DE4193388C2

DE4193388C2 - Verfahren zum Herstellen von nach dem Verzinken wärmebehandelten Stahlblechen

Info

Publication number: DE4193388C2
Application number: DE4193388A
Authority: DE
Inventors: Masaru Sagiyama; Masaki Abe; Junichi Inagaki; Akira Hiraya; Masaya Morita
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1990-12-28
Filing date: 1991-12-27
Publication date: 1997-09-11
Anticipated expiration: 2011-12-28
Also published as: WO1992012270A1; CA2076984A1; CA2076984C; DE4193388T1; JPH04232239A; US5518769A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 zum Herstellen von nach dem Verzinken wärmebehandelten Stahlblechen, wie sie für die Herstellung von Kraftfahrzeugkarosserien und -teilen usw. verwendet werden, und welche insbesondere beim Formpressen eine hohe Pulverbildungsfestigkeit (niedrige Pulverbildungsneigung, Staubbildungsfreiheit oder Absplitte rungsfestigkeit und als Bandring stabile Reibungseigenschaften aufweisen sollen.

In jüngerer Zeit nimmt der Bedarf an nach dem Verzinken wärmebehandelten Stahlblechen für die Verwendung als rost geschützte Stahlblechmaterialien für Kraftfahrzeuge zu, da sie eine hohe Korrosionsfestigkeit und eine gute Schweiß barkeit aufweisen, wenn sie lackiert sind. Die jüngste Ent wicklung geht zu Blechen mit höheren Überzugsgewichten, um eine hohe Korrosionsbeständigkeit zu gewährleisten.

Solche verzinkten Stahlbleche müssen eine gute Verformbar keit durch Pressen und eine sehr hohe Pulverbildungfestig keit beim Formpressen aufweisen. Diese Bedingungen sind in letzter Zeit strenger geworden, und das erhöhte Überzugs gewicht hat zu einem großen Problem hinsichtlich ihrer Erfüllung geführt, vor allem hinsichtlich einer hohen Pulverbildungs festigkeit.

Es ist ein Verfahren bekannt, das ein rasches Erhitzen von verzinkten Stahlblechen umfaßt, um eine Legierung eines Teiles des Überzugs zu bewirken, und ein Chargenglühen derselben, um die Abriebfestigkeit zu verbessern, siehe z. B. die japanische Patentveröffentlichung Nr. Sho 59-14541. Dieses Verfahren ist hinsichtlich der Erzielung einer hohen Abriebfestigkeit effektiv, es hat jedoch den Nachteil, daß es teuer ist.

In der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. Sho 64-17843 ist ein Verfahren zum Erzielen einer erhöhten Pulverbildungsfestigkeit im Durchlauf beschrieben. Gemäß dieser Veröffentlichung wird ein Stahlband in einem Bad verzinkt, das 0,003 bis 0,13 Gew.-% Aluminium enthält, und es wird einer Legierbehandlung bei niedriger Temperatur (im Bereich von 520°C bis 470°C, in dem die Temperatur bei Verringerung des Aluminiumgehaltes des Bades niedriger ist) unterworfen, so daß eine ζ-Phase, die hinsichtlich der Verringerung der Pulverbildungsneigung wirksam ist, in der Oberflächenschicht des Überzugs verbleiben kann.

Die Legierbehandlung bei niedriger Temperatur erfordert jedoch lange Zeiten und bedingt daher eine Verringerung der Durchsatzgeschwindigkeit oder eine Vergrößerung der Anlage, was zu einer Verringerung der Produktivität oder einer Erhöhung der Anlagekosten führt.

Ein direkt gas-beheizter Legierofen, wie er üblicherweise verwendet wird, verursacht außerdem Temperaturunterschiede des Bandes längs dessen Breite sowie Länge und macht es dadurch schwierig, die Überzugsstruktur, wie oben erwähnt, genau zu steuern, was in der Bildung eines Überzugs resultiert, der übermäßig legierte Teile oder eine restliche η-Phase (reines Zink) enthält. Das resultierende verzinkte Stahlblech weist eine mangelnde Gleichförmigkeit der Menge seiner ζ-Phase und damit eine erhebliche Pulverbildungsneigung auf.

Die Menge der ζ-Phase steht in enger Beziehung mit den Reibungseigenschaften, so daß ein Mangel an Gleichförmigkeit dieser Phase zu einer mangelnden Gleichförmigkeit beim Form pressen führt.

Man kann zwar auf der legierten Schicht eine Deckschicht bilden, um den Reibungskoeffizient herabzusetzen und die Formpreßbarkeit zu verbessern, man kann jedoch keine stabile Formpreßbarkeit erreichen, wenn die legierte Schicht hin sichtlich der Menge der ζ-Phase nicht gleichförmig ist.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangs genannten Art anzugeben, das zu Stahlblechen mit hoher Pulverbildungsfestigkeit und guten Reibungseigen schaften führt.

Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 gekennzeichnete Verfahren gelöst.

Eine Weiterbildung der Erfindung ist im Anspruch 2 gekenn zeichnet.

In Hinblick auf die oben dargelegten Probleme des Standes der Technik beruht die Erfindung auf folgenden Erkenntnissen:

1) Die ζ-Phase wird durch eine Reaktion bei oder unter 495°C gebildet, nicht jedoch bei einer diesen Wert überschreitenden Temperatur, und
2) es ist daher möglich, einen Überzug, der eine restliche ζ-Phase enthält, zu bilden, wenn die Haupt reaktion (die Reaktion, die bewirkt, daß die geschmolzene Zinkphase verschwindet) bei einer Temperatur, die 495°C nicht überschreitet, durchgeführt wird, worauf ein Kühlen folgt.

Die Fig. 1 und 2 zeigen in rein qualitativer Weise z. B. die Phasen änderungen, die bei isothermen Legierungsreaktionen auf verzinkten Stahlblechen bei 450°C bzw. 500°C resultieren. Während das Legieren bei 450°C zur Bildung einer ζ-Phase führt, bildet sich beim Legieren bei 500°C kaum irgendeine ζ-Phase.

Das Legieren bei einer derart niedrigen Temperatur erfordert jedoch eine lange Zeit und damit eine Verringerung der Durchsatzgeschwindigkeit oder eine Vergrößerung der Anlage. Die Verwendung eines üblichen direkt beheizten Legierofens neigt außerdem dazu, eine ungleichmäßige Erhitzung zu be wirken, was die Bildung einer ungleichmäßig legierten Schicht zur Folge hat. Um eine ungleichmäßige Erhitzung zu vermeiden, ist es erforderlich, die Ofentemperatur zu erhöhen; die Legierungsbehandlung bei hoher Temperatur ergibt jedoch ein Produkt, das keine restliche ζ-Phase mehr enthält, sondern schlechte Pulverbildungseigenschaften aufweist.

Zuverlässig lassen sich jedoch sowohl eine gute Pulver bildungsfestigkeit als auch eine gute Verformbarkeit erreichen, wenn folgendes berücksichtigt wird:

1) Es ist möglich, eine kurzzeitige Legierungsbehandlung eines Überzugs, der eine längs der Breite sowie der Länge eines Bandes gleichmäßig verteilte ζ-Phase enthält, wenn die Legierungsreaktion (Bildung einer ζ-Phase) in einem Zinkbad gefördert wird, und wenn die nachfolgende Legierbehandlung unter Verwendung eines Hochfrequenz-Induktionserhitzungsofens durchgeführt wird;
2) der resultierende legierte Überzug weist eine hervor ragende Pulverbildungsfestigkeit auf, da die Legierungs reaktion nicht nur makroskopisch gleichförmig, wie oben erwähnt, abläuft, sondern auch mikroskopisch gleich förmig;
3) es ist möglich, eine strikte Steuerung des Überzugs zu erreichen, wenn die Badbedingungen und die Temperatur des Bandes, das den Hochfrequenzinduktionsheizofen verläßt, geeignet gewählt werden;
4) es ist insbesondere möglich, die Legierungsreaktion (Bildung der ζ-Phase) im Bad zu fördern, wenn das Bad einen niedrigen Aluminiumgehalt aufweist, und wenn das in das Bad eintretende Band eine relativ hohe Temperatur bezogen auf den Aluminiumgehalt des Bades hat, und es ist möglich, den oben unter (1) und (2) beschriebenen Überzug zu erhalten, wenn die Legierbehandlung des verzinkten Bandes im Hochfrequenzinduktionsheizofen so durchgeführt wird, daß das den Ofen verlassende Band eine Temperatur hat, die 495° nicht überschreitet; und
5) der legierte Überzug weist eine gute und gleich förmige Verformbarkeit auf, wenn er mit einer kleinen Menge einer Deckschicht überzogen wird.

Die vorliegende Erfindung basiert auf den obigen Erkennt nissen.

Anhand der Zeichnung wird die Erfindung näher erläutert.

Fig. 1 zeigt beispielsweise die Phasenänderungen, die in verzinkten Stahlblechen als Ergebnis einer isothermen Legierungsreaktion bei 450°C auftreten.

Fig. 2 zeigt beispielsweise die Phasenänderungen, die in verzinkten Stahlblechen als Ergebnis einer isothermen Legierungsreaktion bei 500°C auftreten.

Fig. 3 zeigt die Phasenzusammensetzung einer elektro galvanisch niedergeschlagenen Zn-Fe-Legierung.

Fig. 4 zeigt den Reibungskoeffizient in Abhängigkeit von der Flächenmasse einer Deckschicht.

