird im erfindungsgemäßen Stahl die Härtbarkeit stark durch die Begrenzung des Kohlenstoff- und Mangangehalts zurückgedrängt, wodurch es unter metallurgischem Aspekt nicht notwendig ist, eine Untergrenze für die Wickeltemperatur festzulegen. Erfolgt das Wickeln jedoch bei einer Temperatur unter 100ºC, ist die Form des gewickelten Stahlblechs schlecht. Das führt zu einer verschlechterten Oberflächengüte. Angesichts dessen sollte die Wickeltemperatur vorzugsweise 100 bis 350ºC betragen.
Im Gegensatz dazu ist die Wickeltemperatur bei der vorstehend beschriebenen japanischen Patentschrift Nr. 17049/1982 auf mindestens 350ºC (höchstens 450ºC) begrenzt. Der Grund dafür ist, daß sich bei einer Wickeltemperatur unter 350ºC die Verformbarkeit infolge der auftretenden Phasentransformation (martensitische oder bainitische Transformation) verringert.
Im Gegensatz zum vorstehend beschrieben Stand der Technik ist der Kohlenstoffgehalt bei der vorliegenden Erfindung gemäß der vorstehenden Beschreibung auf einen sehr geringen Wert begrenzt, so daß es auch dann zu keiner Phasentransformation kommt, wenn das Wickeln bei höchstens 350ºC erfolgt. Daher kommt es bei der vorliegenden Erfindung zu keinem Verformbarkeitsproblem auf. Dadurch kann das Wickeln bei niedriger Temperatur in einem solchen Zustand durchgeführt werden, in dem die Kupfermenge in fester Lösung größer als bei der vorstehend beschriebenen Patentschrift ist.
Das auf diese Weise hergestellte Stahlblech wird nach dem Formen einer Wärmebehandlung zum Erhöhen seiner Festigkeit unterzogen. Unter dem Aspekt der Verformbarkeit ist es überaus wichtig, die Wärmebehandlung bei einer möglichst niedrigen Temperatur durchzuführen und in einem kurzen Zeitraum zu beenden. Die Erfinder haben auch diese Problematik ausreichend untersucht und konnten als Ergebnis die Aufgabe durch eine kurzzeitige Wärmebehandlung lösen.
Beispielsweise kann die Aufgabe durch eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von höchstens 750ºC in einem Zeitraum von höchstens 30 min gelöst werden.
Das erfindungsgemäße Stahlblech kann für solche Anwendungsfälle wie z. B. Rahmen, Räder, Verstärkungsteile für Kraftfahrzeuge, Druckgefäße, Kompressorgehäuse, Wellenbüchsen usw. verwendet werden.
Nachstehend wird die Erfindung unter Bezug auf die folgenden Beispiele näher erläutert.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung des Kohlenstoffgehalts auf die Festigkeit eines warmgewalzten Stahlblechs vor und nach der Wärmebehandlung zum Ausscheiden von Kupfer;
Fig. 2 ist ein Diagramm zum Darstellen der Auswirkung des Kohlenstoffgehalts auf die Duktilität eines warmgewalzten Stahlblechs;
Fig. 3 ist ein Diagramm zum Darstellen der Härteverteilung im Querschnitt einer Punktschweißzone des erfindungsgemäßen Stahlblechs;
Fig. 4 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung eines Schweißstroms auf die Kopfzugfestigkeit einer Punktschweißzone des erfindungsgemäßen Stahlblechs;
Fig. 5 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung der Anzahl von Bestrahlungen mit Laserstrahlen auf die Härteänderung des erfindungsgemäßen Stahlblechs;
Fig. 6 ist ein Diagramm zum Darstellen der Dauerfestigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlblechs vor und nach der Wärmebehandlung;
Fig. 7 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung der Wärmebehandlungszeit auf die Festigkeitszunahme eines warmgewalzten Stahlblechs aus einem Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt, worin der Kupfergehalt als Parameter verwendet wird;
Fig. 8 ist ein Diagramm zum Darstellen einer Auswirkung des Borgehalts auf den Ar&sub3;-Punkt des erfindungsgemäßen Stahls; und
Fig. 9 ist ein Diagramm zum Darstellen der Auswirkung eines Schweißstroms auf die Scherzugfestigkeit einer Punktschweißzone des erfindungsgemäßen Stahls.

