DE69716518T2

DE69716518T2 - Stahlblech mit gut aussehender Oberfläche und Beulfestigkeit nach der Verformung

Info

Publication number: DE69716518T2
Application number: DE69716518T
Authority: DE
Inventors: Yoshihiro Hosoya; Fusato Kitano; Yasunobu Nagataki
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1996-05-07
Filing date: 1997-04-29
Publication date: 2003-07-10
Anticipated expiration: 2017-04-30
Also published as: CA2204473C; US5853903A; EP0816524B1; TW415969B; DE69716518D1; KR100227572B1; CA2204473A1; KR970074962A; EP0816524A1

Description

Hintergrund der Erfindung

Gebiet der Erfindung

Diese Erfindung betrifft ein Stahlblech, das für Außenteile bzw. Paneele von Autos und dgl. verwendet wird, und genauer ausgedrückt ein kaltgewalztes Stahlblech und ein kaltgewalztes Stahlblech, das mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht beschichtet ist, mit ausgezeichneter Formgebungsfähigkeit und Nicht-Alterungseigenschaften und das keine Oberflächenmängel beim Druckformen bildet und ausgezeichnete Beulfestigkeit nach dem Lackieren entfaltet.

Beschreibung des Standes der Technik

Kaltgewalzte Stahlbleche, die für die Außenteile von Automobilen und dgl. verwendet werden, müssen ausgezeichnete Eigenschaften wie Formgebungsfähigkeit, Formfixierbarkeit und Oberflächengleichmäßigkeit (Verformung in der Ebene) aufweisen; und zusätzlich sind ebenfalls solche Eigenschaften erforderlich, daß die Automobilkörper mit Stahlblechen nicht leicht durch eine lokale externe Beanspruchung ausgebeult werden. Angesichts der zuerst genannten Eigenschaften wurden verschiedene Techniken offenbart, entsprechend denen Parameter, die konventionell für die Auswertung der Formfähigkeit von Stahlblättern verwendet werden wie Dehnung, r-Wert und n-Wert, verbessert wurden. Im Hinblick auf die zuletzt genannten Eigenschaften wurde die Erhöhung der Streckgrenze des Stahlbleches gleichzeitig mit der Verminderung der Blechdicke zum Leichtermachen des Gewichtes des Automobilkörpers untersucht, um eine Verminderung der Kosten des Automobilbrennstoffes zu erzielen, weil sich die Beulbelastung des Stahlblattes mit dem Young Modul (Blechdicke)² und der Formänderungsfestigkeit erhöht. Jedoch erhöht eine Erhöhung der Formänderungsfestigkeit des Stahlbleches die Rückfederung beim Druckformen, und dadurch wird die Oberflächenungleichmäßigkeit leicht um Türhandgriffe zusätzlich zu einer Verschlechterung der Formfixierbarkeit erzeugt. Konventionell ist bekannt, daß die Oberflächenungleichmäßigkeit leicht erzeugt wird, wenn die Formänderungsfestigkeit des Stahlbleches unter normalen Druckformbedingungen 240 MPa übersteigt.
Sogenannte BH-Stahlbleche (Stahlbleche mit einer Einbrennhärtungsfähigkeit), die solche Eigenschaften aufweisen, daß die Formänderungsfestigkeit beim Druckformen niedrig ist und durch ein Belastungsalterungsphänomen nach dem Einbrennen erhöht wird (im allgemeinen Erwärmen bei 170ºC für ungefähr 20 min), wurden zur Lösung der obigen Probleme entwickelt, und zahlreiche verbesserte Techniken angesichts dieser Art von Stahlblechen wurden offenbart. Diese BH- Stahlbleche sind durch das Phänomen gekennzeichnet, daß die Formänderungsfestigkeit sich aufgrund einer Stauchalterung nach dem Einbrennen erhöht, indem eine kleine Menge an C in fester Lösung in dem Stahl zurückgelassen wird. Unter Anwendung eines solchen Stauchalterungsphänomens tritt eine Alterungsverschlechterung (erneutes Auftreten einer Quetschgrenzausdehnung) leichter bei Stahlblechen während der Lagerung bei Raumtemperatur im Vergleich zu nicht-alternden Stahlblechen auf, so daß Oberflächenmängel aufgrund von Fließfiguren leicht beim Druckformen auftreten.
Daher wurden Stahlbleche mit einer Zwei-Phasenstruktur entwickelt, weil eine Quetschgrenzendehnung in solchen Stahlblättern beim Altern nicht leicht erneut auftritt, worin bei der Zwei-Phasenstruktur eine Niedertemperatur- Transformationsphase wie Martensit, das in Ferrit dispergiert ist, durch ein kontinuierliches Vergütungsverfahren gebildet wird. Obwohl diese Art Stahlblech eine BH von ungefähr 100 MPa aufweist, ist es aus einem Stahl mit geringen Kohlenstoff-Gehalt mit ungefähr 0,02 bis 0,06 Gew.-% C gemacht; daher kann diese Art von Stahlblech nicht die Formbarkeit erfüllen, die für die heutigen Außenteile von Automobilen erforderlich ist, und zusätzlich kann sie nicht die gewünschte Mikrostruktur erzielen, weil mit diesem kein Abschrecken oder Tempern durchgeführt werden kann, wenn das Stahlblech feuerverzinkt ist. Weiterhin verhindert eine Verschlechterung der Streck-Flanschfähigkeit und dgl., die für den Stahl mit Zwei-Phasenstruktur spezifisch ist, daß diese Art von Stahlblech für Außenteile verwendet werden.
Mittlerweile wurden sogenannte BH-Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt entwickelt, indem ein Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt, der nicht mehr als 0,005 Gew.-% C enthält, verwendet und Carbid bildende Elemente wie Nb und Ti zum Stahl in Mengen von nicht mehr als dem stöchiometrischen Verhältnis im Hinblick auf den C-Gehalt gegeben werden; und diese BH-Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt können die Einbrennhärtungsfähigkeit aufgrund des restlichen C in der festen Lösung entfalten, während ausgezeichnete Eigenschaften beibehalten werden, die für den Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt spezifisch sind, wie Tiefziehfähigkeit, und sie werden nun in großem Umfang für Außenteile von Automobilen und dgl. verwendet, weil diese Art von Stahlblechen für mit Zink- oder einer Zinklegierungsschicht beschichtete Stahlbleche verwendbar ist. Vom praktischen Gesichtspunkt her ist die BH dieser Art von Stahlblechen auf ungefähr nicht mehr als 60 MPa vermindert, weil das Stahlblech keine harte zweite Phase enthält, die das erneute Auftreten einer Quetschgrenzdehnung verhindern kann.
Konventionell wurden zahlreiche verbesserte Techniken (z. B. die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung 57-70258) im Hinblick auf die BH-Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt wie folgt vorgeschlagen: Techniken zum kontinuierlichen Vergüten bei einer Temperatur von nahezu 900ºC zur Erhöhung des r-Wertes durch Kornwachstum und Erhöhen von BH durch erneutes Auflösen von Carbid (z. B. japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung 61-276931); und Stahlblech-Herstellungstechniken bezweckten das Unterdrücken des erneuten Auftretens der Quetschgrenzdehnung, ähnlich wie der oben erwähnte Zwei-Phasenstrukturstahl, worin ein Stahlblech bei etwa der Ac&sub3;-Temperatur erwärmt und dann gekühlt wird, unter Erhalt einer rekristallisierten Ferrit- Phase und einer Ferrit-Phase mit hoher Dislokationsdichte, die von Austenit transformiert ist (z. B. japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung 3-277741).
Jedoch erfordert jede dieser Techniken eine Vergütung bei hoher Temperatur von nicht weniger als 880 bis 900ºC, wodurch sie nicht nur bezüglich der Energiekosten und der Produktivität nachteilig sind, sondern sie bilden auch leicht Oberflächenmängel beim Druckformen aufgrund eines groben Kornwachstums bei dem Hochtemperaturvergüten. Weil das Hochtemperaturvergüten unvermeidbar die Stärke des Stahlbleches vermindert, ist die Formänderungsfestigkeit des Stahlbleches nach dem Druckformen nicht immer hoch, selbst wenn der BH hoch ist, so daß ein hoher BH alleine nicht immer zur Verbesserung der Beulresistenz beiträgt.
Die japanische Patentanmeldung 7-278645 offenbart einen Stahl mit einer Zusammensetzung mit folgenden Gewichtsanteilen: 0,0010-0,0030% C, ≤ 0,00,0% N, ≤ 0,5% Si, 0,3-1,5% Mn, 0,03-0,08% P, ≤ 0,03% S, 0,005-0,7% säurelösliches Al, ≤ 0,03% Nb, wobei der Nb/C-Wert in Atomgewicht 0,7-1,3 ist, 24/14N-72/14N% Ti, wobei der Rest Fe ist, zur Verwendung bei der Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbleches mit hoher Stärke für Automobilteile.

