DE69228604T2

DE69228604T2 - Warmgewalztes, hochfestes stahlblech mit hohem streckgrenzenverhältnis und hervorragender umformbarkeit oder punktschweissbarkeit und dessen herstellung

Info

Publication number: DE69228604T2
Application number: DE69228604T
Authority: DE
Inventors: Hiroshi Abe; Kazuyoshi Esaka; Norio Ikenaga; Osamu Kawano; Junichi Wakita
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-05-30
Filing date: 1992-05-28
Publication date: 1999-11-04
Anticipated expiration: 2012-05-29
Also published as: JP2952624B2; EP0586704B1; KR970005202B1; WO1992021784A1; DE69232036D1; EP0881308B1; EP0586704A4; EP0881308A1; DE69232036T2; US5505796A; DE69228604D1; JPH05171345A; EP0586704A1

Description

Warmgewalztes, hochfestes Stahlblech mit hohem Streckgrenzenverhältnis und hervorragender Umformbarkeit oder sowohl Umformbarkeit als auch Schweißbarkeit und dessen Herstellung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten, hochfesten Stahlblechs (Platte) mit einer hohen Duktilität und einer hervorragenden Umformbarkeit oder hervorragender Umformbarkeit und Punktschweißbarkeit, das für eine Verwendung in Automobilen, Industriemaschinen usw. bestimmt ist.
Aufgrund reger Nachfragen nach einem leichteren Gewicht von Automobilstahlblechen und einer Sicherheitsgarantie bei Zusammenstößen von Automobilen als hauptsächliche Hintergründe wird von Stahlblechen eine höhere Festigkeit verlangt. Jedoch wird selbst von den hochfesten Stahlblechen Bearbeitbarkeit verlangt, und Stahlbleche, die die Anforderungen sowohl an Festigkeit als auch Bearbeitbarkeit erfüllen können, sind rege gefragt. Vordem ist Zweiphasenstahl (der nachstehend als "DP- Stahl" bezeichnet wird), der Ferrit und Martensit aufweist, für warmgewalzte Stahlbleche vorgeschlagen worden, um auf dem Gebiet, das eine gute Duktilität verlangt, verwendet zu werden. Es ist bekannt, daß DP-Stahl ein besseres Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht hat als die mischkristall-verstärkten, hochfesten Stahlbleche und ausscheidungsverstärkten, hochfesten Stahlbleche haben, aber seine Festigkeit-Duktilität-Gleichgewichtsgrenze ist bei TS x T.EL ≤ 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%). Das heißt, DP-Stahl kann unter den derzeitigen Umständen strengere Anforderungen nicht erfüllen.
Als Keime, die unter den derzeitigen Umständen die Anforderungen, TS x T.EL ≤ 19613,3 N/mm²·% (2000 Kgf/mm²·%) zu erreichen, erfüllen können, ist vorgeschlagen worden, Abschreckaustenit zu verwenden. Beispielsweise offenbart die JP- A-60-43425 ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs, das Abschreckaustenit enthält, wobei das Verfahren aufweist:
Warmwalzen eines Stahlblechs in einem Temperaturbereich von Ar&sub3; bis Ar&sub3;+50ºC, Halten des Stahlblechs in einem Temperaturbereich von 450 bis 650ºC für 4 bis 20 Sekunden und Haspeln des Stahlblechs bei einer Temperatur von nicht mehr als 350ºC, und auch die JP-A-60-165320 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs, das Abschreckaustenit enthält, wobei das Verfahren aufweist: Führen des Hochreduktionswalzens eines Stahlblechs bei einer Fertigbearbeitungstemperatur von nicht weniger als 850ºC bei einer gesamten Querschnittsverringerung von mindestens 80%, einer Querschnittsverringerung von mindestens 60% für die letzten drei Gänge zusammen und einer Querschnittsverringerung von mindestens 20% für den allerletzten Gang, und dann Führen des Kühlens bis 300ºC oder weniger bei einer Kühlgeschwindigkeit von mindestens 50ºC/s.
Jedoch sind diese herkömmlichen Verfahren in der Praxis unter den Gesichtspunkten der Energieeinsparung und Produktivitätsverbesserung wegen des Haltens bei 450 bis 650ºC für 4 bis 20 Sekunden während des Kühlens, des Haspelns bei einer niedrigen Temperatur, wie beispielsweise 350ºC oder weniger, des Hochreduktionswalzens usw. nicht bevorzugt. Ferner ist die Bearbeitbarkeit der durch dieses Verfahren erzeugten Stahlbleche bei TS x T.EL < 23536,0 N/mm² · % (2400 kgf/mm²·%), was nicht immer das von den Benutzern geforderte Niveau voll erfüllen würde. Das heißt, Stahlbleche mit höherem TS x T.EL (wünschenswert mehr als 23536,0 N/mm² · % (2400 kgf/mm²·%)) und ein hochproduktives Verfahren zur Herstellung solcher Stahlbleche sind weiterhin gefragt. Die EP-A-0 295 500 offenbart ein warmgewalztes Stahlblech und ein Verfahren zur Herstellung desselben, wobei das Stahlblech eine hohe Festigkeit und ein hohes TS x T.EL von mehr als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%) mit einem niedrigen Streckgrenzenverhältnis hat. Andererseits werden in Hinblick auf die tatsächliche Umformbarkeit nicht nur ein gutes Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, sondern auch eine hervorragende gleichförmige Dehnbarkeit (Streckbarkeit), Vergrößerbarkeit oder Lochausbreitbarkeit (Vergrößerbarkeit in eine Flanschform), Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verlangt. Ferner wird auf dem Einsatzgebiet dieser Stahlbleche Punktschweißen mehr und mehr verwendet, und somit wird ebenfalls eine hervorragende Punktschweißbarkeit verlangt. Ferner noch wird nicht nur eine hohe Zugfestigkeit, sondern auch ein höheres Streckgrenzenverhältnis (höhere technische Streckgrenze) unter dem Gesichtspunkt der Festigkeitsgarantie verlangt.