Bestmögliche Art der Durchführung der Erfindung

Beispiel 1

Stahlblöcke A bis S gemäß Tabelle 1 wurden erwärmt, bei einer Temperatur gemäß Tabelle 1 warmgewalzt und anschließend gewickelt, um warmgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 3,0 mm herzustellen. Die mechanischen Eigenschaften dieser Stahlbleche sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben. Tabelle 2 zeigt die mechanischen Eigenschaften für den Fall, daß die Stahlbleche wärmebehandelt wurden, ohne eine Verformung durchzuführen.
Gemäß den Tabellen 1 und 2 zeigt der erfindungsgemäße Stahl während des Verformens eine ausgezeichnete Duktilität und erreicht eine beträchtliche Erhöhung der Zugfestigkeit durch eine Wärmebehandlung in einem sehr kurzen Zeitraum. Die Mischkristall-Verfestigungsfähigkeit von Kupfer beträgt etwa 4 kg/mm² je Prozent Kupfer; Stahl A, der ein Stahl mit besonders niedrigem Kohlenstoffgehalt und 2,11% Kupferzugabe ist, hat eine sehr geringe Festigkeit und eine sehr hohe Duktilität im Warmwalzzustand und gestattet eine Festigkeitserhöhung um mindestens 25 kg/mm² durch Wärmebehandlung bei 600ºC über einen Zeitraum von nur 10 min. Stahl C mit Siliciumzugabe und Stahl D mit Phosphorzugabe zeigen nicht nur eine hohe Festigkeit im warmgewalzten Zustand, sondern auch eine ausgezeichnete Duktilität und eine große Festigkeitszunahme durch Wärmebehandlung. Die Stähle B, E, F, J, K und L mit Titan- und/oder Niobzugabe zeigen keinen Dehnungsrückgang nach dem Altern, d. h., es handelt sich um Stahlbleche mit weiter verbesserter Duktilität. Im Gegensatz dazu haben die Vergleichsstähle G und I jeweils einen hohen Kohlenstoffgehalt und zeigen eine schlechte Duktilität beim Verformen. Da der Vergleichsstahl H einen geringen Kupfergehalt hat, kann durch kurzzeitige Wärmebehandlung keine erfindungsgemäß beabsichtigte Erhöhung der Zugfestigkeit erreicht werden.
Alle erfindungsgemäßen Stähle A bis F sowie J bis L weisen ausgezeichnete Eigenschaften auf: sie haben eine hohe Dehnung vor der Wärmebehandlung und erreichen eine beträchtliche Festigkeitszunahme durch kurzzeitige Wärmebehandlung. Um solche ausgezeichneten Merkmale zu erreichen, muß das Walzen im Bereich einer austenitischen Einzelphase (einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt) abgeschlossen werden, damit auf der Kühlstufe nach dem Walzen eine Transformation von der austenitischen Phase zur ferritischen Phase erfolgt und das Stahlblech im Wickelzustand ein ferritisches Einzelphasengefüge hat. Da die vorstehend beschriebenen erfindungsgemäßen Stähle gemäß Tabelle 1 jeweils einen hohen Ar&sub3;-Punkt haben, war eine hohe Walzendtemperatur notwendig. Wie jedoch zuvor dargestellt wurde, ist unter dem Aspekt der Vermeidung der Warmbrüchigkeit infolge der Kupferzugabe eine niedrigere Erwärmungstemperatur für das Warmwalzen vorzuziehen, was zu einer Schwierigkeit bei der Herstellung des Stahlblechs führt, nämlich Erwärmung bei niedriger Temperatur und Walzabschluß bei hoher Temperatur. Zur Lösung dieses Problems wurde Bor in Kombination mit Kupfer den erfindungsgemäßen Stählen M bis S zugegeben. Gemäß einer neuen Erkenntnis der Erfinder, die darin besteht, daß die Zugabe von Bor zu einem kupferhaltigen Stahl zu einer beträchtlichen Senkung des Ar&sub3;-Punkts gemäß Fig. 8 führt, wurde bei den erfindungsgemäßen Stählen M bis S die Endtemperatur beim Warmwalzen gemäß Tabelle 2 beträchtlich gesenkt. Aus den Tabellen 1 und 2 geht hervor, daß sich diese Stähle wie der erfindungsgemaße Stahl J ohne Borgehalt (und mit im wesentlichen gleichem Kupfergehalt) durch die mechanischen Eigenschaften und die Festigkeitszunahme durch Wärmebehandlung auszeichnen. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung (Gew.%), Bedingungen für das Warmwalzen und mechanische Eigenschaften der Prüfwerkstoffe Stahl (Tabelle 1: Fortsetzung) Stahl (Tabelle 1: Fortsetzung) Stahl Warmwalzbedingungen Erwärmungstemperatur beim Warmwalzen (ºC) Endtemperatur Wickeltemperatur Vor dem Altern Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit (kg/mm²) Dehnung (%) Dehnung nach dem Altern (100ºC · 1 h (%) Bemerkungen erfindungsgem. Stahl Vergleichsstahl (Tabelle 1: Fortsetzung) Stahl Warmwalzbedingungen Erwärmungstemperatur beim Warmwalzen (ºC) Endtemperatur Wickeltemperatur Vor dem Altern Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit Dehnung Dehnung nach dem Altern Bemerkungen erfindungsgem. Stahl Tabelle 2 Bedingungen für die Wärmebehandlung und mechanische Eigenschaften der Prüfwerkstoffe Stahl Bedingungen für die Wärmebehandlung Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit Festigkeitszunahme ΔTS Dehnung (%) Bemerkungen erfindungsgem. Stahl Vergleichsstahl (Tabelle 2: Fortsetzung) Stahl Bedingungen für die Wärmebehandlung Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit Festigkeitszunahme Dehnung Bemerkungen erfindungsgem. Stahl

