DE60006068T2

DE60006068T2 - Feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech mit hervorragendem gleichgewicht zwischen festigkeit und dehnbarkeit und adhäsion zwischen stahl und beschichtung

Info

Publication number: DE60006068T2
Application number: DE60006068T
Authority: DE
Inventors: Yoshitsugu Kurashiki-shi SUZUKI; Chiaki Kurashiki-shi KATO
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-11-08
Filing date: 2000-11-08
Publication date: 2004-07-22
Anticipated expiration: 2020-11-09
Also published as: WO2001034862A1; KR100561893B1; EP1149928B1; CA2360070A1; TW504519B; CN1343262A; EP1149928A1; CN1188534C; AU1301901A; EP1149928A4; US6558815B1; AU771011B2; DE60006068D1; CA2360070C; KR20010101411A

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft ein feuerverzinktes beschichtetes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, das in ausreichender Weise ein kompliziertes Pressformverfahren aushält, und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Das feuerverzinkte galvanisierte Stahlblech der vorliegenden Erfindung umfasst eines, das Legierungselemente, wie Fe, in der Zinkbeschichtungsschicht desselben enthält.
Technischer Hintergrund
Im allgemeinen zeigen ein warmgewalztes Stahlblech und ein kaltgewalztes Stahlblech eine schlechtere Duktilität (d. h. eine schlechtere Gesamtdehnung, Biegeeigenschaft und dgl.), da die Zugfestigkeit derselben zunimmt, wodurch es schwierig wird, ein kompliziertes Pressformen des Stahlblechs durchzuführen.
Es ist ferner allgemein bekannt, dass die Zugabe von Elementen wie Mn, Si und dgl. zum Zwecke des Erhöhens der Zugfestigkeit des Stahlblechs eine Mischkristallverfestigung und eine hervorragende Verbundstruktur ergibt, was zur Verbesserung der Balance zwischen der Zugfestigkeit und der Dehnung vorteilhaft ist.
Da Mn, Si und dgl. jedoch Elemente sind, die leicht oxidiert werden, trennen sich, wenn diese Elemente in einer großen Menge zugegeben werden, Si, Mn und dgl. an der Oberfläche des Stahlblechs während des Glühens ab, wodurch die Benetzungseigenschaft des Stahlblechs in Bezug auf geschmolzenes Zink verschlechtert wird, was zu einer signifikant schlechten Reaktivität zwischen dem Grundstahl und dem geschmolzenen Zink führt.
In diesem Fall wird die Beschichtungshaftungseigenschaft aufgrund dieser schlechten Reaktivität schlechter und ein Ablösen der Beschichtung, was als "Pulverbildung" oder "Flockenbildung" bezeichnet wird, während des Umformens hervorgerufen.
Als Verfahren zum Lösen der im vorhergehenden genannten Probleme und zur Herstellung eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs hoher Zugfestigkeit mit hervorragender Formbarkeit offenbaren die JP-A-5-179356 und die offengelegte JP-A-5-51647 beispielsweise ein Verfahren durch: rasches Abschrecken/Kühlen des Stahlblechs während des Warmwalzaufwickelprozesses, Glühen des Stahlblechs in der Zweiphasenregion in einer Feuerverzinkungsgalvanisierungslinie, und Durchführen des Galvanisierens.
Wenn in der Praxis jedoch Si selbst in einer sehr kleinen Menge zugegeben wird, tritt das Problem auf, dass die Beschichtungshaftung verschlechtert wird und eine Beschichtungsablösung der Beschichtung wahrscheinlich erfolgt.
Daher wurde herkömmlicherweise angenommen, dass die Produktion eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs hoher Zugfestigkeit mit hervorragender Beschichtungshaftung unmöglich ist, wenn ein Stahlblech, das realtiv große Mengen von Si, Mn und dgl. enthält, als das Grundmaterial verwendet wird.
Ferner offenbaren die Erfindungen (1) PCT/JP 99/04385, EP- A-1041167; (2) PCT/JP 97/00045, EP-A-900857 und (3) PCT/JP 00/00975, EP-A-1076105: (1) ein Beschichtungsverfahren für ein Stahlblech hoher Zugfestigkeit, das Mo enthält; (2) ein beschichtetes Stahlblech mit einer Oxidschicht im Oberflächenschichtbereich des Grundstahls eines Stahlblechs; bzw. (3) ein beschichtetes Stahlblech mit einer Oxidschicht, die durch Glühen eines Grundstahls mit Walzwerkzunder auf der Oberfläche erzeugt wurde.
Gemäß der im vorhergehenden beschriebenen Erfindung (1) kann ein beschichtetes Blech mit hoher Zugfestigkeit und hervorragender Beschichtungshaftung erhalten werden. Da jedoch die Mikrostruktur des Grundmaterials keiner ausreichenden Kontrolle bzw. Steuerung unterzogen wird, kann die gewünschte Duktilität, die zusätzlich zur Zugfestigkeit erforderlich ist, nicht erhalten werden. Ferner kann, da die innere Oxidschicht keiner Kontrolle unterzogen wird, das erhaltene Produkt der Erfindung (1) nur unzureichend die strengen Anforderungen, die in den letzten Jahren gestellt wurden und für die vorliegende Erfindung notwendig sind, hinsichtlich der Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und der Beschichtungshaftung erfüllen.
In der im vorhergehenden beschriebenen Erfindung (2) kann eine hohe Zugfestigkeit durch eine geeignete Wahl chemischer Zusammensetzungen des Stahls erhalten werden und die erhaltene Beschichtungshaftung ist ebenfalls hervorragend. Da die Struktur des Grundmaterials jedoch keiner Kontrolle unterzogen wird, wie dies bei der im vorhergehenden Erfindung (1) der Fall ist, kann die gewünschte Duktilität, die zusätzlich zur Zugfestigkeit erforderlich ist, in der Erfindung (2) auch nicht erhalten werden. Daher kann das Stahlblech der Erfindung (2) nur unzureichend die Anforderungen hinsichtlich der Eigenschaften, die in der vorliegenden Erfindung notwendig sind, erfüllen.
Ferner werden im Hinblick auf die Qualitätskontrolle der Beschichtung die Anforderungen hinsichtlich der Beschichtungshaftungseigenschaft aufgrund von stärker variierten Anwendungen eines Stahlblechs hoher Zugfestigkeit, die mit der signifikanten Zunahme der Verwendung eines derartigen Stahlblechs in den letzten Jahren einhergehen, strenger als zuvor. Daher wird es härter, die Anforderungen hinsichtlich der im vorhergehenden beschriebenen Beschichtungshaftungseigenschaft durch einfaches Bilden einer inneren Oxidschicht zu erfüllen.