Das heißt, das Gebiet der tatsächlichen Anwendungen kann durch gleichzeitige Erfüllung dieser Anforderungen beträchtlich vergrößert werden.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines warmgewalzten, hochfesten Stahlblechs mit hervorragender Bearbeitbarkeit, das Abschreckaustenit enthält und in der Lage ist, TS x T.El ≥ 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%) zu erreichen, was über der Grenze des Stands der Technik ist. Ferner stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten, hochfesten Stahlblechs bereit, das eine hervorragende Umformbarkeit (Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, gleichförmige Dehnbarkeit, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit), ein hohes Streckgrenzenverhältnis und gleichzeitig eine hervorragende Punktschweißbarkeit hat.
Die obenerwähnten Probleme werden mit den Merkmalen der Ansprüche 1 bis 8 gelöst.
Als Ergebnis von umfangreichen Tests und Untersuchungen haben die vorliegenden Erfinder die Probleme des Stands der Technik gelöst und haben ein warmgewalztes, hochfestes Stahlblech, das eine hervorragende Umformbarkeit, ein hohes Streckgrenzenverhältnis und zugleich eine hervorragende Punktschweißbarkeit hat, und ein Verfahren zur Herstellung desselben gefunden.
Erstens muß die Mikrostruktur eines Stahlblechs, das eine hervorragende Umformbarkeit und gleichzeitig ein hohes Streckgrenzenverhältnis erfüllen kann, aus drei Phasen, Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit, zusammengesetzt sein, wobei der Abschreckaustenit Korngrößen von nicht mehr als 2 um bei einem Volumenanteil von nicht weniger als 5% hat; die Korngröße des Ferrits (dF) beträgt nicht mehr als 5 um; und VF/dF (VF: Volumenanteil des Ferrits in %, dF: Korngröße des Ferrits in um) ist nicht weniger als 20 (oder nicht weniger als 7, wenn C in einem Bereich von 0,16 bis weniger als 0,3 Gew.-% ist, da feinere Körner des Abschreckaustenits leicht gebildet werden können).
In Tabelle 1 sind ihre Beziehungen gezeigt und ihre Einzelheiten sind in den folgenden Punkten 1 bis 3 zusammengefaßt: Tabelle 1
O zeigt eine starke Korrelation
1. Eine Zunahme an Abschreckaustenit trägt zu Verbesserungen des Festigkeit-Duktilität-Gleichgewichts und der gleichförmigen Dehnung bei, und ihre Wirkung wird durch Verfeinern der Körner des Abschreckaustenits verstärkt. Durch Verfeinern der Körner des Abschreckaustenits können die Vergrößerbarkeit oder Lochausbreitbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit auf einem hervorragenden Niveau gehalten werden. Das heißt, durch Bringen des Gehalts an Abschreckaustenit auf 5% oder mehr und der Korngröße auf nicht mehr als 2 um können gleichzeitig ein hervorragendes Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht, eine hervorragende gleichförmige Dehnung, eine hervorragende Vergrößerbarkeit, eine hervorragende Biegbarkeit, eine hervorragende sekundäre Bearbeitbarkeit und eine hervorragende Zähigkeit erreicht werden.
2. Eine Erhöhung von Vp/dF trägt durch eine Erhöhung des Volumenanteils an Ferrit und durch feinere Korngröße (dF≤5 um) des Ferrits zu Verbesserungen der sekundären Bearbeitbarkeit und der Zähigkeit und zu einer Erhöhung des Streckgrenzenverhältnisses bei.
3. Durch einen Aufbau der Mikrostruktur aus den drei Phasen Ferrit, Bainit und Abschreckaustenit, das heißt durch Vermeiden des Einbaus von Perlit und Martensit, können die Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit auf einem hervorragenden Niveau gehalten werden, wobei ein hohes Streckgrenzenverhältnis ebenfalls beibehalten werden kann.