Die Legierbehandlung von verzinkten Stahlblechen durch Hochfrequenzinduktionserhitzung ist bekannt und beispiels weise in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. Sho 60-8289 und in der offengelegten japanischen Patent anmeldung Nr. Hei 2-37425 beschrieben. Der dort beschriebene Stand der Technik betrifft jedoch nur die Verwendung einer Hochfrequenzinduktionsheizung als Mittel für eine rasche Erhitzung.

Im Gegensatz hierzu basiert die vorliegende Erfindung auf der Entdeckung der Tatsache, daß wenn die Legierungs reaktion, die die ζ-Phase erzeugt, im Bad gefördert wird, und wenn der Überzug einer Legierbehandlung durch Hochfrequenzinduktionserhitzung unter bestimmten Bedingungen unterworfen wird, es möglich ist, ein verzinktes Stahlband zu erzeugen, welches wegen der makroskopisch sehr gleich förmigen Bildung der ζ-Phase und der mikroskopischen Gleichförmigkeit der Überzugsstruktur eine verbesserte Pulverbildungsfestigkeit aufweist.

Aus den unten dargelegten Gründen ist anzunehmen, daß das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung verzinkte Stahl bleche liefert, die hervorragende Eigenschaften haben, wie oben ausgeführt wurde.

In erster Linie ermöglicht die Verwendung der Hochfrequenz induktionserhitzung bei der Legierbehandlung eine direkte Erhitzung des Bandes und insbesondere seiner Oberfläche, die mit dem Überzug in Berührung steht, was im Gegensatz zu einer Erhitzung durch Gas ermöglicht, daß die Reaktion von Eisen und Zink schnell und gleichförmig auf der Ober fläche jedes Bandteiles stattfindet und dadurch ein Produkt liefert, welches eine gleichförmig verteilte ζ-Phase trägt und eine gleichförmige Pulverbildungsfestigkeit aufweist.

In zweiter Hinsicht ergibt die erwähnte direkte Erhitzung des Bandes sogar anscheinend auch eine mikroskopisch gleich förmige Legierungsreaktion. Die konventionelle Legier behandlung durch Erhitzung mit Gas leidet leicht an einer ungenügenden Gleichförmigkeit der Erhitzung und bewirkt eine Legierungsreaktion, der es an der mikroskopischen Gleich förmigkeit mangelt, da die Wärme von der Außenseite des Überzugs her zugeführt wird. Die Korngrenze hat eine besonders hohe Reaktionsfähigkeit und neigt daher zu einer sogenannten Ausbruchsreaktion, welche eine Ausbruchsstruktur erzeugt, die das Wachsen einer Γ-Phase bewirkt, was die Pulverbildungsfestigkeit des Überzugs herabsetzt. Die Hochfrequenzinduktionserhitzung andererseits, die die direkte Erhitzung des Bandes gestattet, ermöglicht eine im wesentlichen gleichförmige Legierungs reaktion und erleichtert die Diffusion von Oxiden auf dem Band und eines im Bad gebildeten Legierungshemmers (Fe₂Al₅), wodurch die Bildung einer sogar mikroskopisch gleichförmigen Legierungsschicht ermöglicht wird.

Als drittes wird der Hauptteil der ζ-Phase durch die Legierungsreaktion im Bad gebildet und die nachfolgende Legierungsbehandlung durch die Hochfrequenzinduktions erhitzung wird durch den Legierungshemmer Fe₂Al₅ kaum be einflußt, dies ermöglicht anscheinend die mikroskopische Gleichförmigkeit und dadurch die verbesserte Pulverbildungs festigkeit. Bei der vorliegenden Erfindung ist die im Bad gebildete ζ-Phase das Produkt einer Diffusion von Eisen in Fe₂Al₅, das anfangs im Bad gebildet wird. Mit anderen Worten gesagt findet die Diffusion des Eisens im Bad statt. Es gibt daher nur eine kleine Menge von Fe₂Al₅ als Legierungshemmer während der Erhitzung zum Legieren und darüberhinaus er leichtert die direkte Erhitzung der Bandes durch die Hoch frequenzinduktionserhitzung die Diffusion des verbliebenen Legierungshemmers. Bei dem konventionellen Verfahren, bei dem die Bildung einer ζ-Phase im Bad nicht gefördert wird, wird die Diffusion des Eisens nur durch die Erhitzung im Ofen bewirkt und läuft in diesem schnell ab und daher dürfte die Legierbehandlung nicht nur bei Erhitzung mit Gas sondern auch bei Hochfrequenzinduktionserhitzung eine verzögerte Legierung eines dicken Fe₂Al₅-Teiles bewirken, wobei eine Legierungsschicht erzeugt wird, der es an der mikroskopischen Gleich förmigkeit mangelt und die eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit aufweist.

Die oben beschriebene makroskopisch und mikroskopisch gleichförmige Legierung trägt offensichtlich auch dazu bei, eine stabile und gleichförmige Verformbarkeit zu erreichen.