Beispiel 2

Stähle Nr. 1 und 2 gemäß Tabelle 3 wurden warmgewalzt, um warmgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von jeweils 3,0 mm herzustellen. Diese Stahlbleche wurden jeweils zu einem Druckgefäß geformt. Aus diesen Druckgefäßen wurden Proben ausgeschnitten. Die so ausgeschnittenen Proben hatten eine Blechdickenbeanspruchung von etwa 26%. Die Zugfestigkeit dieser Proben an sich und die Zugfestigkeit nach 5-minütiger Wärmebehandlung bei 630ºC (entspricht dem Glühen zum Spannungsabbau des Druckgefäßes) sind in Tabelle 4 dargestellt. In Tabelle 4 wurde die Festigkeitszunahme ΔTS durch Subtrahieren des Zugfestigkeitswerts des Stahlblechs im Warmwalzzustand vom Zugfestigkeitswert nach Preßverformen und Wärmebehandlung bestimmt. Vergleichsstähle wurden bei der Wärmebehandlung nach dem Verformen weicher. Andererseits zeigten die erfindungsgemäßen Stähle durch die Wärmebehandlung nach dem Verformen eine weitere Festigkeitszunahme. Tabelle 3 Chemische Zusammensetzung (Gew.%), Bedingungen für das Warmwalzen und mechanische Eigenschaften der Prüfwerkstoffe Stahl Stahl Endtemperatur beim Warmwalzen (ºC) Wickeltemperatur beim Warmwalzen Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit Dehnung (%) Bemerkungen erfindungsgem. Stahl Vergleichsstahl Tabelle 4 Stahl Zugfestigkeit nach Preßverformen (kg/mm²) nach Wärmebehandlung Festigkeitszunahme ΔTS (kg/mm²)