Um zweitens einen Gehalt an Abschreckaustenit in einem Volumenanteil von nicht weniger als 5% zu bekommen, ist es notwendig, wie in Fig. 1 und 2 gezeigt ist, im Falle von 0,05 bis weniger als 0,16 Gew.-% C einen Si-Gehalt auf 0,5-3,0 Gew.-%, einen Mn-Gehalt auf 0,5 bis 3,0 Gew.-% und einen Si+Mn-Gehalt auf mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% zu steuern und ein VF/dF-Verhältnis auf nicht weniger als 20 zu bringen, und im Falle von 0,16 bis weniger als 0,30% Gew.-% C einen Si-Gehalt auf 0,5-3,0 Gew.-%, einen Mn- Gehalt auf 0,5 bis 3,0 Gew.-% und einen Si+Mn-Gehalt auf mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% zu steuern und ein VF/dF-Verhältnis auf nicht weniger als 7 zu bringen. Um die Abschreckaustenit-Korngröße auf nicht mehr als 2 um zu bringen, ist es notwendig, die Umformungsgeschwindigkeit des letzten Fertigwalzgangs auf nicht weniger als 30/Sekunde zu bringen, wie in Fig. 3 gezeigt ist.
Um drittes eine beste Punktschweißbarkeit (Nuggetinnenbruch = 0) zu erzielen, ist es notwendig, daß ein C-Gehalt weniger als 0,16 Gew.-%, ein Si+Mn-Gehalt nicht mehr als 6 Gew.-%, ein Si-Gehalt und ein Mn-Gehalt jeweils nicht mehr als 3,0 Gew.-% und ein P-Gehalt nicht mehr als 0,02 Gew.-% beträgt, wie in Fig. 4 gezeigt ist.
Im Falle, daß viertens eine sehr zwingende Oberflächeneigenschaft verlangt wird, ist es wirkungsvoll, die Heiztemperatur auf nicht mehr als 1170ºC und einen Si-Gehalt auf 1,0 bis 2,0 Gew.-% zu steuern.
Um fünftens eine hervorragende Vergrößerbarkeit (d/d&sub0; ≥ 1,4) zu erzielen, ist es notwendig, einen C-Gehalt auf weniger als 0,16 Gew.-% und einen S-Gehalt auf nicht mehr als 0,01 Gew.-% zu bringen, und es ist auch wirkungsvoll, Ca oder REM hinzuzufügen, wie in Fig. 5 gezeigt ist. Um eine besonders hervorragende Vergrößerbarkeit (d/d&sub0; ≥ 1,5) zu erzielen, ist es ferner notwendig, einen C-Gehalt auf weniger als 0,01 Gew.-% zu bringen.
Das heißt, verschiedene kombinierte Eigenschaften, die für ein warmgewalztes hochfestes Stahlblech erforderlich sind, können nur durch eine genaue Steuerung der Komponenten und genaue Steuerung der Struktur gemäß der vorliegenden Erfindung erfüllt werden.
Die vorliegenden Erfinder haben weitere Untersuchungen der Warmwalzbedingungen zur Erzielung der oben erwähnten Mikrostruktur durchgeführt und haben ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs gefunden.
Zuerst werden nachstehend die Werte zur Steuerung der Komponenten und die Gründe für die Steuerung erklärt.
Nicht weniger als 0,05 Gew.-% C muß hinzugefügt werden, um den Abschreckaustenit sicherzustellen (der nachstehend als "Abschreck-γ" bezeichnet wird). Um eine Versprödung an den geschweißten Teilen zu verhindern, dabei eine gute Punktschweißbarkeit zu erzielen, und um eine Vergrößerbarkeit (d/do)von nicht weniger als 1,1 zu erzielen, muß eine obere Grenze des C-Gehalts bei weniger als 0,30 Gew.-% liegen. Um ferner die beste Punktschweißbarkeit zu erzielen, und um eine hervorragende Vergrößerbarkeit (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,4 zu erzielen, muß eine obere Grenze des C-Gehalts bei weniger als 0,16 Gew.-% liegen. Wenn eine beste Vergrößerbarkeit (d/d&sub0;) 1,5 notwendig ist, muß die obere Grenze bei weniger als 0,10 Gew.-% liegen. C ist auch ein Verstärkungselement und die Zugfestigkeit nimmt mit zunehmenden C-Gehalt zu, jedoch wird d/d&sub0; gleichzeitig kleiner, was die Punktschweißbarkeit unvermeidbar nachteilhaft macht.
Si und Mn sind Verstärkungselemente. Si fördert die Bildung von Ferrit (der nachstehend als "α" bezeichnet wird), wobei es die Bildung von Karbiden unterdrückt. Somit hat es die Wirkung, Abschreck-γ sicherzustellen. Mn hat die Wirkung, γ zu stabilisieren, um Abschreck-γ sicherzustellen. Um die Funktionen von Si und Mn vollständig auszuführen, ist es notwendig, die einzelnen unteren Grenzen von Si und Mn und gleichzeitig auch die untere Grenze von Si+Mn zu steuern. Das heißt, es ist notwendig, die einzelnen unteren Grenzen von Si und Mn auf nicht weniger als 0,5 Gew.-% und die untere Grenze von Si+Mn auf mehr als 1,5 Gew.-% zu steuern. Selbst eine zu hohe Zugabe von Si und Mn sättigt die oben erwähnten Wirkungen, wobei sich im Gegenteil eine Verschlechterung der Schweißbarkeit und ein Brammenbrechen ergibt, und somit ist es notwendig, daß die einzelnen oberen Grenzen von Si und Mn bei nicht mehr als 3,0 Gew.-% liegt und die obere Grenze von Si+Mn bei nicht mehr als 6,0 Gew.-% liegt. Wenn ein besonders hervorragender Oberflächenzustand verlangt wird, ist es wünschenswert, daß ein Si-Gehalt 1,0 bis 2,0 Gew.-% beträgt.