Genauer gesagt, können diese strengen Anforderungen, die im vorhergehenden beschrieben wurden, nicht erfüllt werden, wenn nicht die Zusammensetzungen des Grundstahls direkt unter der Beschichtungsschicht ebenfalls gesteuert werden, was in der vorliegenden Erfindung offenbart wird.
Ferner wird in der im vorhergehenden beschriebenen Erfindung (3) eine hohe Zugfestigkeit durch eine geeignete Wahl der Zusammensetzungen des Stahls ähnlich der im vorhergehenden genannten Erfindung (2) erhalten. Da jedoch die Struktur des Grundmaterials keiner Kontrolle unterworfen wird, wie dies in der im vorhergehenden genannten Erfindung (1) der Fall ist, kann die gewünschte Duktilität, die zusätzlich zur Zugfestigkeit erforderlich ist, auch in der Erfindung (3) nicht erhalten werden. Daher kann das Stahlblech der Erfindung (3) nur unzureichend die Anforderungen hinsichtlich der Eigenschaften, die in der vorliegenden Erfindung notwendig sind, erfüllen.
Die Anforderungen für die Beschichtungshaftungseigenschaft werden, wie unter Bezug auf die Erfindung (2) erklärt wurde, derzeit strenger als zuvor. Diese strengen Anforderungen können in der Erfindung (3) auch nicht erfüllt wer den, wenn nicht die Zusammensetzungen des Grundstahls direkt unter der Beschichtungsschicht ebenfalls kontrolliert bzw. gesteuert werden, wie dies in der vorliegenden Erfindung offenbart ist.
Die JP-A-4-293730 offenbart das entkarbonisierende Glühen eines Stahlblechs, das für eine Feuermetallisierungsgalvanisierung geeignet ist, während die Oberflächenschicht einen Kohlenstoffgehalt von 10–30 ppm aufweist.
Offenbarung der Erfindung
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist das Lösen der im vorhergehenden genannten Probleme des Standes der Technik und das Bereitstellen eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs hoher Zugfestigkeit mit hervorragender Beschichtungshaftung und Duktilität, d.h, eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, wenn das Grundstahlblech (d. h. der Grundstahl) relativ große Mengen an Si, Mn und dgl. enthält.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist das Bereitstellen eines Verfahrens, das in Anspruch 4 definiert ist, der vorteilhaften Herstellung des feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs, das in Anspruch 1 definiert ist, das, wie im vorhergehenden beschrieben, hervorragende Eigenschaften zeigt.
Im allgemeinen kann die vorliegende Erfindung wie im folgenden zusammengefasst werden.

1. Feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, wobei die durchschnittliche Zusammensetzung eines Grundstahls hierfür umfasst: 0,05–0,25 Masse-% C, nicht mehr als 2,0 Masse-% Si, 1,0–2,5 Masse-% Mn, und 0,005–0,10 Masse-% Al, wobei der C-Gehalt im Oberflächenschichtbereich des Grundstahls direkt unter einer Beschichtungsschicht nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, die Grundstahlstruktur Martensitphase in einem Anteil von nicht weniger als 50% enthält, wobei die Martensitphase sowohl angelassene Martensitphase als auch feinkörnige Martensitphase umfasst, und der übrige Teil der Grundstahlstruktur aus Ferritphase und Restaustenitphase gebildet wird.
2. Feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach dem im vorhergehenden genannten Punkt 1, wobei mindestens eine Art eines Oxids, das aus der aus Si-Oxiden, Mn-Oxiden, Fe-Oxiden und Mischoxiden derselben bestehenden Gruppe ausgewählt ist, an der Korngrenze und/oder im Kristallkorn einer Region, in der der C-Gehalt nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, des Oberflächenschichtbereichs des Grundstahls direkt unter der Beschichtungsschicht vorhanden ist, und die in dem Oberflächenschichtbereich des Grundstahls gebildete Menge an Oxiden, wenn sie in die Sauerstoffmenge umgewandelt wird, 1–200 Masse-ppm beträgt.
3. Feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach dem im vorhergehenden genannten Punkt 1 oder 2, wobei der Fe-Gehalt der Beschichtungsschicht im Bereich von 8–12 Masse-% liegt.
4. Verfahren zur Herstellung eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, das die folgenden Stufen umfasst: Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs mit einer durchschnittlichen Zusammensetzung des Stahlblechs, die umfasst: 0,05–0,25 Masse-% C; nicht mehr als 2,0 Masse-% Si; 1,0–2,5 Masse-% Mn; und 0,005–0,10 Masse-% Al; Erhitzen des warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs in einer Atmosphäre, die die im folgenden angegebene Gleichung erfüllt, bei einer Temperatur von 800–1000 °C; Kühlen des warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs; Beizen der Oberfläche des Stahlblechs derart, dass die Gewichtsabnahme des Stahlblechs während des Beizens, wenn sie als in Fe umgewandelter Wert angegeben wird, 0,05–5 g/m² beträgt; erneutes Erhitzen des Stahlblechs in einer kontinuierlich geführten Feuerverzinkungsgalvanisierungsanlage auf eine Temperatur von 700–850°C; und Durchführen eines Feuerverzinkungsgalvanisierungsprozesses an dem Stahlblech. log(H2O/H2) ≥ 2,5[C] – 3,5worin H₂O/H₂ für das Verhältnis des Partialdrucks der Feuchtigkeit in der Atmosphäre zum Partialdruck von Wasserstoffgas steht, und [C] für die Menge von C im Stahl (Masse-%) steht.
5. Verfahren zur Herstellung eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach dem im vorhergehenden genannten Punkt 4, das ferner die Stufe des Durchführens eines Galvanisierungsglühens bei einer Temperatur von 450–550°C an dem Stahlblech nach der Durchführung des Feuerverzinkungsgalvanisierungsprozesses umfasst.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist eine Figur, die den Einfluss, der durch den C-Gehalt direkt unter der Beschichtungsschicht und den Anteil der Martensitphase ausgeübt wird, auf die Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und die Beschichtungshaftungseigenschaft zeigt.
2 ist eine Figur, die den Einfluss, der durch den C-Gehalt direkt unter der Beschichtungsschicht und die Menge der Oxide, die im Grundstahloberflächenschichtbereich gebildet werden (als in die Sauerstoffmenge umgewandelter Wert ausgedrückt), ausgeübt wird, auf die Beschichtungshaftungseigenschaft zeigt.
Beste Art und Weise zur Durchführung der Erfindung
Das Experiment, auf dem die vorliegende Erfindung beruht, wird im folgenden beschrieben.