Die Hochfrequenzinduktionserhitzung des verzinkten Bandes bewirkt keinerlei Oxidation der überzogenen Oberfläche sondern ermöglicht ein geeignetes Aufbringen einer Deck schicht auf die Oberfläche des legierten Überzugs und dadurch eine stabile Formpreßbarkeit mit einer kleineren Flächenmasse der Deckschicht als es bei einem Überzug erforderlich ist, der durch Erhitzung mit Gas legiert wurde.

Im folgenden werden nun die wesentlichen Merkmale der vorliegenden Erfindung und die Gründe für die zu ihrer Definition verwendeten Bedingungen erläutert.

Gemäß der vorliegenden Erfindung sind der Aluminiumgehalt des Verzinkungsbades, die Temperatur des in das Bad eintretenden Stahlbandes und die Badtemperatur so gewählt, daß eine Legierungsreaktion, die eine ζ-Phase erzeugt, im Bad gefördert wird.

Während Aluminium zugesetzt wird, um die Reaktion von Eisen und Zink im Bad zu beschränken, ist es ein wichtiger Ge sichtspunkt der vorliegenden Erfindung, die Legierungsreak tion (Bildung einer ζ-Phase) im Bad zu fördern und es ist daher notwendig, ein Bad zu verwenden, das einen relativ niedrigen Aluminiumgehalt aufweist. Wenn sein Aluminium gehalt jedoch zu niedrig ist, findet im Bad eine örtliche Legierungsreaktion statt, die man als Ausbruchsreaktion bezeichnet, was die Bildung eines Überzugs bewirkt, der eine dicke Γ-Phase enthält und eine schlechte Pulverbildungs festigkeit aufweist. Der Aluminiumgehalt des Bades muß also mindestens 0,05% sein. Keine zufriedenstellende Reaktion, die eine ζ-Phase erzeugt, findet in einem Bad statt, das einen Aluminiumgehalt von 0,13 Gew% oder mehr hat. Der Aluminiumgehalt des Bades muß also kleiner als 0,13 Gew% sein.

Die Steuerung der Temperatur des in das Bad eintretenden Bandes ist wichtig, um die Bildung einer ζ-Phase im Bad zu gewährleisten. Die oberen und unteren Grenzen, die für die Temperatur des in das Bad eintretenden Bandes zulässig sind, sind in Relation zum Aluminiumgehalt des Bandes definiert, wie im folgenden erläutert werden wird, und die obere Grenze darf 495°C nicht überschreiten, da sich bei einer diesen Wert überschreitenden Temperatur keine ζ-Phase bildet.

Die Temperatur des in das Bad eintretenden Bandes soll die folgende Beziehung bezüglich des Aluminiumgehaltes des Bades erfüllen:

437,5 x [Al%] + 448 T 437,5 x [Al%] + 428

dabei sind [Al%]: der Aluminiumgehalt des Bades in Gew%, T : die Temperatur (°C) des in das Bad eintretenden Bandes.

Wenn die Temperatur des in das Bad eintretenden Bandes die oben definierte obere Grenze überschreitet, verhindert sie eine zufriedenstellende Bildung einer ζ-Phase und es besteht die Gefahr, daß eine Ausbruchsreaktion mit der Bildung einer Γ-Phase stattfindet, selbst wenn sie 495°C nicht überschreitet. Wenn sie niedriger ist als die untere Grenze tritt keine zufriedenstellende Legierung zur Förderung der Bildung einer ζ-Phase im Bad, wie es durch die Erfindung angestrebt wird, ein.

Je höher die Bandtemperatur im oben definierten Bereich ist, um so größer ist die Menge der im Bad gebildeten ζ-Phase und um so größer ist daher die Menge der ζ-Phase, die der Überzug enthält.

Wenn die Temperatur des in das Bad eintretenden Bandes 495°C überschreitet, verhindert sie nicht nur die Bildung einer ζ-Phase, sondern ergibt auch andere Probleme. Eines davon ist die Erhöhung des Wärmeeintrags in die Wanne, was zusätzliche Einrichtungen, wie Mittel zur Herabsetzung der Badtemperatur, erfordert. Ein weiteres Problem ist die verstärkte Bildung von Verzinkereikrätze im Bad mit einer resultierenden Zunahme von Oberflächenfehlern.

Eine hohe Badtemperatur fördert zwar die Legierungsreaktion (Bildung der ζ-Phase) im Bad, eine zu hohe Badtemperatur ergibt jedoch Probleme, wie die Erosion von Bauteilen, die in das Bad eintauchen, und die daraus resultierende Bildung von Verzinkereikrätze. Die Badtemperatur wird daher auf einen Wert beschränkt, der 470°C nicht überschreitet.