P ist wirkungsvoll, um Abschreck-γ sicherzustellen, und in der vorliegenden Erfindung ist dessen obere Grenze auf 0,02 Gew.-% festgesetzt, um die beste sekundäre Bearbeitbarkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit beizubehalten. Wenn die Anforderungen an diese Eigenschaften nicht so streng sind, kann bis zu 0,2 Gew.-% P hinzugefügt werden, um Abschreck-γ zu erhöhen.
Die obere Grenze von S ist auf 0,01 Gew.-% festgesetzt, um eine Verschlechterung der Vergrößerbarkeit aufgrund von Materialien auf Sulfidbasis zu verhindern.
Nicht weniger als 0,005 Gew.-% Al wird für eine Deoxidation hinzugefügt und um den α-Volumenanteil durch Verfeinern der γ- Körner durch AlN zu erhöhen, α-Körner feiner zu machen und Abschreck-γ zu vermehren und die Körner des Abschreck-γ zu verfeinern, und die obere Grenze ist wegen der Sättigung der Wirkungen auf 0,10 Gew.-% festgesetzt. Bis zu 3 Gew.-% Al kann hinzugefügt werden, um eine Zunahme an Abschreck-γ zu fördern.
Nicht weniger als 0,0005 Gew.-% Ca wird hinzugefügt, um die Gestalt der Materialien auf Sulfidbasis (Sphärodisierung) zu steuern, und wegen Sättigung der Wirkungen und nachteiliger Wirkung aufgrund einer Zunahme an Materialien auf Sulfidbasis (Verschlechterung der Vergrößerbarkeit) ist dessen obere Grenze auf 0,01 Gew.-% festgesetzt. Aus dem gleichen Grund ist ein REM- Gehalt auf einen Bereich von 0,005 bis 0,05 Gew.-% festgesetzt.
Das Vorstehende sind Gründe für die Zugabe der Hauptkomponenten. Mindestens eines der folgenden Elementen Nb, Ti, Cr, Cu, Ni, V, B und Mo kann in einem solchen Umfang hinzugefügt werden, um die Festigkeit sicherzustellen und die Körner feiner zu machen, nicht aber um die Eigenschaften zu verschlechtern.
Unter dem Gesichtspunkt, wie die oben erwähnte Mikrostruktur zu erzielen ist, werden Werte zur Heizsteuerung, Walzsteuerung, Kühlsteuerung, Haspelsteuerung usw. und Gründe für die Steuerung nachstehend erklärt.
Um eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit aufgrund des Auftretens einer arbeitenden Struktur (arbeitendes α), insbesondere die Verschlechterung des Festigkeit-Duktilität-Gleichgewichts (Verschlechterung der Dehnung), zu verhindern, ist die untere Grenze der Endtemperatur des Fertigwalzens auf Ar&sub3;-50ºC festgesetzt. Im Falle eines einstufigen Kühlens (Fig. 6) ist die obere Grenze der Endtemperatur des Fertigwalzens auf Ar&sub3;+50ºC festgesetzt, um in dem Walzschritt die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils, die Wirkung einer Verfeinerung der α-Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ sicherzustellen. Im Falle eines zweistufigen Kühlens und dreistufigen Kühlens (Fig. 6), wie später erklärt wird, können die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils, die Wirkung einer Verfeinerung der α-Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ in dem Kühlschritt erwartet werden, und somit ist es nicht notwendig, die obere Grenze der Endtemperatur des Fertigwalzens festzusetzen, jedoch wird die obere Grenze bevorzugt auf Ar&sub3;+50ºC festgesetzt, um die oben stehenden Wirkungen zu verbessern.
Die gesamte Querschnittsverringerung des Fertigwalzens muß nicht weniger als 80% betragen, um die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils, die Wirkung einer Verfeinerung der α- Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ sicherzustellen, und vorzugsweise muß die einzelne Querschnittsverringerung der 4 Durchgänge auf der vorausgehenden Stufe nicht weniger als 40% betragen.
Die Umformungsgeschwindigkeit des letzten Fertigwalzgangs muß nicht kleiner als 30/Sekunde sein, um den Wirkung der Verfeinerung der α-Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ sicherzustellen.
Die untere Grenze der Kühlrate des in Fig. 6 gezeigten einstufigen Kühlens muß 30ºC/Sekunde sein, um die Bildung von Perlit zu verhindern.
Bei dem in Fig. 6 gezeigten zweistufigen Kühlen muß die erste Stufe des Kühlens bis hinunter auf nicht mehr als Ar&sub3; mit einer Kühlrate von weniger als 3000/Sekunde ausgeführt werden, um die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ zu erzielen. Die zweite Stufe des Kühlens muß von einer Temperatur von mehr als Ar&sub1; mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde gestartet werden, um die Bildung von Perlit zu verhindern. Es ist nicht unerwünscht, die Temperatur in einem Temperaturbereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; konstant zu halten. Um ein TRIP-Phänomen in einem weiten Bereich des Umformungsbereichs aufrechtzuerhalten und hervorragende Eigenschaften zu erzielen, ist es wünschenswert, die Kühlrate der ersten Stufe auf 5-20ºC/Sekunde festzusetzen.