Zusammenfassen der Erfindung

Das Ziel dieser Erfindung liegt darin ein BH-Stahlblech mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt anzugeben, das im wesentlichen Nicht-Alterungseigenschaften bei Raumtemperatur, eine ausgezeichnete Formfähigkeit und ausgezeichnetes Aussehen nach dem Bilden von Paneelen zusätzlich zu einer ausgezeichneten Beulresistenz nach dem Einbrennen aufweist.
Diese Erfindung wird durch kaltgewalzte Stahlbleche entsprechend der folgenden Definition erzielt:
Kaltgewalztes Stahlblech, umfassend eine Stahlzusammensetzung, enthaltend 0,0010 bis 0,01 Gew.-% C. 0 bis 2,0 Gew.-% Si, 0,1 bis 1,5 Gew.-% Mn, 0 bis 0,05 Gew.-% P, 0 bis 0,02 Gew.-% S, 0,03 bis 0,10 Gew.-% festes Al und 0 bis 0,0040 Gew.-% N, wahlweise 0,0002 bis 0,0015 Gew.-% B und weiterhin umfassend 0,005 bis 0,08 Gew.-% Nb und wahlweise 0,01 bis 0,07 Gew.-% Ti in den Bereichen, die durch die folgenden Formeln (1) und (2) angegeben sind:
{(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≥ 0,0005 (1)
0 ≤ C - {(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≤ 0,0015 (2)
worin Ti* = Ti - {(48/32)S + (48/14)N};
wobei der Rest der Legierung Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind; wobei das kaltgewalzte Stahlblech eine Einbrennhärtungsfähigkeit BH von 10 bis 35 MPa aufweist, erhalten durch 2%ige Zugvorbeanspruchung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung;
wobei die Einbrennhärtungsfähigkeit BH (MPa) und eine Formänderungsfestigkeit YP (MPa) des Stahlbleches die folgenden Formeln (3a) und (4a) erfüllt:
BH ≥ exp(-0,115·YP + 23,0) (3a)
0,67·BH + 160 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 280 (4a)
Gemäß einem bevorzugten Merkmal dieser Erfindung kann das kaltgewalzte Stahlblech eine Einbrennhärtungsfähigkeit BH von 10 bis 30 MPa, erhalten durch 2% Zugvorspannung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung aufweisen; wobei die Einbrennhärtungsfähigkeit BH (MPa) und eine Formänderungsfestigkeit YP (MPa) des Stahlblattes die folgenden Formeln (3b) und (4b) erfüllt:
BH ≥ exp(-0,115·YP + 25,3) (3b)
0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 260 (4b)
Gemäß einer anderen bevorzugten Form der Erfindung sind die Bestandteile Nb und Ti, falls vorhanden, in Mengen von 0,005 bis 0,020 Gew.-% Nb und 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti in den Bereichen, die durch die oben definierten Formeln (1) und (2) angegeben sind, vorhanden.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Form der Erfindung sind die Bestandteile Nb und Ti falls vorhanden, in Mengen von 0,005 bis 0,020 Gew.-% Nb und 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti in den Bereichen vorhanden, die durch die zuvor definierten Formeln (1) und (2) angegeben sind, wobei das kaltgewalzte Stahlblatt eine Einbrennfähigkeit BH von 10 bis 30 MPa aufweist, erhalten durch 2%ige Zugvorbeanspruchung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung; wobei die Einbrennhärtungsfähigkeit BH (MPa) und eine Formänderungsfestigkeit YP (MPa) des Stahlbleches die folgenden Formeln (3b) und (4b) erfüllt:
BH ≥ exp(-0,115·YP + 25,3) (3a)
0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 260 (4a)
Es ist ebenfalls möglich, diese Erfindung durch ein kaltgewalztes Stahlblech zu erzielen, wobei das kaltgewalzte Stahlblech mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht beschichtet ist.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 zeigt die Wirkung der 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt und eines kaltgewalzten Stahlbleches mit geringem Kohlenstoff-Gehalt bezüglich der Streckfähigkeit (LDH&sub0;).
Fig. 2 zeigt die Wirkungen der 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt und eines kaltgewalzten Stahlbleches mit geringem Kohlenstoff-Gehalt beim begrenzenden Ziehverhältnis (LDR).
Fig. 3 erläutert ein Formgebungsverfahren und die Form eines Modellpaneels, das für die Untersuchung verwendet wurde.
Fig. 4 zeigt die Wirkungen der 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt und eines kaltgewalzten Stahlbleches mit geringem Kohlenstoff-Gehalt, aus denen jeweils ein Modell-Paneel wie in Fig. 3 gezeigt ist, nach künstlichem Altern bei 38ºC · 6 Monaten gebildet ist, bezüglich der Änderungen (ΔWca) bei den Gestaltabweichungshöhen (Wca), die vor und nach der Paneel- Bildung gemessen sind.
Fig. 5 zeigt die Wirkungen der 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt und eines kaltgewalzten Stahlbleches mit geringem Kohlenstoff-Gehalt bezüglich der Beulresistenz (Beulbelastung) von Paneelen.
Fig. 6 zeigt Wirkungen des C-Gehaltes auf den Arbeitshärtungsexponenten n und ΔWca des Stahlbleches, der bei zwei Arten von Beanspruchungsraten ausgewertet ist.
Fig. 7 zeigt die Wirkungen von YP und den 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff- Gehalt auf die Beulresistenz (Beulbeanspruchung) eines Paneels, aus dem ein Paneelmodell wie in Fig. 3 gezeigt gebildet worden ist, mit anschließendem Einbrennen bei 170ºC · 20 min.
Fig. 8 zeigt Wirkungen von YP und den 2% BH eines kaltgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff- Gehalt auf die Änderungen (ΔWca) der Gestaltabweichungshöhen (Wca), die vor und nach dem Formen des Stahlbleches zu einem Modellpaneel, wie in Fig. 3 gezeigt, mit anschließendem Einbrennen bei 170ºC · 20 min gemessen sind, und bezüglich der Oberflächenungleichmäßigkeit um einen Handgriff herum, wenn das Stahlblech zu einem Modellpaneel mit einem ausgebeulten Teil auf einem flachen Teil des Paneels gebildet ist, das einer Türhandgriff-Befestigungsfläche entspricht.