Ein Blechbarren mit einer Dicke von 30 mm und einer Zusammensetzung, die 0,15 Masse-% C, 1,0 Masse-% Si, 1,5 Masse-% Mn, 0,01 Masse-% P, 0,003 Masse-% S, 0,04 Masse-% Al, 0,002 Masse-% N, 0,002 Masse-% O umfasst, wurde auf 1200°C erhitzt, wodurch ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 2,0 mm mit 5 Durchgängen produziert wurde. Das produzierte Stahlblech wurde bei 500°C aufgewickelt.
Danach wurde nach dem Entfernen der walzwerkzunderähnlichen Oxide durch Beizen das Stahlblech in einem Glühofen bei 900 °C 80 s geglüht und dann mit einer Kühlrate von 10–80°C/s rasch auf 300°C gekühlt. Das Stahlblech wurde mit 5%-iger Salzsäure bei 60°C 10 s gebeizt, so dass die Oberflächensegregationsprodukte entfernt wurden.
Als nächstes wurde das Stahlblech, das gebeizt worden war, in einer Glühgalvanisierungsvorrichtung des aufrechtstehenden Typs bei 750°C 20 s geglüht und bei einer Glührate von 10–80°C/s rasch auf 470°C geglüht. Das Stahlblech wurde dann dem Galvanisierungsprozess während 1 s in einem Feuerverzinkungsgalvanisierbad, in dem die Al-Konzentration 0,15 Masse-% betrug und wobei die Badtemperatur 465°C betrug, unterzogen.
Das auf diese Weise erhaltene feuerverzinkte galvanisierte Stahlblech wurde gemäß den im folgenden beschriebenen Verfahren in Bezug auf mechanische Eigenschaft, die Beschichtungshaftungseigenschaft, den C-Gehalt des Grundstahloberflächenschichtbereichs direkt unter der Beschichtungsschicht, die Struktur direkt unter der Beschichtungsschicht (die Struktur des Grundstahloberflächenschichtbereichs) und die Grundstahlstruktur (die innere Struktur) desselben geprüft.
(1) Mechanische Eigenschaft des feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs:
Ein Stahlblech mit einer Zugfestigkeit (TS) von nicht weniger als 590 MPa und einer Dehnung (El) von nicht kleiner als 35% wurde als "hervorragend" bewertet, und das Stahlblech, dessen TS und El jenseits der im vorhergehenden genannten Bereiche lagen, wurde als "schlecht" bewertet.
(2) Beschichtungshaftungseigenschaft:
Ein Klebeband wurde auf ein heißverzinktes galvanisiertes Stahlblech aufgebracht, und es wurde um 90° gebogen und dann erneut in die umgekehrte Richtung gebogen, so dass das Stahlblech die ursprüngliche Form zurückerhielt, wobei die Seite, auf die das Klebeband aufgebracht worden war, die gebogene (komprimierte) Seite bildete. Danach wurde das Klebeband abgelöst und die an dem Klebeband haftende Menge der Beschichtungsschicht bewertet durch: Ermitteln der Zn-Zählratenzahl (κ) pro Einheitslänge (m) des Klebebands nach der Röntgenlampenbelichtung, und Bewerten der Stahlbleche, deren Zn-Zählratenzahl zu Rang 1 oder 2 gemäß den Kriterien von Tabelle 1 gehörte, als "hervorragend", und derjenigen, deren Zn-Zählratenzahl zu Rang 3 oder niedriger gemäß den Kriterien von Tabelle 1 gehörte, als "schlecht".
Tabelle 1
(3) Verfahren zum Bestimmen des C-Gehalts in dem Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht:
Eine Mischlösung wurde durch Zugabe einer wässrigen Lösung mit 35 Masse-% H₂O₂ zu einer wässrigen Lösung mit 8 Masse-% NaOH im Verhältnis 4 : 100 (Volumen) hergestellt. Die wässrige Lösung mit 8 Masse-% NaOH enthielt 2 Masse-% Triethanolamin, das als Inhibitor zugegeben worden war. Unter Verwendung dieser Mischlösung wurde nur die Beschichtungsschicht (die sowohl die Fe-Zn-Legierungsschicht als auch die Fe-Al-Legierungsschicht umfasst) gelöst und entfernt.
Als nächstes wurde unter Verwendung einer wässrigen Lösung mit 5 Masse-% HCl bei 60°C der Grundstahloberflächenschichtbereich 5 μm tief gemäß einem Wägeverfahren, bei dem die Menge des verlorengegangenen oder gelösten Teils des Grundstahloberflächenschichtbereichs unter Verwendung des Gewichts des Stahlblechs vor/nach dem Beizen als Indizes abgeschätzt wurde, gelöst.
Die aufgrund des im vorhergehenden beschriebenen Löseverfahrens erhaltene Lösung wurde einem Verdampfungsprozess unterzogen, wobei trockene Feststoffe erhalten wurden. Die Menge an C in den erhaltenen trockenen Feststoffen wurde unter Verwendung des Verbrennungsinfrarotabsorptionsverfahrens gemäß der Beschreibung in den JIS-Vorschriften (G1211) bestimmt, und der C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht wurde auf der Basis der Ergebnisse der Bestimmung erhalten.
(4) Grundstahlstruktur, Prozentanteil der Martensitphase:
Ein in ein Harz eingebetteter Schnitt der Stahlplatte wurde unter Verwendung einer Nitallösung, die eine Flüssigkeit ist, die Korngrenzen ätzt, geätzt.
Als nächstes wurde die Ferritphase mit einem Elektronenmikroskop mit einer Vergrößerung von 1000 betrachtet.
[Nitallösung]
(Gemisch aus einer wässrigen Lösung mit 69 Masse-% HNO₃ und Ethanol im Verhältnis 3 : 97 (Volumen-%))
Bezugnehmend auf die Martensitphase wurde der Volumenanteil der Martensitphase durch: erneutes Schleifen des Prüflings zum Entfernen der Ätzschicht nach dem im vorhergehenden genannten Ätzverfahren durch die Nitallösung; Ätzen des Prüflings unter Verwendung der im folgenden beschriebenen Martensitätzlösung; Betrachten des Prüflings mit einem Elektronenmikroskop mit einer Vergrößerung von 1000; durch Analysieren des durch die elektronenmikroskopische Betrachtung erhaltenen Bildes Feststellen von der Martensitphase, die in einem quadratischen Bereich (100 mm × 100 mm) vorhanden war, besetzten Flächenanteils.