Das Band, das verzinkt worden ist, wird zum Legieren in einem Hochfrequenzinduktionserhitzungsofen erhitzt. Die Erhitzung mittels eines Hochfrequenzinduktionserhitzungs ofens ist außer den oben dargelegten Badbedingungen ein wesentliches Merkmal der vorliegenden Erfindung, da kein legierter Überzug, wie er durch die vorliegende Erfindung angestrebt wird, durch die konventionelle Erhitzung mit Gas erhalten werden kann, wie oben festgestellt wurde. Die Legierungsbehandlung wird durch Erhitzen des Bandes so durchgeführt, daß das den Ofen verlassende Band eine Tempe ratur nicht über 495°C hat, diese für eine vorgegebene Zeitspanne aufrechterhalten wird und das Band abgekühlt wird. Die Erhitzung bei einer Temperatur nicht über 495°C ist erforderlich, um eine ζ-Phase zu bilden, wie oben fest gestellt wurde. Die Bandtemperatur wird am Auslaßende des Hochfrequenzinduktionserhitzungsofens geregelt, da das Band in diesem Bereich die maximale Temperatur im Legiertempe rungszyklus erreicht. Die Steuerung oder Regelung der Band temperatur am Auslaßende des Ofens ermöglicht eine Legie rungsreaktion bei dieser Temperatur, da die Rate des Wachs tums der Legierungsschicht in diesem Bereich ihr Maximum erreicht.

Die vorliegende Erfindung ist bestimmt für die Herstellung von nach dem Galvanisieren oder Verzinken wärmebehandeltem Stahlblech, das einen 8 bis 12 Gew.-% Eisen enthaltenden Überzug aufweist. Ein Überzug, der mehr als 12 Gew.-% Eisen enthält, ist hart und hat eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit. Wenn die Legierung über das Auslaßende des Hochfrequenzinduktions erhitzungsofens hinaus fortgesetzt wird, bewirkt eine Fest körperdiffusionsreaktion eine Bildung eines Überzugs, der einen höheren Eisengehalt aufweist. Eine rasche Abkühlung ist daher erforderlich, wenn ein geeigneter Eisengehalt erreicht ist. Ein Überzug mit einem Eisengehalt von weniger als 8 Gew% ist ebenfalls unerwünscht, da eine η-Phase (reines Zink) auf der Überzugsoberfläche verbleibt und ein Abblättern verursacht, wenn das Band formgepreßt wird.

Obwohl man bisher annahm, daß der Eisengehalt eines Überzugs einen bestimmenden Einfluß auf seine Struktur hat, ermöglichen geeignet gewählte Badbedingungen und die Legierbehandlung durch Hochfrequenzinduktionserhitzung, wie sie durch die vorliegende Erfindung vorgeschlagen werden, die Bildung einer speziellen Überzugsstruktur, wie sie durch die vorliegende Erfindung angestrebt wird, unabhängig von ihrem Eisengehalt.

Der wie oben beschrieben erhaltene legierte Überzug enthält eine gleichförmige ζ-Phase an seiner Oberfläche, eine δ ₁-Phase unter dieser und eine sehr dünne Γ-Phase darunter.

Eine Eisen- oder Eisenlegierungs-Deckschicht mit einem Eisengehalt von mindestens 50 Gew% und einer Flächenmasse von mindestens 1g/m² kann auf den legierten Überzug aufgebracht werden, um dessen Reibungskoeffizient zu verringern und die Verpreßbarkeit zu verbessern. Die Deckschicht besteht vor zugsweise ausschließlich aus einer α-Phase, um einen niedrigen Reibungskoeffizient zu gewährleisten. Eine Eisen- oder Eisenlegierungsbeschichtung, die einen Eisengehalt von mindestens 50% aufweist, besteht ausschließlich aus einer α-Phase, wie in Fig. 3 dargestellt ist.

Eine Deckschicht mit einer Flächenmasse unter 1g/m² reicht nicht aus, um einen zufriedenstellend niedrigen Reibungs koeffizienten zu erreichen. Fig. 4 zeigt den Reibungs koeffizienten in Abhängigkeit von der Deckschicht-Flächenmasse. Es ist ersichtlich, daß erst eine Flächenmasse von mindestens 1g/m² das Erreichen eines Reibungskoeffizienten ermöglicht, der 0,13 nicht überschreitet. Obwohl es keine spezielle obere Grenze für die Flächenmasse der Deckschicht gibt, wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten eine obere Grenze von 3 g/m² bevorzugt. Die Hochfrequenzinduktionserhitzung des verzink ten Bandes, wie sie durch die vorliegende Erfindung gelehrt wird, bewirkt keine Oxidation der Überzugsoberfläche, sie ermöglicht vielmehr ein geeignetes Aufbringen der Deck beschichtung auf die Oberfläche des legierten Überzugs und dadurch eine Verringerung der Deckschichtflächenmasse im Vergleich zu dem was auf einem Überzug, der durch Erhitzung mit Gas legiert wurde, erforderlich ist.