Beschreibung der bevorzugten Merkmale

Zur Lösung der Probleme der konventionellen BH-Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt haben die Erfinder dieser Erfindung Faktoren, die die Beulresistenz steuern, detailliert untersucht und als Ergebnis die folgende Feststellung gemacht. Mit anderen Worten war, obwohl die Backhärtungsfähigkeit in gewissem Ausmaß vorteilhaft war, um die Formänderungsfestigkeit von Stahlblechen zu erhöhen, der Beitrag von BH zu der Beulresistenz verhältnismäßig gering, wenn der BH der Stahlbleche nicht mehr als 50 MPa betrug, und im Gegensatz dazu wurde festgestellt, daß die folgenden Phänomene nachteilige Wirkungen nicht nur bezüglich der Beulresistenz, sondern ebenfalls bezüglich des Aussehens des Paneels aufweisen: die Verminderung des r-Wertes oder des n- Wertes, die unvermeidbar durch Zurücklassen von mehr C in der festen Lösung verursacht wurde, zerstörte den Fluß der Stahlbleche in die Paneelfläche von dem Flanschbereich bei der Paneelformgebung und unterdrückte die Arbeitshärtung der Stahlbleche durch gleichmäßige Spannungsfortpflanzung über die Paneelfläche. Mit anderen Worten ist im Gegensatz zur konventionellen Kenntnis, daß die Erhöhung der Backhärtungsfähigkeit der beste Weg ist, um die Beulresistenz der Außenpaneele von Automobilen zu verbessern, ersichtlich, daß eine Erhöhung der Einbrennhärtungsfähigkeit nicht immer zur Verbesserung der Beulresistenz führt. Mittlerweile wurde ebenfalls festgestellt, daß dann, wenn die Einbrennhärtungsfähigkeit nicht weniger als 35 MPa ist, die Quetschgrenzendehnung während der längeren Lagerung nach dem Temperwalzen erneut auftrat, was zu Oberflächenmängeln bei der Paneelbildung, was für die Außenpaneele schlecht ist, und zusätzlich zu einer Verschlechterung der Dehnung führte.
Nachfolgend wird ein Verfahren gemäß dieser Erfindung und die Eigenschaften dieser Erfindung erläutert.
Zunächst wurden die Wirkungen der 2% BH auf die Formgebungsfähigkeit der Stahlbleche und Oberflächenmängel nach der Paneelformgebung untersucht. Bei dieser Studie wurden 0,7 mm dicke kaltgewalzte Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt (0,0015 bis 0,0042 Gew.-% C, 0,01 bis 0,02 Gew.-% Si, 0,5 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,03 bis 0,04 Gew.-% P, 0,008 bis 0,011 Gew.-% S, 0,040 bis 0,045 Gew.-% festes Al, 0,0020 bis 0,0024 Gew.-% N und 0,005 bis 0,012 Gew.-% Nb) und 0,7 mm dicke kaltgewalzte Stahlbleche mit niedrigem Kohlenstoff-Gehalt (0,028 bis 0,038 Gew.-% C, 0,01 Gew.-% Si, 0,15 bis 0,16 Gew.-% Mn, 0,02 bis 0,03 Gew.-% P, 0,005 bis 0,010 Gew.-% S, 0,035 bis 0,042 Gew.-% festes Al und 0,0025 bis 0,0030 Gew.-% N) mit unterschiedlichen 2% BH verwendet. Die Streckfähigkeit und die Tiefziehbarkeit wurden jeweils durch LDH&sub0; (begrenzende Streckhöhe) und LDR (begrenzendes Streckverhältnis) beim zylindrischen Formen mit einem Blankoteil von 50 mm φ ausgewertet. Die Fig. 1 und 2 zeigen die Ergebnisse davon.
Die Fig. 1 und 2 zeigen an, daß ein BH-Stahlblech mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt eine ausgezeichnete Streckfähigkeit und Tiefziehfähigkeit im Gegensatz zu einem BH-Stahlblech mit geringem Kohlenstoff-Gehalt aufweist. LDH&sub0; und LDR des BH-Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff- Gehalt hängen jeweils nicht von den 2% BH ab, wenn die 2% BH nicht mehr als 30 MPa ausmachen, was zu einer ausgezeichneten Formgebungsfähigkeit führt. Weiterhin ist die Verschlechterung von LDH&sub0; und LDR in einem Bereich, der als Übergangsbereich angesehen wird, worin die 2% BH im Bereich von 30 bis 35 MPa liegen, verhältnismäßig gering. Wenn die 2 % BH 35 MPa übersteigen, vermindern sich LDH&sub0; und LDR schnell. Diese Ergebnisse legen nahe, daß die Verminderung von LDH&sub0; aufgrund einer Erhöhung von BH eines Stahlbleches zur Schwierigkeit bei der gleichmäßigen Fortpflanzung der plastischen Deformation in einem Bereich mit hoher Beanspruchung bei der Druckformgebung führt und eine Verminderung von LDR aufgrund einer Erhöhung des BH in einem Stahlblech zu einer Störung des Materialflusses von dem Flanschbereich in die Paneelvorderfläche führt, wodurch die Verminderung der Blechdicke der Paneelfläche beschleunigt oder eine nicht-gleichmäßige Blechdicke erhalten wurde.
Als nächstes wurden die gleichen Stahlbleche, die in den Fig. 1 und 2 verwendet wurden, mit einem erheblichen künstlichen Altern von 38ºC · 6 Monate behandelt, zu einem Modellpaneel wie in Fig. 3 gezeigt, geformt und eine Auswertung der Oberflächenmängel durch Messen der Änderungen (Δ Wca) der Welligkeitshöhen (Wca) vor und nach der Paneelbildung unterworfen. Fig. 4 zeigt die Ergebnisse.
Fig. 4 zeigt, daß selbst nach dem starken künstlichen Altern von 38ºC · 6 Monaten der Wca des Paneels sich überhaupt nicht ändert, wenn BH nicht mehr als 30 MPa ist. Der Wca-Wert des Paneels beginnt sich zu erhöhen, wenn die 2% BH 30 MPa übersteigen, und der Wca-Wert erhöht sich schnell, so daß der Oberflächenmangel visuell bestätigt werden kann, wenn 2% BH 35 MPa übersteigen. Insbesondere bei einem BH-Stahlblech mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt wird ein Oberflächenmangel mit einer Erhöhung des 2% BH beobachtet. Vom praktischen Gesichtspunkt hat das Paneelaussehen nach dem Einbrennen kein Problem in einem Bereich von Wca ≤ 0,2 um, so daß der 2% BH von bis zu 35 MPa für den Erhalt des Bereiches von Wca ≤ 0,2 um erlaubt ist. Zusätzlich ist der 2% BH bis zu 30 MPa für den Erhalt von Wca 0 um möglich.
Aufgrund der Ergebnisse der Fig. 1, 2 und 4 ist zu verstehen, daß die BH-Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt mit einem 2% BH von nicht mehr als 35 MPa und bevorzugt nicht mehr als 30 MPa eine ausgezeichnete Formgebungsfähigkeit entfalten und mit einem ausgezeichneten Aussehen zu einem Paneel geformt werden können. Daher wird erfindungsgemäß die obere Grenze von 2% BH des BH- Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt auf 35 MPa und mehr bevorzugt 30 MPa eingestellt.
Mittlerweile wird die untere Grenze von 2% BH für die BH- Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt gemäß dieser Erfindung wie folgt eingestellt, um die Beulresistenz unmittelbar nach der Paneelformgebung zu verbessern. Die gleichen Stahlbleche, die in den Fig. 1 und 2 verwendet wurden, wurden eingesetzt, und die 200 · 200 m Rohlinge eines jeden Stahlbleches wurden zu einem Paneel zu einem 5 mm hohen Kegelstumpf durch eine Stanzvorrichtung mit flachem Boden mit einem Durchmesser von 150 mm geformt, und dann wurde der Beulwiderstand auf der Basis der Belastung (Beulbelastung), die eine 0,1 mm permanente Beule verursachte, ausgewertet, indem ein 20 mmR-Kugelstanzgerät auf die Mitte eines flachen Bereiches des Paneels gestoßen wurde, um so die Wirkung der 2% BH auf die Beulresistenz des Paneels unmittelbar nach der Paneelformgebung zu untersuchen. Fig. 5 zeigt die Ergebnisse.