Bei dem in Fig. 6 gezeigten dreistufigen Kühlen muß die erste Stufe des Kühlens auf nicht mehr als Ar&sub3; mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde ausgeführt werden, um die α- Körner feiner zu machen. Die zweite Stufe des Kühlens wird mit einer Kühlrate von weniger als 30ºC/Sekunde ausgeführt, um die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ zu erzielen, und die dritte Stufe des Kühlens muß von mehr als Ar&sub1; mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde gestartet werden, um die Bildung von Perlit zu verhindern. Es ist nicht unerwünscht, die Temperatur in einem Bereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; konstant zu halten. Um ein TRIP-Phänomen in einem weiten Bereich des Umformungsbereichs aufrechtzuerhalten und hervorragende Eigenschaften zu erzielen, ist es wünschenswert, die Kühlrate der zweiten Stufe auf 5-20ºC/Sekunde festzusetzen.
Bei dem einstufigen Kühlen, zweistufigen Kühlen oder dreistufigen Kühlen kann das Abschrecken gleich nach dem Walzen ausgeführt werden, um die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils, die Wirkung einer Verfeinerung der α-Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ zu erzielen.
Die untere Grenze der Haspel-Temperatur muß mehr als 350ºC sein, um die Bildung von Martensit zu verhindern und Abschreck-γ sicherzustellen. Ihre obere Grenze muß 500ºC oder mehr sein, um die Bildung von Perlit zu verhindern, übermäßige Bainit- Umwandlung zu unterdrücken und Abschreck-y sicherzustellen.
Das Vorstehende sind Gründe für die Steuerung in dem vorliegenden Verfahren. Die Wirkung einer Erhöhung des α-Volumenanteils, die Wirkung einer Verfeinerung der α-Körner und die Wirkung einer Zunahme an feineren Körnern in dem Abschreck-γ zu verbessern, bedeutet: 1. Festsetzen der oberen Grenze der Heiztemperatur auf 1170ºC, 2. Festsetzen der Anfangstemperatur des Fertigwalzens auf nicht mehr als "Walzendtemperatur + 100ºC" usw., was allein oder in Kombination ausgeführt werden kann. Die obere Grenze der Heiztemperatur kann auf 1170ºC festgesetzt werden, um die beste Oberflächeneigenschaft sicherzustellen.
Ferner kann das Kühlen nach dem Haspeln spontanes oder erzwungenes Kühlen sein. Um eine übermäßige Bainit-Umwandlung zu unterdrücken und die Wirkung der Sicherstellung von Abschreck-γ- Körnern zu verbessern, kann das Kühlen hinunter bis auf weniger als 200ºC mit einer Kühlrate von nicht weniger als 30ºC/Stunde ausgeführt werden. Das Kühlen kann in Kombination mit der oben erwähnten Steuerung der Heiztemperatur und der Steuerung der Anfangstemperatur des Fertigwalzens ausgeführt werden.
Für das Walzen verwendete Brammen können irgendwelche der sogenannten wiedererhitzten kalten Brammen, HCR und HDR, oder können durch das sogenannte kontinuierliche Blechgießen hergestellte Brammen sein.
Gemäß der vorliegenden Erfindung erzielte warmgewalzte Bleche können als Platten zur Beplattung verwendet werden.
Die Erfindung wird detailliert in Verbindung mit den Zeichnungen beschrieben; es zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm, das Bedingungen dafür zeigt, nicht weniger als 5% Abschreck-γ entstehen zu lassen;
Fig. 2 ein Diagramm, das Bedingungen dafür zeigt, nicht weniger als 5% Abschreck-γ entstehen zu lassen;
Fig. 3 ein Diagramm, das Bedingungen dafür zeigt, nicht weniger als 5% Abschreck-γ-Körner mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um entstehen zu lassen;
Fig. 4 ein Diagramm, das Bedingungen zur Verbesserung der Punktschweißbarkeit zeigt;
Fig. 5 ein Diagramm, das Bedingungen zur Verbesserung eines Vergrößerungsverhältnisses zeigt;
Fig. 6 ein Diagramm, das Kühlschritte an einem Kühltisch zeigt.
Beispiele werden nachstehend gezeigt.
Weitere chemische Komponenten der Stahlteststücke, außer Fe, sind in Tabelle 2 gezeigt.
Warmgewalzte Stahlbleche gemäß den Beispielen der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispielen sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.
Die Zahlenwerte von TS (kgf/mm²), YP (kgf/mm²) und TSxT. El (kgf/mm²·%) in den Tabellen 4, 6, 8 und 10 können in SI-Einheiten (N/mm², N/mm²·%) umgerechnet werden, indem diese jeweils mit 9,80665 multipliziert werden. Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4
Nr. 1 bis 18 beziehen sich auf Beispiele der vorliegenden Erfindung, wobei warmgewalzte hochfeste Stahlbleche mit hohem Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit erzielt werden konnten. Jedoch hatten Nr. 16 und Nr. 18 aufgrund eines höheren C-Gehalts eine etwas geringere Punktschweißbarkeit, hatten aber eine gute Bearbeitbarkeit.