Aus Fig. 4 ist außerdem ersichtlich, daß die Menge der ζ-Phase, die in einem legierten Überzug gebildet wird, einen kleineren Einfluß auf den Reibungskoeffizienten eines Bandes, das eine Deckschicht aufweist, hat als der eines Bandes, das keine Deckschicht (Deckschichtmasse 0 g/m²) hat, und daß die Deckschicht wirkungsvoll einen niedrigeren Reibungskoeffizienten auch auf einem Überzug, der einen großen Anteil an ζ-Phase enthält, zu erreichen gestattet.

BEISPIELE

Beispiele der vorliegenden Erfindung sind in den Tabellen 1 bis 8 angegeben.

Diese Beispiele wurden durchgeführt, indem als Ausgangs material kalt gewalzte Stahlbleche aus Al-beruhigtem Stahl (enthaltend 0,03 Gew% C und 0,02 Gew% sol. Al) und Ti-haltigem Stahl (enthaltend 0,0025 Gew% C, 0,04 Gew% sol. Al und 0,07 Gew% Ti) verwendet wurden; bei letzterem handelte es sich um sogenannten IF-Stahl, d. h. einen von Zwischengitteratomen freien Stahl (IF = interstitial-free). Diese beiden Ausgangs materialien wurden unter den Bedingungen, die in den Tabellen 1, 2, 5 und 6 angegeben sind, verzinkt und wärmebehandelt. In den in den Tabellen 5 und 6 angegebenen Beispielen wurde nach der Wärmebehandlung eine Deckschicht aufgebracht. Die Deck schicht wurde durch eine am Auslaßende der Straße installierte Elektrogalvanisieranlage aufgebracht. Die Wärmebehandlung wurde durch Gas- oder Hochfrequenzinduktionsheizung durch geführt. Die Pulverbildungsfestigkeit und die Verpreßbarkeit der verzinkten und nachgetemperten Stahlbleche, die erhalten wurden, sind in den Tabellen 3, 4, 7 und 8 angegeben.

Die Temperatur des in das Zinkbad eintretenden Bleches war dessen Oberflächentemperatur, die durch ein Strahlungs pyrometer unmittelbar vor seinem Eintreten in das Bad gemessen wurde. Die Temperatur des den Temperofen verlassenden Bleches war dessen Oberflächentemperatur, die durch ein Strahlungspyrometer am Auslaßende des Ofens gemessen wurde.

Der Aluminiumgehalt des Bades ist die effektive Aluminium konzentration, wie sie durch die folgende Gleichung definiert ist:
[effektive Al-Konzentration in Gew%] = [gesamte Al-Konzentration des Bades in Gew%] - [Eisengehalt des Bades in Gew%] + 0,03 Gew%

Der Prozentsatz des Eisens im Überzug hängt von den Bad bedingungen sowie den Erhitzungs- und Kühlungsbedingungen ab. Die Kühlungsbedingungen beeinflussen den Grad der Legierung (Gew% von Fe im Überzug) und dadurch ihre Eigen schaften obwohl sie kaum einen Einfluß auf die makros kopische oder mikroskopische Gleichförmigkeit der Überzugs struktur haben, die eines der wesentlichen Merkmale der vorliegenden Erfindung bilden. Die Beispiele wurden daher durchgeführt, indem die Kapazität eines Kühlgebläses und die Nebelmenge gesteuert wurden, um den Prozentsatz an Eisen im Überzug zu regeln.

Es folgt eine Beschreibung der Verfahren, die für die Prüfung und Auswertung der Produkteigenschaften verwendet wurden:

Menge der -Phase im Überzug auf den Produkten:

Die Spitzenintensität, I_ζ _[421] der ζ-Phase bei einem Gitterebenen-Abstand d = 1,900 Å und die Spitzenintensität I^ζ _1[429] der ^δ ₁-Phase bei d = 1,990 Å wurden durch Röntgen beugung im Überzug bestimmt und ihr Verhältnis Z/D wurde ent sprechend der Gleichung

Z/D = (Iζ_[421] - I_BG)/(I^δ _1[249] - I_BG) x 100

als Maß für die Menge der ζ-Phase im Überzug errechnet. I_BG stellt die Untergrundintensität der Röntgenbeugung dar, und wenn Z/D nicht über 20 liegt, ist im wesentlichen keine ζ-Phase vorhanden.

Pulverbildungsfestigkeit:
Nachdem jede Probe mit 1g/m² eines Rostschutzöles überzogen worden war, wurde ein Kugeltiefziehtest unter Verwendung eines Stempelradius von 0,5 mm, einer Haltelast von 500 kg und einer Eindrücktiefe h von 4 mm durchgeführt und nach dem Ablösen des Streifens wurde das Ausmaß der Pulverbildung aus der Differenz des Gewichts der Probe bezüglich ihres Anfangsgewichts errechnet. Jeder in den Tabellen aufgeführte Wert ist das Mittel einer Mehrzahl von Meßwerten (5×5 = 25).