Konventionell wurde davon ausgegangen, daß der BH die Beulresistenz in einem Einbrennverfahren verbessert, jedoch wurde aufgrund der Ergebnisse von Fig. 5 festgestellt, daß die Beulresistenz eines Paneels ebenfalls von den 2% BH des Stahlbleches in einem Bereich mit extrem niedrigen 2% BH abhängt. Insbesondere wird diese Tendenz deutlich bei Stahlblechen mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt beobachtet. Solche Ergebnisse legen nahe, daß, obwohl bei Stahlblechen mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt, die kein BH enthalten (wie IF-Stahl) ein Fließphänomen durch geringe Beanspruchung aufgrund der Bauschinger-Wirkung auftritt, wenn das Stahlblech in Richtungen deformiert wird, die von der einer Vordeformation verschieden sind, wobei diese Bauschinger-Wirkung indem Stahlblech mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt mit etwas BH durch eine kleine Menge an C in der festen Lösung vermindert wird. Mit anderen Worten ist der IF-Stahl weich und hat eine ausgezeichnete Formgebungsfähigkeit, jedoch bewegt sich eine Dislokation im Ferrit leicht mit einer sehr geringen Störung; wenn die Beanspruchungsrichtung aufgrund eines Deformationsverfahrens des Stahlbleches umgekehrt wird, tritt eine umgekehrte Bewegung oder ein koaleszentes Verschwinden von Dislokationen in inneren Dislokationszellen schnell in einem Übergangserweichungsbereich auf, wodurch die Beulresistenz verschlechtert wird. Solche Stahlblätter sind angesichts der Beulresistenz des Paneels unmittelbar nach der Paneelformgebung nicht bevorzugt und weiterhin kann die Erhöhung der Formänderungsfestigkeit nach dem Einbrennen überhaupt nicht erwartet werden.
Auf der anderen Seite ist bei BH-Stahlblechen mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt mit 2% BH von nicht weniger als 10 MPa die Beulresistenz deutlich verbessert, wie in Fig. 5 gezeigt ist. Dieses Phänomen tritt vermutlich aus folgendem Grund auf: in einem BH-Stahlblech mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt wechselwirkt eine kleine Menge C in der festen Lösung mit Dislokationen während eines Vordeformationsverfahrens oder unmittelbar nach der Deformation, so daß Dislokationen dynamisch oder statisch durch C in der festen Lösung verankert sind; somit tritt eine Umkehrbewegung oder ein koaleszentes Verschwinden von Dislokationen im Inneren des Dislokationszelle in einem Übergangserweichungsbereich nicht leicht auf, was zu einer verminderten Bauschinger-Wirkung führt. Insbesondere wird davon ausgegangen, daß die dynamische Wechselwirkung Zwischen Dislokationen und C in der festen Lösung während einer Vordeformationsstufe zur Arbeitshärtung des Stahlbleches in einer Anfangsstufe der Deformation beiträgt. Daher ist es angesichts der Beulresistenz des Paneels unmittelbar nach der Paneelformgebung, der Zusammenbaufähigkeit und dgl. bevorzugt, einen 2% BH von nicht weniger als 10 MPa bei Stahlblechen vorzusehen, die für Außenpaneele von Automobilen verwendet werden. Somit wird die untere Grenze von 2% BH- Stahlblechen mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt erfindungsgemäß auf 10 MPa eingestellt.
Eine Untersuchung wurde bezüglich des Arbeitshärtungsverhaltens bei zwei Arten von Beanspruchungsraten in einem Beanspruchungsbereich von nicht mehr als 5% durchgeführt, wobei das Verhalten als wichtige Eigenschaft angesehen wird, die zur Beulresistenz beiträgt. Fig. 6 zeigt die Ergebnisse einer Studie auf die Wirkung des C-Gehaltes auf den Arbeitshärtungsexponenten n und ΔWca bei der Paneelformgebung in einem kleinen Beanspruchungsbereich von 0,5 bis 2% bei einer statischen Beanspruchungsrate von 3 · 10&supmin;³/s und einer dynamischen Beanspruchungsrate von 3 · 10&supmin;¹/s ähnlich wie die tatsächliche Druckbedingung, wobei 0,7 mm dicke kaltgewalzte Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt verwendet wurden, die 0,0005 bis 0,011 Gew.-% C, 0,01 bis 0,02 Gew.-% Si, 0,5 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,03 bis 0,04 Gew.-% P, 0,008 bis 0,011 Gew.-% S, 0,040 bis 0,045 Gew.-% festes Al, 0,0020 bis 0,0024 Gew.-% N, 0 bis 0,08 Gew.-% Nb und 0 bis 0,07 Gew.-% Ti enthalten.
Gemäß Fig. 6 werden hohe n-Werte bei einer dynamischen Beanspruchungsrate von 3 · 10&supmin;¹/s unter einer solchen Bedingung erhalten, daß der Gesamt-C-Gehalt nicht mehr als 100 ppm ist, {(12/93)Nb + (12/48)Ti*}, was ein Parameter ist, der die Ausfällmenge von Kohlenstoff (wobei der Kohlenstoff als NbC oder TiC in einer Ferrit-Phase ausfällt) im Gleichgewicht anzeigt, ist nicht weniger als 5 ppm, und C- {(12/93)Nb + (12/48)Ti*}, was ein Parameter ist, der C in der festen Lösung im Gleichgewicht anzeigt, nicht weniger als 15 ppm ist, worin Ti* = Ti&supmin;{(48/32)S + (48/14)N}. Die hohen n-Werte werden selbst bei einer statischen Beanspruchungsrate von 3 · 10&supmin;³/s erhalten, wenn der Gesamt-C-Gehalt nicht mehr als 25 ppm ist. Auf gleiche Weise wie bei Fig. 4 wird die Beziehung ΔWca ≤ 0,2 um erhalten, wenn C- {/12/93)Nb + (12/24)Ti*} nicht mehr als 15 ppm ist. Wenn die obigen Parameter nicht weniger als 0 ppm sind, kann BH von nicht weniger als 10 MPa sichergestellt werden. Bei Stahlblechen mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt, bei denen die Stahlzusammensetzung eine oder zwei Arten von Nb und Ti enthält, ist es notwendig, daß Nb und Ti die Gleichungen erfüllen {/12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≥ 0,0005 und 0 ≤ C- {(12/93/93)Nb + (12/48)Ti*} ≤ 0,0015. Daher werden erfindungsgemäß die Gehalte von Nb und Ti in der Stahlzusammensetzung auf die Bereiche eingestellt, die durch die folgenden Formeln (1) und (2) angegeben werden:
{(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≥ 0,0005 (1)
0 ≤ C - {(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≤ 0,0015 (2)
worin Ti* = Ti - {(48/32)S + (48/14)N}