Eine gute Oberflächeneigenschaft wurde erzielt. Eine besonders gute Oberflächeneigenschaft wurde in Nr. 1, 3, 5 und 7 bis 16 erzielt, da der Si-Gehalt in einem Bereich von 1,0 bis 2,0 Gew.-% lag.
Nr. 19 bis 23 beziehen sich auf Vergleichsbeispiele, wobei Nr. 19 einen geringeren Si-Gehalt und Si+Mn-Gehalt als die untere Grenze hatte und kein Abschreck-γ erzielt wurde und sowohl das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht als auch die gleichförmige Dehnung verschlechtert waren; Nr. 20 enthielt Perlit und einen geringeren Abschreck-γ-Gehalt als 5% und somit waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 21 enthielt Martensit und hatte einen geringeren Abschreck-γ-Gehalt als 5% und das Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit waren verschlechtert und das Streckgrenzenverhältnis war niedriger als 60%; Nr. 22 behielt 5% des Abschreck-γ-Gehalts, aber seine Korngröße war mehr als 2 um, und somit waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; und Nr. 23 hatte einen höheren C-Gehalt als die obere Grenze und somit waren die Punktschweißbarkeit und Vergrößerbarkeit verschlechtert.
Selbst bei den Stahlsorten G-L, R-V und X von Tabelle 2 konnten warmgewalzte hochfeste Stahlbleche mit einem hohen Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit erzielt werden und ihre Oberflächenzustände waren auch besser.
Verfahren zur Herstellung warmgewalzter Stahlbleche gemäß den Beispielen der vorliegenden Erfindung und Vergleichs beispielen sind in Tabelle 5 bis 10 gezeigt. Tabelle 5
* Mindestens 40% für die vorausgehenden vier Durchgänge
** Abschrecken gleich nachdem Fertigwalzen Tabelle 6 Beispiele für einstufiges Kühlen
* arbeitende Struktur (arbeitendes α) gebildet Tabelle 7 Beispiele für zweistufiges Kühlen
* Mindestens 40% für die vorausgehenden vier Durchgänge Tabelle 8 Beispiele für zweistufiges Kühlen
* arbeitende Struktur (arbeitendes α) gebildet Tabelle 9 Beispiele für dreistufiges Kühlen
* Mindestens 40% für die vorausgehenden vier Durchgänge Tabelle 10 Beispiele für dreistufiges Kühlen
Tabelle 5 und 6 zeigen Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlblechs im Falle eines einstufigen Kühlens an dem in Fig. 6 gezeigten Kühltisch gemäß den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen.
Nr. 24 bis 30 beziehen sich auf Beispiele der vorliegenden Erfindung, wobei warmgewalzte hochfeste Stahlbleche mit hohem Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit erzielt werden konnten und ihre Oberflächenzustände stellten sich als besser heraus.
Nr. 31 bis 35 beziehen sich auf Vergleichsbeispiele, wobei Nr. 31 eine geringere Walzendtemperatur als die untere Grenze hatte und eine höhere Haspeltemperatur als die obere Grenze hatte, und somit wurden eine arbeitende Struktur (arbeitendes α) und Perlit gebildet, und nicht weniger als 5 Gew.-% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnbarkeit, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlech-tert; Nr. 32 hatte eine geringere Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Fertigwalzgang als die untere Grenze und eine geringere Kühlrate als die untere Grenze, was die Bildung von Perlit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und als Folge waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 33 hatte eine höhere Haspel-Temperatur als die obere Grenze, was die Bildung von Perlit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeit-barkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 34 hatte eine niedrigere Haspel-Temperatur als die untere Grenze, was die Bildung von Martensit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität- Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit ver schlechtert, und das Streckgrenzenverhältnis war geringer als 60%; und Nr. 35 hatte eine höhere Endtemperatur des Fertigwalzens als die obere Grenze und eine geringere Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Fertigwalzgang als die untere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert.
Tabelle 7 und 8 zeigen Verfahren zur Herstellung warmgewalzter Stahlbleche im Falle eines zweistufigen Kühlens an dem in Fig. 6 gezeigten Kühltisch gemäß den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen.
Nr. 36 bis 41 beziehen sich auf Beispiele der vorliegenden Erfindung, wobei warmgewalzte, hochfeste Stahlbleche mit hohem Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit erzielt werden konnten und ihre Oberflächenzustände stellten sich als besser heraus.