Maximale Abweichung der Pulverbildungsfestigkeit längs der Streifenbreite:
Die Pulverbildung jedes Bandes wurde an fünf Punkten längs seiner Länge und fünf Punkten längs seiner Breite (an den beiden Rändern, in der Mitte zwischen dem Rand und der Streifenmitte, und in der Streifenmitte) unter stabilisier ten Betriebsbedingungen gemessen und die Differenz zwischen dem Maximalwert und dem Minimalwert wurde als maximale Abweichung genommen.

Reibungskoeffizient:
Nachdem jede Probe mit 1 g/m eines Rostschutzöles überzogen worden war, wurde ein Eindruckstempel aus Werkzeugstahl mit einer Belastung von 400 kg auf die Probe gedrückt und diese wurde mit einer Geschwindigkeit 1 m/min gezogen. Das Verhältnis der Zug- und Haltekraft wurde als Reibungskoeffizient genommen. Jeder Wert in den Tabellen ist das Mittel einer Mehrzahl von Meßwerten (5×5 = 25).

Maximale Abweichung des Reibungskoeffizienten längs der Bandbreite:
Der Reibungskoeffizient wurde an denselben Punkten wie die Pulverbildungseigenschaften gemessen und die Differenz zwischen dem Maximalwert und dem Minimalwert wurde als maximale Abweichung genommen.

In den Tabellen 1 bis 4 enthielten die Produkte der Ver gleichsbeispiele 1 und 2 keine ζ-Phase trotz ihrer Legier behandlung durch Hochfrequenzinduktionserhitzung, da die Temperaturen der in das Bad eintretenden Bänder zu hoch für die Bildung einer ζ-Phase im Bad war. Sie wiesen daher eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit auf.

Bei den Vergleichsbeispielen 3, 4 und 9 waren die Temperatu ren der in das Bad eintretenden Bänder zu niedrig, um eine Legierungsreaktion, die eine ζ-Phase bildet, im Bad zu bewirken. Obwohl die Produkte dieser Vergleichsbeispiele eine ζ-Phase enthielten, die durch die Wärmebehandlung bei Temperaturen nicht über 495°C gebildet wurde, hatten sie schlechte und stark schwankende Pulverbildungseigenschaften wegen der mikroskopischen Ungleichförmigkeit der Legierungs reaktion, da keine ζ-Phase im Bad gebildet worden war.

Der Überzug auf dem Produkt des Vergleichsbeispiels 5 enthielt wegen der zu hohen Temperatur, die es während der Hochfrequenzinduktionserhitzung annahm, keine ζ-Phase, obwohl eine ζ-Phase im Verzinkungsbad gebildet worden war. Er hatte daher schlechte Pulverbildungseigenschaften.

Bei den Vergleichsbeispielen 6 bis 8 und 10 wurde eine Gas erhitzung verwendet, nachdem eine ζ-Phase im Bad gebildet worden war. Das Produkt des Vergleichsbeispiels 6 wies sehr schlechte und stark schwankende Pulverbildungseigenschaften auf, da die durch die Gasheizung erzeugte Temperatur zu hoch war, um die ζ-Phase im Überzug zu erhalten und da die ungleichmäßige Erhitzung eine örtliche dicke Γ-Phase erzeugt hatte. Die Produkte der Vergleichsbeispiele 7 und 8 wiesen eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit und Verformbarkeit auf, die wegen der örtlich dicken Γ-Phase, die durch die ungleichmäßige Erhitzung erzeugt wurde, und die örtlich verbliebene η-Phase längs der Breite des Bandes stark schwankten, obwohl die Bandtemperaturen genügend niedrig waren, um eine ζ-Phase im Überzug zu erhalten. Ihre Minder wertigkeit hinsichtlich der mikroskopischen Gleichförmigkeit der legierten Schicht war ein anderer Grund für ihre schlechte Pulverbildungsfestigkeit. Das Produkt des Ver gleichsbeispiels 10 hatte ebenfalls stark schwankende Eigen schaften als Ergebnis der ungleichmäßigen Erhitzung und seine schlechten Eigenschaften beruhten auf den oben dar gelegten Gründen.

Bei den dem Stand der Technik entsprechenden Beispielen 1 bis 4 wurde keine ζ-Phase im Bad gebildet. Das Produkt des dem Stand der Technik entsprechenden Beispiels 3 hatte schlechte und stark schwankende Pulverbildungseigenschaften wegen der mikroskopischen Ungleichförmigkeit der Legierungs reaktion, wie beim Vergleichsbeispiel 2, obwohl eine Hoch frequenzinduktionserhitzung verwendet wurde.

Die Tabellen 5 bis 8 zeigen Beispiele, bei denen nach der Wärmebehandlung eine Deckschicht aufgebracht wurde. Die Schichten auf den Produkten der Vergleichsbeispiele 11 und 12 enthielten überhaupt keine ζ-Phase, obwohl zum Legieren eine Hochfrequenzinduktionserhitzung verwendet wurde, da die Temperaturen der in das Bad eintretenden Bänder zu hoch waren, um die Bildung einer ζ-Phase im Bad zu ermöglichen. Sie wiesen daher eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit auf.