Die folgende Untersuchung wurde bezüglich der wichtigsten Faktoren dieser Erfindung durchgeführt, d. h. die Formänderungsfestigkeit vor der Paneelformgebung und 2% BH angesichts der Sicherstellung der Beulresistenz nach der Paneelformgebung. Kaltgewalzte Stahlbleche mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt (0,0005 bis 0,012 Gew.-% C, 0,01 bis 0,02 Gew.-% Si, 0,5 bis 0,6 Gew.-% Mn, 0,03 bis 0,04 Gew.-% P, 0,008 bis 0,011 Gew.-% S, 0,040 bis 0,045 Gew.-% festes Al, 0,0020 bis 0,0024 Gew.-% N und 0,0020 bis 0,08 Gew.-% Nb) mit verschiedenen Formänderungsfestigkeitswerten und 2% BH wurden zu einem Modellpaneel wie in Fig. 3 gezeigt zu einem Paneel geformt, einer Wärmebehandlung unterworfen, die einem Einbrennverfahren entspricht, mit anschließender Auswertung von ΔWca im Mittelbereich der Paneelfläche. Zusätzlich wurde eine Belastung (Beulbelastung), die eine 0,1 mm permanente Beule durch Stoßen eines 50 mmR Kugelstanzgerätes auf die Mitte eines flachen Bereiches des Paneels verursacht, gemessen. Darüber hinaus wurden die gleichen Stahlbleche zu Paneelen mit der gleichen Form wie in Fig. 3 gezeigt mit einem ausgebuchteten Teil auf dem flachen Bereich geformt, der einem Türhandgriffsitz entspricht, um so die Ebenenbelastung um den Handgriff herum zu untersuchen. Fig. 7 und 8 zeigen die Ergebnisse.
Die Fig. 7 und 8 zeigen an, daß die Beulbelastung eines Paneels durch Erhöhen der anfänglichen Formänderungsfestigkeit YP und 2% BH erhöht wird. Angesichts der Wirkung von YP vermindert sich die Beulbeladung schnell in einem Bereich, bei dem YP nicht mehr als 170 MPa ist, so daß es notwendig ist, den 2% BH auf nicht weniger als 40 MPa für die Kompensation einzustellen. Angesichts der Wirkung von 2% BH vermindert sich die Beulbeladung schnell in einem Bereich, in dem 2% BH nicht mehr als 10 MPa ist, und eine Beulbeladung von nicht weniger als 150 N kann in einem im wesentlichen nicht-alternden Stahlblech mit 2% BH von weniger als 1 MPa nicht erzielt werden. In einem Bereich, bei dem YP nicht mehr als 200 MPa ist, existieren kritische Bedingungen zwischen YP und dem 2% BH für die Beulbelastung, und es ist notwendig, ein 2% BH von BH ≥ exp(-0,115·YP + 23,0) für das Erreichen einer Beulresistenz mit einer Beulbelastung von nicht weniger als 150 N zu haben und ein 2% BH von BH ≥ exp(-0,115·YP + 25,3) für das Erreichen einer Beulresistenz mit einer Beulbelastung von nicht weniger als 170 N zu haben. Daher werden gemäß dieser Erfindung die 2% BH (MPa) und die Formänderungsfestigkeit YP (MPa) eines Stahlbleches eingestellt, so daß sie die folgende Formel (3a) und bevorzugt die folgende Formel (3b) angesichts der Sicherstellung einer ausgezeichneten Beulresistenz erfüllen:
BH ≥ exp(-0,115·YP + 23,0) (3a)
BH ≥ exp(-0,115·YP + 25,3) (3b)
Zusätzlich ist es notwendig, den 2% BH und YP auf angemessene Werte angesichts eines ausgezeichneten Paneelaussehens, das für Außenpaneele erforderlich ist, einzustellen. Oberflächenmängel eines Paneels werden mit einer Verminderung von YP und einer Erhöhung von 2% BH beachtlich wie in Fig. 8 gezeigt ist. Die Oberflächen- Nichtgleichmäßigkeit um den Handgriff herum wird mit einer Erhöhung von YP und einer Verminderung von 2% BH beachtlich. Aufgrund der obigen Ergebnisse sind für die Bedingungen für 2% BH und YP ein 2% BH von nicht mehr als 35 MPa und 0,67·BH + 160 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 280 erforderlich, so daß es keine praktischen Probleme bei den Oberflächenmängeln der Paneelfläche oder Oberflächen-Nichtgleichmäßigkeit um den Handgriff herum ergibt; und ein 2% BH von nicht mehr als 30 MPa und 0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 260 sind erforderlich, um keine Oberflächenmängel der Paneelfläche oder eine Oberflächen-Nichtgleichmäßigkeit um den Handgriff herum zu haben. Daher werden erfindungsgemäß die 2% BH (MPa) und die Formänderungsfestigkeit YP (MPa) eines Stahlbleches so eingestellt, daß die die Formel (4a) und bevorzugt die Formel (4b) erfüllen:
0,67·BH + 160 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 280 (4a)
0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·HH + 260 (4b)
Die Gründe für die Begrenzung der Zusammensetzung der Stahlbleche dieser Erfindung werden nachfolgend angegeben.
C: Wie oben erwähnt, ist es erfindungsgemäß notwendig, die Mengen der feinen Präzipitate wie NbC und TiC, die im Stahl ausfallen, auf nicht weniger als 5 ppm einzustellen, ausgedrückt als entsprechende C-Menge (Gleichgewichtszustand), und zusätzlich C in der feste Lösung sicherzustellen, für den Erhalt einer 2% BH von nicht weniger als 10 MPa. Wenn der gesamte C-Gehalt in einem Stahlblech weniger als 0,0010 Gew.-% ist, können die erforderlichen 2% BH nicht erhalten werden, und wenn C 0,01 Gew.-% übersteigt, vermindert sich der Arbeitshärtungsexponent n. Daher wird der Gesamt-C-Gehalt von 0,0010 bis 0,01 Gew.-% und bevorzugt nicht mehr als 0,0025 Gew.-% für den hohen n-Wert wie oben erwähnt eingestellt.
Si: Wenn eine übermäßig große Menge Si zugegeben wird, verschlechtern sich die chemischen Umwandlungsbehandlungseigenschaften bei kaltgewalzten Stahlblechen und die Adhäsion der Schicht verschlechtert sich bei mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht beschichteten Stahlblechen; daher wird die Menge an Si auf nicht mehr als 0,2 Gew.-% (einschließlich 0 Gew.-%) eingestellt.
Mn: Mn ist ein unverzichtbares Element in Stahl, weil es dazu dient, die Warmbrüchigkeit einer Bramme durch Ausfällen von S als MnS in dem Stahl zu verhindern. Zusätzlich ist Mn ein Element, das in fester Lösung den Stahl verstärken kann, ohne die Adhäsion der Zinkplattierschicht zu verschlechtern. Jedoch ist die Zugabe einer übermäßig großen Menge Mn nicht bevorzugt, weil dies zu einem verschlechterten r-Wert und einer exzessiv erhöhten Formänderungsfestigkeit führt. Daher ist die untere Grenze von Mn 0,1 Gew.-%, wobei der Wert ein Minimum ist, der zum Ausfällen u. a. von S erforderlich ist und die obere Grenze ist 1,5 Gew.-%, wobei dieser Wert eine Grenze ist, um deutlich verschlechterte r-Werte zu vermeiden und die Formänderungsfestigkeit von 240 MPa nicht zu überschreiten.
P: Weil P die Legierungseigenschaften beim Feuerverzinken verschlechtert und ebenfalls einen Oberflächenmangel auf der Paneelfläche aufgrund einer Mikrosegregation von P verursacht, ist die Menge von P bevorzugt möglichst klein und wird auf nicht mehr als 0,05 Gew.-% (einschließlich 0 Gew.-%) eingestellt.
S: S ist im Stahl als MnS enthalten, und wenn ein Stahlblech Ti enthält, fällt S als Ti&sub4;C&sub2;S&sub2; im Stahl aus; weil eine überschüssige Menge an S die Streck-Flanschfähigkeit und dgl. verschlechtert, wird die Menge von S auf nicht mehr als 0,02 Gew.-% (einschließlich 0 Gew.-%) eingestellt, wobei in diesem Bereich keine Probleme bezüglich der praktischen Formgebungsfähigkeit oder der Oberflächenbehandlungsfähigkeit auftreten.