Nr. 42 bis 47 beziehen sich auf Vergleichsbeispiele, wobei Nr. 42 eine niedrigere Fertigwalz-Endtemperatur als die untere Grenze hatte und eine höhere Coiling-Temperatur als die obere Grenze hatte, was die Bildung einer arbeitenden Struktur (arbeitendes α) und von Perlit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 43 hatte eine geringere gesamte Fertigwalz- Querschnittsverringerung als die untere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und mehr als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht weniger als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 44 hatte eine höhere Kühlrate auf der ersten Stufe als die obere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck- γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 45 hatte eine geringere Kühlrate auf der zweiten Stufe als die untere Grenze, was die Bildung von Perlit zur Folge hatte, und nicht mehr als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität- Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 46 hatte eine geringere Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Fertigwalzgang als die untere Grenze und eine höhere Haspel-Temperatur als die obere Grenze, was die Bildung von Perlit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnten nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität- Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; und Nr. 47 hatte eine höhere Kühlendtemperatur (Kühlrateverschiebungstemperatur T&sub1;) auf der ersten Stufe als die obere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck- γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert.
Tabelle 9 und 10 zeigen Verfahren zur Herstellung warmgewalzter Stahlbleche im Falle eines dreistufigen Kühlens an dem in Fig. 6 gezeigten Kühltisch gemäß den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen.
Nr. 48 bis 53 beziehen sich auf Beispiele der vorliegenden Erfindung, wobei warmgewalzte, hochfeste Stahlbleche mit hohem Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit erzielt werden konnten und ihre Oberflächenzustände stellten sich als besser heraus.
Nr. 54 bis 56 beziehen sich auf Vergleichsbeispiele, wobei Nr. 54 eine höhere Kühlrate auf der zweiten Stufe als die obere Grenze hatte, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität- Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 55 hatte eine geringere Kühlrate auf der zweiten Stufe als die untere Grenze, was die Bildung von Perlit zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität- Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, Vergrößerbarkeit, Biegbarkeit, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 56 hatte jeweils eine höhere Kühlendtemperatur (Kühlrateverschiebungstemperatur T&sub1; und T&sub2;) auf der ersten und zweiten Stufe als die obere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht weniger als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht mehr als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeitbarkeit und Zähigkeit verschlechtert; Nr. 57 hatte eine geringere Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Fertigwalzgang als die untere Grenze, was ein Nichterreichen einer solchen Beziehung wie VF/dF ≥ 20 zur Folge hatte, und nicht mehr als 5% Abschreck-γ mit Korngrößen von nicht weniger als 2 um konnte nicht erzielt werden, und folglich waren das Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht, die gleichförmige Dehnung, sekundäre Bearbeit-barkeit und Zähigkeit verschlechtert.
Selbst bei den Stahlsorten G-L, R-V und X von Tabelle 2 konnten warmgewalzte hochfeste Stahlbleche mit hohem Streckgrenzenverhältnis und sowohl hervorragender Umformbarkeit als auch Punktschweißbarkeit zugleich und einem guten Oberflächenzustand gemäß den gleichen Verfahren der vorliegenden Erfindung erzielt werden.
Wie aus dem Vorstehenden ersichtlich ist, können verschiedene praktische Fälle und Teile nur gemäß der vorliegenden Erfindung mit kombinierten Eigenschaften verfügbar gemacht werden.
Eine Auswertung der Eigenschaften ist gemäß den folgenden Verfahren durchgeführt worden:
Zugfestigkeitstests wurden gemäß JIS Nr. 5 durchgeführt, um die Zugfestigkeit (TS), die technische Streckgrenze (YP), das Streckgrenzenverhältnis (YR = 100 · YP/TS), die gesamte Dehnung (T.El), die gleichförmige Dehnung (U.El) und das Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht (TS x T.El) zu bestimmen.
Die Vergrößerbarkeit oder Lochausbreitbarkeit wurde durch ein Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) ausgedrückt, das folgendermaßen bestimmt wurde: Vergrößern eines Stanzloches, 20 mm Durchmesser (Anfangsdurchmesser: d&sub0;), mit einem 30º-Kernstanzwerkzeug von der gratfreien Seite, um beim Durchgang eines Risses durch das Teststück in Richtung der Dicke einen Lochdurchmesser (d) zu messen und Aufstellen des Verhältnisses (d/d&sub0;).
Biegbarkeit wurde bestimmt durch Biegen eines Teststücks, 35 · 70 mm, bei einem 90º-V-Biegewinkel mit 0,5 R an dem Spitzenende (Biegeachse in der Walzrichtung), mit der Gratseite nach außen, und Nichtauftreten von 1 mm oder längeren Rissen wurde durch ein rundes Zeichen "O" und das Auftreten durch ein gekreuztes Zeichen "X" ausgedrückt.
Sekundäre Bearbeitbarkeit wurde bestimmt durch Quetschen einer Schale, die bei einem Zugverhältnis von 1,8 bei -50ºC aus einer gestanzten Platte (Stanzloch: 90 mm Durchmesser) geformt wurde, und Nichtauftreten von Rissen wurde durch ein rundes Zeichen "O" und das Auftreten durch ein gekreuztes Zeichen "X" ausgedrückt.
Die Zähigkeit wurde durch ein rundes Zeichen "O" ausgedrückt, wenn das Teststück bei einer Übergangstemperatur von -120ºC oder weniger zufriedenstellend war und durch ein gekreuztes Zeichen "X", wenn nicht.