[Martensitätzlösung]
(Pikrallösung (4 g Pikrinsäure/100 cm³ Ethanol), die 1 Masse-% Natriumpyrosulfit enthält)
Der Beobachtungsbereich der Martensitphase, der Ferritphase und der Austenitphase wurde auf eine durchschnittliche Position in Richtung der Blechdicke gelegt. Es ist anzumerken, dass die Oberflächenschicht (50 μm ausgehend von der Oberfläche) und der äußere gestörte Bereich (beispielsweise die Mittenseigerung) vermieden wurden.
Die Menge des Restaustenits wurde durch: Entnehmen eines Teststücks des Stahlblechs; Schleifen des Teststücks bis zur Mittenoberfläche in Richtung der Blechdicke; und Ermitteln der Röntgenbeugungsintensität bei der Mittenoberfläche in Richtung der Blechdicke. Als auftreffende Röntgenstrahlung wurde MoK α-Strahlung verwendet. Die relative Röntgenbeugungsintensität wurde für jede Oberfläche {111}, {200}, {220} und {311} der Restaustenitphase des Teststücks berechnet, und der Volumenanteil des Restaustenits wurde als der Durchschnittswert dieser Relativwerte erhalten.
Die erhaltenen Ergebnisse sind in 1 zusammengefasst.
Wie in 1 gezeigt, wurde ein feuerverzinktes galvani siertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung erhalten, wenn der C-Gehalt in dem Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht nicht mehr als 0,02 Masse-% betrug und der Partialprozentgehalt der Martensitphase in der Grundstahlstruktur nicht weniger als 50% beträgt.
Die Grundstahlstruktur bestand neben der Martensitphase aus der zweiten Phase, die die Ferritphase und die Restaustenitphase umfasste.
Andererseits führte, wenn die Stahlbleche den im vorhergehenden genannten Bereich des C-Gehalts und des Anteils der Martensitphase nicht erfüllten, mindestens eine der Eigenschaften von Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und Beschichtungshaftung zu einem schlechten Ergebnis.
In der vorliegenden Erfindung wurde auf der Basis der im vorhergehenden beschriebenen Kenntnis der C-Gehalt in dem Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht auf nicht mehr als 0,02 Masse-% beschränkt und in Bezug auf die Grundstahlstruktur die Struktur darauf beschränkt, dass sie enthält: die Martensitphase in einem Anteil von nicht weniger als 50% und die zweite Phase, die die Ferritphase und die Restaustenitphase umfasst.
Als nächstes wird der Grund, weshalb der Zusammensetzungsbereich der Komponenten des Grundmaterialstahlblechs (des Grundstahls) der vorliegenden Erfindung auf die im vorhergehenden genannten Bereiche beschränkt ist, beschrieben.
C: 0,05–0,25 Masse-%
Kohlenstoff ist ein essentielles Element, um die notwendige Zugfestigkeit zu erhalten und die Endstruktur als eine Verbundstruktur aus angelassenem Martensit und feinkörnigem Martensit, die eine hervorragende Formbarkeit zeigt, herzustellen. Der C-Gehalt im Stahl sollte auf nicht weniger als 0,05 Masse-% beschränkt sein.
Wenn jedoch der C-Gehalt im Stahl 0,25 Masse-% übersteigt, wird nicht nur die Schweißeigenschaft verschlechtert, sondern auch die Härtbarkeitseigenschaft beim Kühlen nach dem Glühen in einer kontinuierlichen Verzinkungsgalvanisierungslinie (die im folgenden als "CGL" bezeichnet wird) verschlechtert, wodurch die gewünschte Verbundstruktur kaum erhalten werden kann.
Kurz gesagt, ist es in der vorliegenden Erfindung wesentlich, die gewünschte Verbundstruktur durch Abschrecken nach CGL-Glühen zu erhalten.
Die Temperatur des Blechs, das in das Galvanisierungsbad getaucht wird, ist, wie im folgenden beschrieben, im Bereich von 450–500°C, und die gewünschte Verbundstruktur muss gebildet werden, bevor die Temperatur 600°C erreicht, was die Obergrenze des Steuerungsbereichs zum Stoppen der Kühltemperatur ist. Daher ist es essentiell erforderlich, dass die hervorragende Härtbarkeitseigenschaft sichergestellt ist und die gewünschte Verbundstruktur zuverlässig gebildet wird.
Daher ist gemäß dem im vorhergehenden genannten Grund der C-Gehalt im Stahl auf den Bereich von 0,05–0,25 Masse-% beschränkt.
Si: nicht mehr als 2,0 Masse-%
Silicium verstärkt die Mischkristallhärtung und Bildung einer hervorragenden Verbundstruktur, und es verbessert in vorteilhafter Weise die Balance zwischen Zugfestigkeit und Dehnung und ist daher ein Element, das zur Verbesserung der Formbarkeit verwendbar ist.
Wenn jedoch der Si-Gehalt im Stahl 2,0 Masse-% übersteigt, wird die Beschichtungshaftung verschlechtert. Daher ist die Obergrenze des Si-Gehalts im Stahl in der vorliegenden Erfindung auf 2,0 Masse-% festgesetzt.
Ferner ist es im Hinblick auf das Erreichen einer besseren Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität günstig, wenn die Untergrenze des Si-Gehalts im Stahl auf 0,1 Masse-% festgesetzt ist.
Insbesondere ist es in der vorliegenden Erfindung günstiger, wenn der Si-Gehalt im Stahl auf den Bereich von 0,1–2,0 Masse-% festgesetzt ist.
Mn: 1,0–2,5 Masse-%
Mangan ist ein Element, das nicht nur verwendbar ist, um die notwendige Zugfestigkeit und die gewünschte Verbundstruktur zu erhalten, sondern auch zum Sicherstellen einer hervorragenden Härtbarkeitseigenschaft nach dem CGL-Glühprozess wichtig ist, wie dies auch Kohlenstoff ist.
Wenn der Mn-Gehalt im Stahl weniger als 1,0 Masse-% beträgt, wird die Wirkung der Zugabe von Mn kaum beobachtet. Andererseits wird, wenn der Mn-Gehalt im Stahl 2,5 Masse-% übersteigt, die Schweißeigenschaft des Stahls verschlechtert.
Daher wird der Mn-Gehalt im Stahl auf den Bereich von 1,0–2,5 Masse-% beschränkt.
Al: 0,005–0,10 Masse-%
Aluminium ist ein Element, das zum Erhöhen des Sauberkeitsindex von Stahl aufgrund von dessen Desoxidationswirkung verwendbar ist. Wenn der Al-Gehalt im Stahl jedoch weniger als 0,005 Masse-% beträgt, wird die Wirkung der Zugabe von Mn kaum beobachtet. Im Gegensatz dazu ergibt sich, wenn der Al-Gehalt im Stahl 0,10 Massse-% übersteigt, eine Sättigung der Wirkung der Zugabe von Al im Gegensatz zu einer Verschlechterung der Dehnungseigenschaft des Stahls.