Festes Al: Festes Al hat eine Funktion N als AlN im Stahl auszufällen und schädliche Wirkungen aufgrund von N in der festen Lösung zu vermindern, wobei die schädlichen Wirkungen die Duktilität von Stahlblechen durch ein dynamisches Belastungsaltern gleichermaßen wie C in der feste Lösung vermindern. Wenn die Menge von festem Al weniger als 0,03 Gew.-% ist, können die obigen Wirkungen nicht erreicht werden, und die Zugabe von mehr als 0,10 Gew.-% festes Al führt nicht zu einer weiteren Wirkung, die der Zugabemenge entspricht; daher wird die Menge an festem Al auf 0,03 bis 0,10 Gew.-% eingestellt.
N: Obwohl N durch Ausfällen als AlN und ebenfalls als BN, wenn B zugegeben ist, harmlos gemacht wird, ist die Menge an N bevorzugt möglichst klein angesichts der Stahlerzeugungstechniken, so daß N auf nicht mehr als 0,0040 Gew.-% (einschließlich 0 Gew.-%) eingestellt wird.
Nb und Ti: 0,005 bis 0,08 Gew.-% Nb und wahlweise 0,01 bis 0,07 Gew.-% Ti werden zu einem Stahlblech als essentielle Elemente zugegeben. Diese Elemente werden zu Stahl gegeben, um die Mengen an feinen Präzipitaten im Stahl wie NbC, TiC, etc. auf nicht weniger als 5 ppm zu steuern, wobei der Wert durch die entsprechende C-Menge im Stahl (unter Gleichgewichtsbedingungen) ausgedrückt wird, so daß der Arbeitshärtungsexponent n in einer anfänglichen Deformationsstufe erhöht wird und das überschüssige C als NbC oder TiC verankert wird, um die Menge an restlichem C in der festen Lösung auf nicht mehr als 15 ppm einzustellen. Wenn die Zugabemenge an Nb und Ti unterhalb von 0,005 Gew.-% für Nb bzw. 0,01 Gew.-% für Ti ist, kann die oben erwähnte Steuerung des Ausfällens von C nicht angemessen durchgeführt werden, und wenn die Zugabemengen von Nb und Ti 0,08 Gew.-% für Nb bzw. 0,07 Gew.-% für Ti übersteigen, wird es schwierig, C in der festen Lösung zum Erzielen der gewünschten BH-Eigenschaften sicherzustellen. Diese oberen Grenzen werden mehr bevorzugt auf 0,020 Gew.-% für Nb bzw. 0,05 Gew.-% für Ti eingestellt.
B: Obwohl die oben erwähnten Zusammensetzungsbegrenzungen zum Erreichen dieser Erfindung ausreichend sind, ist die Zugabe von 0,0002 bis 0,0015 Gew.-% B vorteilhaft zur weiteren Stabilisierung der Oberflächenqualität und Beulresistenz. Die Ar&sub3;-Transformationstemperatur fällt aufgrund der Zugabe von B und führt zu einer gleichmäßigen feinen Struktur über die gesamte Länge und Breite des heißgewalzten Stahlbleches mit ultraniedrigem Kohlenstoff-Gehalt, und folglich wird die Oberflächenqualität nach dem Kaltwalzen und dem Vergüten verbessert; und eine kleine Menge an B, das in den Ferrit- Korngrenzen während des Vergütens segregiert ist, verhindert das Ausfällen von C in der festen Lösung in den Korngrenzen während der Kühlung, so daß eine verhältnismäßig stabile Menge an C in der festen Lösung im Stahl ohne ein Hochtemperaturvergüten zurückbleiben kann. Wenn die Zugabemenge an B weniger als 0,0002 Gew.-% ist, können die oben erwähnten Wirkungen nicht ausreichend erhalten werden; und die Formfähigkeit wie Tiefziehfähigkeit verschlechtert sich, wenn die Zugabemenge 0,0015 Gew.-% übersteigt. Daher wird bei der Zugabe von B die Zugabemenge davon auf 0,0002 bis 0,0015 Gew.-% eingestellt.
Obwohl die Stahlbleche dieser Erfindung als kaltgewalztes Blech verwendet werden können, können sie ebenfalls als mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht beschichtetes Stahlblech verwendet werden, indem das kaltgewalzte Stahlblech mit Zink elektroplattiert oder feuerverzinkt wird, und ebenfalls in diesem Fall können die gewünschte Oberflächenqualität und Beulresistenz nach der Preßformgebung erhalten werden.
Das Plattieren mit reinem Zink, legiertem Zink, Zink-Ni- Legierung, etc. wird als Zink- oder Zinklegierungsschicht- Beschichtung verwendet und ähnliche Eigenschaften können bei Stahlblechen erzielt werden, die durch organische Beschichtung nach dem Zinkplattieren behandelt sind.
Ein beispielhaftes Verfahren zur Herstellung der Stahlbleche dieser Erfindung wird erläutert.
Ein Stahlblech dieser Erfindung wird durch eine Serie von Herstellungsverfahren, einschließlich Heißwalzen, Beizen, Kaltwalzen, Vergüten, hergestellt und mit einer Zinkplattierung falls erforderlich, behandelt. Zur Herstellung eines Stahlbleches dieser Erfindung ist es bevorzugt, daß die Endbearbeitungstemperatur beim Heißwalzen auf nicht weniger als die Ar&sub3;-Temperatur eingestellt wird, um eine ausgezeichnete Oberflächenqualität und gleichmäßige Eigenschaften sicherzustellen, die für Außenpaneele erforderlich sind. Obwohl ein Verfahren zum Heißwalzen nach dem Brammenerwärmen oder ein Verfahren zum Heißwalzen ohne Brammenerwärmung als Heißwalzverfahren angewandt werden können, ist es bevorzugt, nicht nur die Primärschalen, sondern auch die Sekundärschalen, die sich beim Heißwalzen bilden, für die Außenpaneele ausreichend zu entfernen. Zusätzlich ist die bevorzugte Wickeltemperatur nach dem Heißwalzen nicht mehr als 680ºC und mehr bevorzugt nicht mehr als 660ºC angesichts der Schalenentfernung beim Heizen und der Stabilität der Produkteigenschaften. Die bevorzugte Untergrenze der Wickeltemperatur ist 600ºC für das kontinuierliche Vergüten und 540ºC für das Kastenglühen, um so nachteilige Wirkungen bei einer Rekristallisations- Texturbildung durch Wachsen von Carbid in gewissem Ausmaß zu vermeiden.
Zum Kaltwalzen des heißgewalzten Stahlbleches nach der Schalenentfernung ist es bevorzugt, die Kaltwalz- Reduktionsrate auf nicht weniger als 70% und mehr bevorzugt nicht weniger als 75% einzustellen, um eine Tiefziehbarkeit zu erzielen, die für Außenpaneele erforderlich ist. Wenn ein kontinuierliches Vergüten zum Vergüten des kaltgewalzten Stahlbleches angewandt wird, ist die bevorzugte Vergütungstemperatur 780 bis 880ºC und mehr bevorzugt 780 bis 860ºC. Der Grund liegt darin, daß das Vergüten bei einer Temperatur von nicht weniger als 780ºC für das Entwickeln der gewünschten Textur für die Tiefziebarkeit nach der Rekristallisierung notwendig ist, und bei einer Vergütungstemperatur von mehr als 860ºC vermindert sich Yp und ebenfalls treten beachtliche Oberflächenmängel beim Paneelformen auf. Auf der anderen Seite kann, wenn ein Kastenvergüten zum Vergüten verwendet wird, eine gleichmäßige Rekristallisationsstruktur bei einer Vergütungstemperatur von nicht weniger als 680ºC wegen der langen Tränkzeit beim Kastenvergüten erhalten werden, jedoch ist die bevorzugte Obergrenze der Vergütungstemperatur 750ºC für das Unterdrücken der gröberen Körner.
Mit dem vergüteten kaltgewalzten Stahlblech kann eine Beschichtung mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht durch Zink-Elektroplattieren oder Feuerverzinken durchgeführt werden.