Die Punktschweißbarkeit wurde bestimmt, indem ein punktgeschweißtes Teststück mit einem Meißel in zwei ursprüngliche Stücke getrennt wurde, und Nichtauftreten von Bruch innerhalb des Nuggets (des beim Punktschweißen geschmolzenen und dann erstarrten Abschnitts) wurde durch ein rundes Zeichen "O" und das Auftreten durch ein gekreuztes Zeichen "X" ausgedrückt.
Der Oberflächenzustand wurde visuell geprüft, und ein sehr guter Oberflächenzustand wurde durch ein doppeltes rundes Zeichen " " und ein guter Oberflächenzustand durch ein rundes Zeichen "O" ausgedrückt.
In der vorliegenden Erfindung kann ein warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit im Stand der Technik nicht zu findenden kombinierten Eigenschaften, das heißt ein warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit einer hervorragenden Umformbarkeit, einem hohen Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Punktschweißbarkeit, bei niedrigen Kosten stabil erzeugt werden und Anwendungen und Einsatzbedingungen können beträchtlich erweitert werden.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festig-keit- Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit x Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·%(2000 kgf/mm²·%), einem Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,4 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 15%, und einer hervorragenden Punktschweißbarkeit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,05 bis weniger als 0,16 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Komponenten enthält, in einem Endtemperaturbereich von Ar&sub3;±50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und mit einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

2. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit · Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%), einem Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,4 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 15%, und einer hervorragenden Punktschweißbarkeit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,05 bis weniger als 0,16 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Komponenten enthält, bei einer Endtemperatur von nicht weniger als Ar&sub3;-50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und mit einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch hinunter auf eine Temperatur T&sub1; in einem Bereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; mit einer Rate von weniger als 30ºC/Sekunde und von T&sub1; abwärts mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

3. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festigkeit-Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit x Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm %), einem Vergrößerungsverhältnis (d/do) von nicht weniger als 1,4 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 15%, und einer hervorragenden Punktschweißbarkeit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,05 bis weniger als 0,16 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6, 0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Komponenten enthält, bei einer Endtemperatur von nicht weniger als Ar&sub3;-50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und mit einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch hinunter auf eine Temperatur T&sub1; in einem Bereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und von T&sub1; abwärts mit einer Rate von weniger als 30ºC/Sekunde und ferner von einer Temperatur T&sub2; in einem Bereich von nicht mehr als T&sub1; bis mehr als Ar&sub1; und abwärts mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

4. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit x Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%), einem Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,1 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 10%, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,16 bis weniger als 0,30 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Komponenten enthält, in einem Endtemperaturbereich von Ar&sub3;±50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und mit einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

5. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragenden Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit x Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%), einem Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,1 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 10%, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,16 bis weniger als 0,30 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Komponenten enthält, bei einer Endtemperatur von nicht weniger als Ar&sub3;-50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und mit einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch hinunter auf eine Temperatur T&sub1; in einem Bereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; mit einer Rate von weniger als 30ºC/Sekunde und von T&sub1; abwärts mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

6. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten hochfesten Stahlblechs mit hohem Streckgrenzenverhältnis und einer hervorragender Umformbarkeit, wie beispielsweise einem Streckgrenzenverhältnis (YR) von nicht weniger als 60%, einem Festigkeit- Duktilität-Gleichgewicht (Zugfestigkeit x Gesamtdehnung) von nicht weniger als 19613,3 N/mm²·% (2000 kgf/mm²·%), einem Vergrößerungsverhältnis (d/d&sub0;) von nicht weniger als 1,1 und einer gleichförmigen Dehnung von nicht weniger als 10%, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Führen des Fertigwalzens einer Bramme, die durch Gießen eines Stahls hergestellt wurde, der 0,16 bis weniger als 0,30 Gew.-% C, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Si, 0,5 bis 3,0 Gew.-% Mn, mehr als 1,5 bis 6,0 Gew.-% Si und Mn zusammen, nicht mehr als 0,02 Gew.-% P, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S und 0,005 bis 0,10 Gew.-% Al und optional 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca oder 0,005 bis 0,05 Gew.-% REM, wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, als chemische Elemente enthält, bei einer Endtemperatur von nicht weniger als Ar&sub3;-50ºC, bei einer gesamten Querschnittsverringerung von nicht weniger als 80% und einer Umformungsgeschwindigkeit beim letzten Durchgang von nicht weniger als 30/Sekunde, Führen des Kühlens an einem Heißlauftisch hinunter auf eine Temperatur T&sub1; in einem Bereich von nicht mehr als Ar&sub3; bis mehr als Ar&sub1; mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde, von T&sub1; abwärts mit einer Rate von weniger als 30ºC/Sekunde und ferner von einer Temperatur T&sub2; in einem Bereich von nicht mehr als T&sub1; bis mehr als Ar&sub1; und abwärts mit einer Rate von nicht weniger als 30ºC/Sekunde, und Führen des Haspelns bei einer Temperatur von mehr als 350ºC bis 500ºC.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Anfangstemperatur des Fertigwarmwalzens des Stahls nicht mehr als Ar&sub3;+100ºC ist.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei nach dem Haspeln das Stahlblech mit einer Kühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 30ºC/Stunde auf 200ºC oder weniger gekühlt wird.