Beispiel 3

Stähle Nr. 3 und 4 mit jeweils einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 5 wurden warmgewalzt, um warmgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 2,0 mm herzustellen. Diese Stahlbleche wurden gebeizt, es wurden Proben aus ihnen ausgeschnitten und punktgeschweißt. Die Bedingungen für das Punktschweißen sind in Tabelle 6 dargestellt. Zur Bewertung der Punktschweißzone wurden Messungen der Scherzugfestigkeit, der Kopfzugfestigkeit und des Raupendurchmessers für die einzelnen Schweißströme sowie eine weitere Messung der Härteverteilung im Querschnitt einer. Probe durchgeführt, die einer Punktschweißung mit einem Schweißstrom unterzogen wurde, der zu einem Raupendurchmesser von 5 Blechdicke führt. Tabelle 5 Chemische Zusammensetzung (Gew.%), Bedingungen für das Warmwalzen und mechanische Eigenschaften der Prüfwerkstoffe Stahl Stahl Endtemperatur beim Warmwalzen (ºC) Wickeltemperatur k Streckgrenze (kg/mm²) Zugfestigkeit Dehnung (%) Bemerkungen erfindungsgem. Stahl Vergleichsstahl Tabelle 6 Bedingungen für das Punktschweißen Elektrode Anfangspreßzeit Schweißzeit Haltezeit Preßzeit Schweißstrom
Fig. 3 ist ein Diagramm zum Darstellen der Meßergebnisse zur Härteverteilung im Querschnitt der Schweißzone. Im erfindungsgemäßen Stahl wurde eine Härtezunahme entsprechend der Kupferausscheidung in der Wärmeeinflußzone beobachtet. Fig. 4 zeigt die Meßergebnisse zur Kopfzugfestigkeit bei den einzelnen Schweißströmen. Der erfindungsgemäße Stahl zeigt auch dann eine hohe Kopfzugfestigkeit, wenn der Schweißstrom gering ist. Beim Vergleich der Kopfzugfestigkeit bei einem solchen Stromwert, der zu einem Raupendurchmesser von 5 Blechdicke führt, ist die Kopfzugfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls mindestens zweimal höher als die des Vergleichsstahls. Fig. 9 zeigt die Meßergebnisse zur Scherzugfestigkeit bei den einzelnen Schweißströmen. Der erfindungsgemäße Stahl zeigt bei allen Schweißströmen eine höhere Scherzugfestigkeit als der Vergleichsstahl.

Industrielle Anwendbarkeit

Die Erfindung sieht ein neuartiges warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit vor, bei dem eine für Endprodukte notwendige hohe Festigkeit durch eine kurzzeitige Wärmebehandlung nach dem Kaltverformen erzielt werden kann. Ferner sieht die Erfindung ein neuartiges Verfahren vor, durch das ein warmgewalztes Stahlblech der vorstehend beschriebenen Art mit einfachen Mitteln, wie z. B. Einstellen der Zusammensetzung und Steuern der Wickeltemperatur des warmgewalzten Stahlblechs, hergestellt werden kann. Daher kann die Erfindung die Anforderungen von Stahlblechanwendern erfüllen, was die Erfindung unter industriellem Gesichtspunkt sehr vorteilhaft werden läßt.

Claims

1. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff sowie 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

2. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

3. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff sowie 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

4. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie 0,0001 bis 0,0030% Bor, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

5. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

6. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie 0,0001 bis 0,0030% Bor, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

7. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0, 10% lösliches Aluminium, 0,0001 bis 0,0030% Bor sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

8. Durch Wärmebehandlung verfestigtes, warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist: 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, 0,0001 bis 0,0030% Bor sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, und daß es im wesentlichen ein ferritisches Einzelphasengefüge aufweist, in dem kein Perlit auftritt.

9. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff sowie 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

10. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

11. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff sowie 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

12. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie 0,0001 bis 0,0030% Bor, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

13. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

14. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium sowie 0,0001 bis 0,0030% Bor, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wikkeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

15. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, 0,0001 bis 0,0030% Bor sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

16. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit, gekennzeichnet durch Warmwalzen eines Stahls mit einer Zusammensetzung von 0,0005 bis 0,015% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,5% Mangan, 0,001 bis 0,030% Schwefel, 1,0 bis 2,2% Kupfer, höchstens 0,100% Phosphor, höchstens 1,0% Silicium, 0,15 bis 0,45% Nickel, höchstens 0,0050% Stickstoff, 0,002 bis 0,10% lösliches Aluminium, 0,0001 bis 0,0030% Bor sowie Titan und/oder Niob in Mengen von 0,01 bis 0,2% bzw. 0,005 bis 0,2%, wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Elemente sind, bei einer Temperatur über dem Ar&sub3;-Punkt und Wickeln des sich ergebenden warmgewalzten Stahlbands bei einer Temperatur von höchstens 500ºC.

17. Verfahren zur Herstellung eines durch Wärmebehandlung verfestigten, warmgewalzten Stahlblechs mit ausgezeichneter Kaltverformbarkeit nach einem der Ansprüche 9 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß das warmgewalzte Stahlband bei einer Temperatur von 100 bis 350ºC gewickelt wird.