Daher ist der Al-Gehalt im Stahl auf den Bereich von 0,005–0,10 Masse-% beschränkt.
In der vorliegenden Erfindung kann, wenn jeder der Gehalte von C, Si, Mn und Al den im vorhergehenden beschriebenen vorbestimmten Bereich erfüllt, die gewünschte Wirkung grundsätzlich erhalten werden.
Ferner können in der vorliegenden Erfindung die im folgenden beschriebenen Elemente in geeigneter Weise entsprechend dem Bedarf zugesetzt werden, um die Materialeigenschaften weiter zu verbessern.
Mindestens eine Art eines Elements, die ausgewählt ist aus der Gruppe von 0,005–0,10 Masse-% Nb und 0,01–0,20 Masse-% Ti
Sowohl Nb als auch Ti sind die Elemente, die eine Ausscheidungshärtung verstärken. Durch Verwendung einer geeigneten Menge von Nb und/oder Ti kann die Zugfestigkeit des Stahls ohne Verschlechtern der Schweißeigenschaft desselben verbessert werden.
Wenn jedoch die Zugabemenge von Nb und/oder Ti geringer als die im vorhergehenden beschriebene Untergrenze ist, wird eine Wirkung der Zugabe kaum beobachtet.
Wenn andererseits die Zugabemenge von Nb und/oder Ti die im vorhergehenden beschriebene Obergrenze übersteigt, erreicht die Wirkung das Sättigungsstadium.
Daher ist es günstig, wenn mindestens eine Art eines Elements, das aus Nb und Ti ausgewählt ist, in dem Stahl in dem im vorhergehenden beschriebenen Bereich enthalten ist.
Eine Art oder mindestens zwei Arten von Elementen, die aus der Gruppe von Cr, Ni und Mo ausgewählt sind (die Gesamtmenge derselben liegt im Bereich von 0,10–1,0 Masse-%).
Cr, Ni und Mo sind Elemente, von denen jedes die Härtbarkeitseigenschaft verstärkt. Durch Verwendung einer geeigneten Menge dieser Elemente wird der Anteil von Martensit beim Glühen in einer kontinuierlichen Glühlinie (die im folgenden als "CAL" bezeichnet wird) und Kühlen erhöht und die Lattenwerkstruktur des Martensits feinkörnig gemacht.
Daher wird durch die Zugabe von einer Art oder mindestens zwei Arten von Elementen, die aus Cr, Ni und Mo ausgewählt sind, die Härtbarkeitseigenschaft in dem Prozess des erneuten Erhitzens der Zweiphasenregion in dem zum Abkühlprozess am nächsten gelegenen CGL-Glühprozess hervorragend und die Endverbundstruktur nach dem Abkühlen hervorragend, wodurch die Formbarkeit beim Umformen in verschiedenster Weise verbessert wird.
Um eine derartige Wirkung zu erhalten, werden vorzugsweise eine Art oder mindestens zwei Arten von Elementen, die aus Cr, Ni und Mo ausgewählt sind, so zugegeben, dass die insgesamt zugegebene Menge dieser Elemente mindestens 0,10 Masse-% beträgt.
Da diese Elemente jedoch alle sehr kostenaufwändig sind, wird im Hinblick auf eine Verringerung der Produktionskosten die Obergrenze der insgesamt zugegebenen Menge dieser Elemente auf 1,0 Masse-% eingestellt.
Im Hinblick auf Verunreinigungskomponenten sind die folgenden Punkte anzumerken.
P (Phosphor) und S (Schwefel) verstärken beide gerne eine Seigerung und sie erhöhen die Menge von Nichtmetalleinschlüssen, wodurch die Formbarkeit des Stahls in verschiedenster Weise nachteilig beeinflusst wird. Daher ist es günstig, wenn die Menge von P und S möglichst stark verringert wird.
Jedoch ist das Vorhandensein von P mit 0,015 Masse-% oder weniger und das Vorhandensein von S mit 0,010 Masse-% oder weniger akzeptabel.
Im Hinblick auf eine Verringerung der Produktionskosten beträgt die bevorzugte Untergrenze des P-Gehalts 0,001 Masse-% und die des S-Gehalts 0,0005 Massse-%.
Als nächstes werden die Stahl(Grundstahl)struktur des feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung und die bevorzugten Bedingungen bei der Herstellung dieser Grundstahlstruktur beschrieben.
Blöcke mit einer Dicke von 300 mm oder dgl., die durch das kontinuierliche Gießverfahren erzeugt wurden, werden auf 1200°C erhitzt, durch Warmwalzen derart gewalzt, dass sie eine Dicke von 2,3 mm oder dgl. aufweisen, und bei einer Temperatur von etwa 500°C aufgewickelt, wodurch warmgewalzte Stahlplatten erhalten werden.
Wie im folgenden beschrieben, kann, da das rasche Abkühlverfahren in der kontinuierlichen Glühlinie (CAL) durchgeführt wird, das Grundmaterialstahlblech entweder ein warmgewalztes Stahlblech oder ein kaltgewalztes Stahlblech sein.
Daher kann ein Kaltwalzen optional so durchgeführt werden, dass die Blechdicke entsprechend der Art der Endanwendung des Stahlblechs eingestellt werden kann. Da ein derartiger Walzprozess in der im vorhergehenden genannten Stufe kaum den Stahl beeinflusst, sofern die Produktionsbedingungen in den anschließenden Stufen wie erforderlich eingestellt werden, muss das Reduktionsverhältnis nicht in einer speziellen Weise beschränkt werden.
Grundstahlstruktur
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch Ausbilden der Grundstahlstruktur derart, dass die angelassene Martensitphase und die feinkörnige Martensitphase als Hauptphasen vorhanden sind, eine hervorragende mechanische Eigenschaft erhalten werden.
Der Grund, weshalb diese hervorragende mechanische Eigenschaft erhalten werden kann, ist der folgende.
Die angelassene Martensitphase dient als weiche Phase zur Verformung in der Anfangsstufe der Umformung.
Andererseits besitzt die feinkörnige Martensitphase als harte Phase eine viel höhere Verformbarkeit als die ange lassene Martensitphase. Daher beginnt, wenn die weiche Phase durch Umformungshärtung so gehärtet wurde, dass sie die im wesentlichen gleiche Zugfestigkeit wie die des feinkörnigen Martensits aufweist, die harte Martensitphase ebenfalls zur Verformung beizutragen.