(Beispiel 1)

Bleche aus den Stählen Nr. 1 bis 30 mit jeweils einer Zusammensetzung, die in den Tabellen 1 und 2 gezeigt sind, wurden geschmolzen und kontinuierlich zu 220 mm dicke Platten gegossen. Diese Platten wurden dann auf 1200ºC erwärmt und dann zu 2,8 mm dicken heißgewalzten Blechen bei einer Bearbeitungstemperatur von 860ºC (Stahl Nr. 1) und 880 bis 910ºC (Stahl-Nrn. 2 bis 30) und bei einer Wickeltemperatur von 540 bis 560ºC (zum Kastenvergüten) und 600 bis 640ºC (zum kontinuierlichen Vergüten und kontinuierlichen Vergüten- Feuerverzinken) heißgewalzt. Diese heißgewalzten Bleche wurden gebeizt, auf eine Dicke von 0,7 mm kaltgewalzt, mit einem der folgenden Vergütungsverfahren: kontinuierliches Vergüten (840 bis 860ºC), Kastenvergüten (680 bis 720ºC) und kontinuierliches Vergüten-Feuerverzinken (850 bis 860ºC). Beim kontinuierlichen Vergüten-Feuerverzinken wurde das Feuerverzinken bei 460ºC nach dem Vergüten durchgeführt, und dann wurde mit dem resultierenden Blech unmittelbar eine Legierungsbehandlung in einem Inline-Legierungsofen bei 500ºC durchgeführt. Zusätzlich wurde mit den Stahlblechen nach dem Vergüten oder Vergüten-Feuerverzinken ein Temperwalzen bei einer Walzverminderung von 1,2% durchgeführt.
Die mechanischen Eigenschaften der Stahlbleche wurden bei einer statischen Belastungsrate von 3 · 10&supmin;³/s gemessen. Der Arbeitshärtungsexponent n wurde ebenfalls bei einer dynamischen Belastungsrate von 3 · 10&supmin;¹/s gemessen, um das Arbeitshärtungsverhalten unter den tatsächlichen Druckbedingungen auszuwerten. Und diese Stahlbleche wurden zur Auswertung von LDH&sub0; (begrenzende Streckfähigkeitshöhe) und LDR (begrenzendes Ziehverhältnis) durch Formen von Zylindern mit einem Durchmesser von 50 mm; der Oberflächenmenge, Ebenenbelastung und Beulresistenz beim Bilden eines Paneels wie in Fig. 3 gezeigt und weiterhin der Beulresistenz nach dem Einbrennen preßgeformt. Die Tabellen 3 bis 5 zeigen die Ergebnisse davon.