Bei den Vergleichsbeispielen 13, 14 und 21 waren die Tempe raturen der in das Bad eintretenden Bänder zu niedrig, um irgendeine Legierungsreaktion, die eine ζ-Phase erzeugt, im Bad zu bewirken. Sie hatten wegen der mikroskopischen Un gleichförmigkeit der Legierungsreaktion eine schlechte und stark schwankende Pulverbildungsfestigkeit, da im Bad keine ζ-Phase gebildet wurde, obwohl die Überzüge eine ζ-Phase als Ergebnis einer Erhitzung bei Temperaturen nicht über 495°C enthielten.

Die Vergleichsbeispiele 5 und 16 wurden durchgeführt, um einen Vergleich bezüglich der Flächenmasse der Deckschicht zu ermöglichen.

Im Vergleichsbeispiel 17, bei dem eine ζ-Phase im Ver zinkungsbad gebildet worden war, war die durch die Hoch frequenzinduktionserhitzung angenommene Temperatur zu hoch, um die ζ-Phase im Überzug zu erhalten. Das Produkt hatte daher eine schlechte Pulverbildungsfestigkeit.

Bei den Vergleichsbeispielen 18 bis 20 und 22 wurde eine Gasheizung verwendet, nachdem eine ζ-Phase im Bad gebildet worden war. Das Produkt des Vergleichsbeispiels 18 hatte eine sehr schlechte und stark schwankende Pulverbildungs festigkeit, da die durch die Gasheizung angenommene Tempe ratur zu hoch war um die ζ-Phase im Überzug zu erhalten und da die ungleichmäßige Erhitzung eine örtlich dicke Γ-Phase gebildet hatte. Die Produkte der Vergleichsbeispiele 19 und 20 hatten eine schlechte Pulverbildungfestigkeit und eine schlechte Verformbarkeit, die wegen der durch die ungleich mäßige Erhitzung gebildeten örtlich dicken Γ-Phase und die örtlich verbliebene η-Phase längs der Breite des Bandes stark schwankten, obwohl die bei der Gasheizung angenommenen Temperaturen genügend niedrig waren, um die ζ-Phase im Überzug zu erhalten. Die mikrosko pische Ungleichförmigkeit des legierten Überzugs war ein anderer Grund für die schlechte Pulverbildungsfestigkeit. Das Produkt des Vergleichsbeispiels 22 hatte wegen der ungleichförmigen Erhitzung ebenfalls stark schwankende Eigenschaften und seine schlechten Eigenschaften hatten die oben angeführten Gründe.

Bei den dem Stand der Technik entsprechenden Beispielen 5 bis 8 wurde im Bad keine ζ-Phase gebildet. Das Produkt des dem Stand der Technik entsprechenden Beispiels 7 hatte eine schlechte und stark schwankende Pulverbildungsfestigkeit wegen der mikroskopischen Ungleichförmigkeit der Legierungs reaktion, wie es beim Vergleichsbeispiel 6 der Fall war, obwohl eine Hochfrequenzinduktionsheizung verwendet wurde.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen von nach dem Verzinken wärme behandelten Stahlblechen durch Verzinken eines Stahlbandes in einem Verzinkungsbad, das Aluminium enthält, wobei der Rest seiner Bestandteile Zink und unvermeidbare Verun reinigungen ist, Einstellen des Überzugsgewichts und Unter werfen des Bandes einer Legierungsbehandlung in einem Erhitzungsofen, derart, daß sein Überzug einen Eisengehalt von 8 bis 12 Gew.-% aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß das Bad einen Aluminiumgehalt von mindestens 0,05 Gew.-% jedoch weniger als 0,13 Gew.-% und eine Temperatur nicht über 470°C hat, daß das Band, wenn es in das Bad eintritt, eine Temperatur nicht über 495°C hat, daß der Aluminiumgehalt des Bades und die Temperatur des Bandes der folgenden Beziehung genügen: 437,5 x Al% + 448 T 437,5 x Al% + 428wobei Al%: Der Aluminiumgehalt des Bades in Gew.-% und T: Die Temperatur (°C) des in das Bad ein tretenden Bandes
sind, so daß eine Legierungsreaktion, die eine ζ-Phase erzeugt, im Bad gefördert werden kann, und daß als Ofen ein Hochfrequenzinduktionsofen verwendet wird, in dem das Band derart erhitzt wird, daß es eine Temperatur nicht über 495°C hat, wenn es den Ofen verläßt, daß das Band für eine vorgegebene Zeitspanne auf dieser Temperatur gehalten wird und abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das gekühlte Band mit einer Eisen- oder Eisenlegierungs-Deckschicht überzogen wird, die einen Eisengehalt von mindestens 50 Gew.-% und eine Flächenmasse von mindestens 1 g/m² hat.