Daher tragen in den anschließenden Stufen die weiche Phase und die harte Phase insgesamt zur Verformung bei. Ferner ist anzumerken, dass die harte Phase nicht als leerer Kern wirkt. Infolgedessen wird die Bruchverformungszeit verzögert und es kann daher eine hervorragende Formbarkeit erreicht werden.
Je größer der Anteil der zwei Martensitphasen in der Grundstahlstruktur ist, desto hervorragender wird der im vorhergehenden beschriebene Effekt erreicht.
Daher wird in der vorliegenden Erfindung vorgeschrieben, dass der Anteil der zwei Martensitphasen in der Grundstahlstruktur als Gesamtwert der zwei Martensitphasen nicht weniger als 50% beträgt.
Es ist anzumerken, dass die im vorhergehenden genannte feinkörnige Martensitphase eine Martensitphase darstellt, in der der Korndurchmesser nicht größer als 5 μm ist.
Ferner kann der Gesamtanteil der im vorhergehenden genannten zwei Martensitphasen wie im vorhergehenden beschrieben durch: Ätzen eines in ein Harz eingebetteten Schnitts des Stahlblechs, Betrachten der geätzten Oberfläche mit einem Elektronenmikroskop, und Ermitteln des von der Martensitphase besetzten Flächenanteils durch Analysieren des Bilds, das bei der Betrachtung mit dem Elektronenmikroskop erhalten wird, erhalten werden.
Beispiele für ein Verfahren zur Bildung einer derartigen Struktur des Grundstahls umfassen ein Verfahren des Glühens des Prüflings in CAL bei einer Temperatur von 800–1000°C und anschließenden raschen Abkühlens des Prüflings mit einer Abkühlrate von 40°C/s oder höher, so dass die Temperatur des Prüflings nach dem Abkühlen nicht höher als 300 °C ist.
Der übrige Teil der Struktur (außer den im vorhergehenden genannten zwei Hauptmartensitphasen) besteht aus der Ferritphase und der Restaustenitphase, da eine Verbundstruktur, die die Ferritphase und die Restaustenitphase enthält, signifikant zur Verbesserung anderer mechanischer Eigenschaften (beispielsweise der Verringerung der Streckgrenze) beiträgt. Diese Eigenschaften können in einer Verbundstruktur, die Bainit, Perlit und dgl. enthält, nicht beobachtet werden.
Daher besteht die zweite Phase, die die Martensitphase nicht umfasst, aus der Ferritphase und der Restaustenitphase.
Des weiteren wird die im vorhergehenden genannte Struktur des Grundstahls gebildet durch: erneutes Erhitzen des Stahlblechs in CGL nach dem CAL-Glühprozess in einem Temperaturbereich von 700–850°C, vorzugsweise 725–840°C; Kühlen des Stahlblechs mit einer Abkühlrate von 2°C/s oder mehr, so dass die Temperatur des Stahlblechs nach dem Abkühlen nicht höher als 600°C ist; und dadurch Erzeugen einer feinkörnigen Austenitphase im Lattenwerkteil der Bereiche, deren Struktur ursprünglich Martensit war.
Der C(Kohlenstoff)-Gehalt des Grundstahloberflächenschichtbereichs direkt unter der Beschichtungsschicht
Der im vorhergehenden beschriebene Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht stellt einen Bereich des Grundstahls dar, der von der Oberfläche desselben, von der die Oberflächenschicht entfernt wurde, bis zu einer Tiefe von 5 μm in Richtung der Tiefe reicht (d. h. einen Bereich innerhalb von 5 μm in Richtung der Tiefe ausgehend von der Grundstahloberfläche). Es wird angenommen, dass dieser Bereich an der Galvanisierungsglühreaktion beim Galvanisierungsglühen, das nach Bedarf während des Galvanisierens oder danach durchgeführt wird, beteiligt ist.
Wenn der C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht 0,02 Masse-% übersteigt, tritt der Kohlenstoff, der nicht als Mischkristall eingebaut werden kann, als Ausscheidungen wie Zementit (Fe₃C) auf, und diese Ausscheidungen stören die Reaktion zwischen dem Grundstahl und Zn beim Galvanisierungsglühen, das optional während des Galvanisierens oder nach dem Galvanisieren durchgeführt wird, wodurch die Beschichtungshaftung nachteilig beeinflusst wird.
Andererseits werden, wenn der C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, die im vorhergehenden genannten Ausscheidungen nicht erzeugt. Daher ist auch im Falle eines Stahlblechs mit hohem C-Gehalt, dessen durchschnittlicher C-Gehalt im Grundstahl nicht mehr als 0,05 Masse-% beträgt, die Beschichtungshaftung vermutlich immer noch bis zu einem hervorragenden Zustand verbessert.
Verfahren zur Verringerung des C-Gehalts lediglich im Grundstahloberflächenschichtbereich, wie im vorhergehenden beschrieben, unterliegen keiner Beschränkung. Ein Beispiel hierfür ist ein Verfahren des Entkarbonisierens des Ober flächenschichtbereichs durch Glühen eines Stahlblechs in einer Atmosphäre, deren Taupunkt relativ hoch ist.
Der C-Gehalt im Stahl direkt unter der Beschichtungsschicht (der C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich) kann nach einem der folgenden Verfahren (1)–(3) oder anderen geeigneten Verfahren ermittelt werden.

(1) Die Beschichtungsschicht (die sowohl die Fe-Zn-Legierungssschicht als auch die Fe-Al-Legierungsschicht umfasst) wird durch Auflösen der Schicht mit einer alkalischen Lösung, die einen im folgenden beschriebenen Inhibitor enthält, entfernt. Danach werden die vordere und rückseitige Oberfläche des Grundstahls mit einer Tiefe von 5 μm unter Verwendung einer wässrigen Lösung mit 5 Masse-% HCl bei 60 °C gemäß dem Wägeverfahren, bei dem die Menge der verringerten Dicke im Grundstahloberflächenschichtbereich unter Verwendung des Gewichts des Stahlblechs vor/nach dem Beizen als Indizes abgeschätzt wird, gelöst.

Als nächstes wird die bei dem im vorhergehenden genannten Löseverfahren erhaltene Lösung einem Verdampfungsprozess unterzogen, wobei trockene Feststoffe erhalten werden. Die in den trockenen Feststoffen erhaltene Menge an C wird unter Verwendung des Verbrennungsinfrarotabsorptionsverfahrens gemäß der Beschreibung in den JIS-Vorschriften (G1211) bestimmt.