(Beispiel 2)

Stähle der Stahl-Nrn. 5, 6, 12, 21, 25 und 26, die jeweils eine Zusammensetzung gemäß den Tabelle 1 und 2 hatten, wurden geschmolzen und kontinuierlich zu 220 mm dicken Platten gegossen. Diese Platten wurden auf 1200ºC erwärmt und dann auf eine Dicke von 2,8 mm bei einer Endtemperatur von 880 bis 900ºC und einer Wickeltemperatur von 640 bis 720ºC heißgewalzt. Diese heißgewalzten Bleche wurden gebeizt, auf eine Dicke von 0,7 mm kaltgewalzt und einem kontinuierlichen Vergüten bei 840 bis 920ºC unterworfen, mit anschließendem Temperwalzen bei einer Walzverminderung von 1,2%.
Diese Stahlbleche wurden zur Auswertung von LDH&sub0; (begrenzende Streckfähigkeitshöhe) und LDR (begrenzendes Ziehverhältnis) durch Bilden von Zylindern mit einem Durchmesser von 50 mm; der Oberflächenmenge, Ebenenbeanspruchung und Beulresistenz beim Bilden eines Paneels wie in Fig. 3 gezeigt und weiterhin der Beulresistenz nach dem Backen preßgeformt. Die Tabellen 6 bis 7 zeigen die Ergebnisse davon mit den charakteristischen Werten der Stahlbleche.
Wie oben erwähnt ist, haben die Stahlbleche dieser Erfindung wesentliche Nicht-Alterungseigenschaften bei Raumtemperatur, eine ausgezeichnete Formfähigkeit und ausgezeichnetes Paneelaussehen nach der Paneelbildung zusätzlich zu einer ausgezeichneten Beulresistenz nach dem Einbrennen. Tabelle 1
I: Erfindung, C: Vergleich, X: (12/93)Nb + (12/48)Ti*, Y: C - {(12/93)Nb + (12/48)Ti*}, Ti*: Ti - {(48/32)S + (48/14)N} Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 3 (Fortsetzung)
CAL: Kontinuierliches Vergüten, BAF: Kastenvergüten, CGL: Kontinuierliches Vergüten-Feuerverzinken, I: Erfindung, C: Vergleich Tabelle 4 Tabelle 4 (Fortsetzung) Tabelle 5 Tabelle 5 (Fortsetzung) Tabelle 6 Tabelle 7 Tabelle 7 (Fortsetzung)

Claims

1. Kaltgewalztes Stahlblech für ausgezeichnetes Paneelaussehen und Beulresistenz nach der Paneelformgebung, umfassend eine Stahlzusammensetzung, umfassend 0,0010 bis 0,01 Gew.-% C, 0 bis 0,2 Gew.-% Si, 0,1 bis 1,5 Gew.-% Mn, 0 bis 0,05 Gew.-% P, 0 bis 0,02 Gew.-% S, 0,03 bis 0,10 Gew.-% festes Al und 0 bis 0,0040 Gew.-% N, wahlweise umfassend 0,0002 bis 0,0015 Gew.-% B; und weiterhin umfassend 0,005 bis 0,08 Gew.-% Nb und wahlweise 0,01 bis 0,07 Gew.-% Ti in den Bereichen, die durch die folgenden Formeln (1) und (2) angegeben sind:

{(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≥ 0,0005 (1)

0 ≤ C - {(12/93)Nb + (12/48)Ti*} ≤ 0,0015 (2)

worin Ti* = Ti - {(48/32)S + (48/14)N};

wobei der Rest der Legierung Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind;

wobei das kaltgewalzte Stahlblech eine Einbrennhärtungsfähigkeit BH von 10 bis 35 MPa, erhalten durch 2% Zugvorspannung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung, aufweist;

wobei die Einbrennhärtungsfähigkeit BH (MPa) und eine Formänderungsfestigkeit YP (MPa) des Stahlbleches die folgenden Formeln (3a) und (4a) erfüllen:

BH ≥ exp(-0,115·YP + 23,0) (3a)

0,67·BH + 160 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 280 (4a)

2. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1 mit einer Einbrennhärtungsfähigkeit BH von 10 bis 30 MPa, erhalten durch 2% Zugvorspannung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung;

wobei die Einbrennhärtungsfähigkeit BH (MPa) und eine Formänderungsfestigkeit YP (MPa) des Stahlbleches die folgenden Formeln (3b) und (4b) erfüllen:

BH ≥ exp (-0,115·YP + 25,3) (3b)

0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 260 (4b)

3. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, worin die Bestandteile Nb und Ti, falls vorhanden, in Mengen von 0,005 bis 0,020 Gew.-% Nb, bzw. 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti in den Bereichen vorhanden sind, die durch die zuvor definierten Formeln (1) und (2) angegeben sind.

4. Kaltgewalztes Stahlblech nach Anspruch 1, worin die Bestandteile Nb und Ti, falls vorhanden, 0,005 bis 0,020 Gew.-% Nb bzw. 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti in den Bereichen sind, die durch die zuvor definierten Formen (1) und (2) gegeben sind;

wobei das kaltgewalzte Stahlblech eine Einbrennhärtungsfähigkeit BH von 10 bis 30 MPa, erhalten durch 2%ige Zugvorspannung und 170ºC · 20 min Wärmebehandlung, aufweist;

BH ≥ exp(-0,115·YP + 25,3) (3b)

0,67·BH + 177 ≤ YP ≤ -0,8·BH + 260 (4b)

5. Kaltgewalztes Stahlblech nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das kaltgewalzte Stahlblech mit einer Zink- oder Zinklegierungsschicht beschichtet ist.