[Alkalische Lösung, die einen Inhibitor enthält]
Mischlösung, die durch Zugabe einer wässrigen Lösung von 35 Masse-% H₂O₂ zu einer wässrigen Lösung von 8 Masse-% NaOH (die 2 Masse-% Triethanolamin enthält) im Verhältnis 4 : 100 (Volumen) hergestellt wurde

(2) Der Schnitt der Grundstahloberflächenschicht wird durch eine Analysevorrichtung, wie einem Elektronenprobenröntgen mikroanalysator (Electron Probe X Ray Micro Analyzer, EPMA), analysiert, um den C-Gehalt zu bestimmen.
(3) Nur der Grundstahloberflächenschichtbereich wird elektrochemisch gelöst und der C-Gehalt der erhaltenen Lösung wird bestimmt.

In den im folgenden beschriebenen Beispielen der vorliegenden Erfindung wurde das im vorhergehenden genannte Verfahren (1) verwendet.
Das Vorhandensein/Nichtvorhandensein von Zementitausscheidungen kann durch Ätzen eines Schnitts des Stahlblechs und Betrachten der geätzten Oberfläche mit einem optischen Mikroskop oder einem Elektronenmikroskop ohne weiteres bestimmt werden.
Ferner wird in dem im vorhergehenden genannten Bereich des Grundstahloberflächenschichtbereichs, in dem der C-Gehalt nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, wenn Oxide, die Si, Mn, Fe (d. h. die in Stahl vorhandenen Elemente) enthalten, insbesondere Si-Oxide, Mn-Oxide, Fe-Oxide, Mischoxide derselben oder Oxide, die mindestens eine Art eines Oxids, die aus den im vorhergehenden genannten Oxiden ausgewählt ist, enthalten, an der Korngrenze und/oder im Kristallkorn vorhanden sind, die Spannung vermindert, da feine Risse an der Grenzfläche zwischen der Beschichtungsschicht und dem Grundstahl während des Biegeprozesses des Beschichtungsfilms eingeführt werden.
Infolgedessen wird eine Wirkung erreicht, wobei die Beschichtungshaftung signifikant verbessert ist.
Andererseits wird, wenn der C-Gehalt des Grundstahloberflächenschichtbereichs direkt unter der Beschichtungsschicht 0,02 Masse-% übersteigt und Ausscheidungen wie Zementit (Fe₃C) vorhanden sind, die Wirkung einer Verbesserung der Beschichtungshaftung schlecht.
Die Wirkung einer Verbesserung der Beschichtungshaftungseigenschaft ist im letzteren Fall deshalb schlecht, weil Zementit verhindert, dass Risse eingeführt werden.
Daher ist es, um eine hervorragende Wirkung der Verbesserung der Beschichtungshaftungseigenschaft zu erreichen, günstig, wenn in einem Bereich des Grundstahloberflächenschichtbereichs direkt unter der Beschichtungsschicht, in dem der C-Gehalt nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, die im vorhergehenden genannten verschiedenen Oxide, die Si, Mn, Fe (d. h. die in Stahl vorhandenen Elemente) enthalten, an der Korngrenze und/oder im Kristallkorn vorhanden sind.
In der vorliegenden Erfindung kann das Vorhandensein/Nichtvorhandensein von im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxiden durch Ätzen eines Schnitts des Stahlblechs mit einer Pikrallösung (4 g Pikrinsäure/100 cm³ Ethanol) und Betrachten der geätzten Oberfläche durch ein Rasterelektronenmikroskop (REM) geprüft werden. Für den Fall, dass eine Oxidschicht mit einer Dicke von 0,1 μm oder mehr an der Korngrenze und/oder im Kristallkorn erzeugt wurde, wird diese Tatsache als "eine Oxidschicht wurde erzeugt" angegeben.
Die Art des Oxids kann durch Analysieren der Extrakte mittels Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry ermittelt werden.
Die Menge der im vorhergehenden beschriebenen, im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide beträgt, wenn die Menge der Oxide in die Sauerstoffmenge umgewandelt wird, vorzugsweise 1–200 Masse-ppm.
Der Grund für die im vorhergehenden genannte Beschränkung der Menge der Oxide ist der folgende. Wenn die Menge der erzeugten Oxide, wenn sie in die Sauerstoffmenge umgewandelt wird, weniger als 1 Masse-ppm beträgt, ist die Wirkung einer Verbesserung der Beschichtungshaftung nicht ausreichend, da die Menge der erzeugten Oxide zu klein ist. Wenn andererseits die Menge der erzeugten Oxide, wenn sie in die Sauerstoffmenge umgewandelt wird, 200 Masse-ppm übersteigt, ist die Menge der erzeugten Oxide zu groß und die Beschichtungshaftung eher verschlechtert.
Hierbei wird die Menge der im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide in die Sauerstoffmenge umgewandelt durch: Ermitteln der Sauerstoffmenge des Stahlblechs, dessen Beschichtungsschicht abgetrennt und mit einer alkalischen wässrigen Lösung, die den Inhibitor enthält, entfernt wurde, gemäß dem Inertgasschmelzinfrarotabsorptionsverfahren; Ermitteln der Sauerstoffmenge der Stahlplatte, die durch Abschleifen von etwa 100 μm der vorderen und rückseitigen Oberfläche des Stahlblechs, dessen Beschichtungsschicht abgetrennt und entfernt wurde, durch ein mechanisches Verfahren produziert wurde, gemäß dem Inertgasschmelzinfrarotabsorptionsverfahren; und Berechnen des Unterschieds zwischen den zwei Sauerstoffmengen.
Erhitzungsverfahren (Glühen)
Ein warmgewalztes Stahlblech oder kaltgewalztes Stahlblech muss auf 800–1000°C erhitzt werden.
Der Grund hierfür ist der folgende. Wenn die Erhitzungstemperatur niedriger als 800°C ist, wird keine hervorragende Beschichtungshaftung aufgrund der unzureichenden Entkarbo nisierungsreaktion erhalten. Wenn andererseits die Erhitzungstemperatur 1000°C übersteigt, wird der Ofen signifikant geschädigt.
Ferner ist die Konzentration von Wasserstoff in der Atmosphäre während des Erhitzungsverfahrens (Glühens) vorzugsweise im Bereich von 1–100 Vol.-%.
Der Grund hierfür liegt darin, dass, wenn die Wasserstoffkonzentration weniger als 1 Vol.-% beträgt, das Eisen auf der Oberfläche des Stahlblechs oxidiert wird und die Beschichtungseigenschaft desselben wahrscheinlich verschlechtert wird.
Ferner ist es notwendig, dass das Stahlblech unter Atmosphärenbedingungen erhitzt wird, die die folgende Gleichung erfüllen. log(H2O/H2) ≥ 2,5[C] – 3,5
Hierbei steht H₂O/H₂ für das Verhältnis des Partialdrucks der Feuchtigkeit in der Atmosphäre zum Partialdruck von Wasserstoffgas und [C] für die Menge von C im Stahl (Masse-%).
Um eine hervorragende Beschichtungshaftung zu erhalten, muss der Oberflächenschichtbereich entkarbonisiert werden. Wenn die Menge von C zunimmt, nimmt die Menge von verbrauchtem O (Sauerstoff) ebenfalls entsprechend zu. Das heißt, um eine ausreichende Entkarbonisierung zu erreichen, ist es notwendig, dass das Verhältnis H₂O/H₂ in der Atmosphäre im Glühofen erhöht wird.
Ferner verstärkt CO, das während der Entkarbonisierung erzeugt wird, gleichzeitig die innere Oxidationsreaktion, wodurch die Bildung von Oxiden an der Korngrenze und im Kristallkorn verstärkt wird.
Daher ist es wichtig, dass das Erhitzen unter Bedingungen durchgeführt wird, die den Bereich der im vorhergehenden genannten Gleichung erfüllen.
Nach dem Glühen durch das im vorhergehenden beschriebene Erhitzungsverfahren wird das Stahlblech gekühlt und die Oberfläche der Stahlplatte so gebeizt, dass das Oxid auf derselben entfernt wird unter Bedingungen, bei denen die Abnahme des Gewichts des Stahlblechs während des Beizens bei Umwandlung in das Gewicht von Fe 0,05–5 g/m² beträgt.
Der Grund, weshalb die Abnahme des Gewichts des Stahlblechs während des Beizens auf den im vorhergehenden genannten Bereich beschränkt ist, ist der folgende. Wenn die Abnahme des Gewichts des Stahlblechs aufgrund des Beizens bei Umwandlung in die Menge von Fe weniger als 0,05 g/m² beträgt, ist das Beizen unzureichend und es verbleiben zu viele Oxide, wodurch die Beschichtungshaftung verschlechtert wird. Andererseits werden, wenn die Abnahme des Gewichts des Stahlblechs aufgrund des Beizens bei Umwandlung in die Menge von Fe 5 g/m² übersteigt, die Oberfläche des Stahlblechs rau, das Aussehen des Stahlblechs nach einer Feuerverzinkungsgalvanisierung signifikant verschlechtert und im Extremfall die innere oxidierte Schicht und die entkarbonisierte Schicht ebenfalls entfernt.
Aufgrund dessen wird die Verringerung des Gewichts des Stahlblechs aufgrund des Beizens bei Umwandlung in die Menge von Fe auf den Bereich von 0,05–5 g/m² eingestellt, indem nach Bedarf die Konzentration der Säure, die Temperatur der Beizsäure und dgl. beim Beizen eingestellt werden.
Die im vorhergehenden genannte Verringerung der Menge des Stahlblechs aufgrund des Beizens bei Umwandlung in die Menge von Fe kann aus dem Gewicht des Stahlblechs vor/nach dem Beizen erhalten werden.
Als die zum Beizen verwendete Säure ist Salzsäure besonders bevorzugt. Jedoch sind andere Säure, wie Schwefelsäure, Salpetersäure, Phosphorsäure und dgl., ebenfalls akzeptabel. Jede dieser Säuren kann in Kombination mit Salzsäure verwendet werden. Kurz gesagt, besteht keine spezielle Beschränkung der Art der Säuren.
Bedingungen der Feuerverzinkungsgalvanisierung
Durch Durchführen der Beschichtungsbehandlung an dem auf die im vorhergehenden genannte Weise vorbereiteten Stahlblech in der Feuerverzinkungsgalvanisierungslinie kann ein feuermetallisiertes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung erhalten werden.
Insbesondere wird das Stahlblech nach dem erneuten Erhitzen auf eine Temperatur von 700–850°C in einer reduzierenden Atmosphäre in der kontinuierlich geführten Feuerverzinkungsgalvanisierungsanlage (CGL) dem Feuermetallisierungsgalvanisierungsverfahren unterzogen.
Wenn die Erhitzungstemperatur niedriger als 700°C ist, besteht die Tendenz, dass die Verringerung der auf der Oberfläche des Stahlblechs in Folge des Beizens erzeugten Oxide unzureichend ist, wodurch die Beschichtungshaftungseigenschaft verschlechtert wird. Andererseits wird, wenn die Erhitzungstemperatur 850°C übersteigt, Si erneut auf der Oberfläche des Stahlblechs segregiert, wodurch die Beschichtungshaftung unvermeidlich verschlechtert wird.
In Bezug auf das Feuerverzinkungsgalvanisierungsbeschichtungsbad ist ein Feuerverzinkungsgalvanisierungsbeschichtungsbad, das 0,08–0,2 Masse-% Al enthält, bevorzugt. Die Temperatur des Bads ist vorzugsweise im Bereich von 450–500 °C.
Die Temperatur des Stahlblechs, wenn das Stahlblech in das Bad eingetaucht wird, liegt im Bereich von 450–500°C.
Ferner beträgt die Menge der Beschichtung des feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs pro eine Oberfläche der Stahlplatte oder pro Einheitsfläche mit einer Beschichtung auf derselben vorzugsweise 20–120 g/m².
Wenn die im vorhergehenden genannte Menge der Beschichtung weniger als 20 q/m² beträgt, wird die Antikorrosionsbeständigkeitseigenschaft des Stahlblechs verschlechtert. Andererseits ist, wenn die Menge der Beschichtung 120 g/m² übersteigt, die Wirkung einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeitseigenschaft im wesentlichen gesättigt und unwirtschaftlich.
Das auf diese Weise erhaltene feuerverzinkte galvanisierte Stahlblech kann nach Bedarf einem Erhitzungsprozess zur Durchführung eines Galvanisierungsglühens unterzogen werden.
Dieses Erhitzen zur Bildung einer Legierung ist günstig, da es insbesondere die Schweißeigenschaft verbessert. Dieses Verfahren wird für zwei Arten modifiziert, eine, die ein Erhitzen zum Galvanisieren umfasst, und die andere, der dieses Erhitzen fehlt, in Abhängigkeit davon, wie das Stahlblech in der Praxis verwendet wird.
Das Erhitzen zum Galvanisieren wird vorzugsweise in einem Temperaturbereich von 450–550°C und stärker bevorzugt in einem Temperaturbereich von 480–520°C durchgeführt.
Der Grund für die Einstellung der im vorhergehenden genannten Bereiche ist der folgende. Wenn die Temperatur beim Galvanisierungsglühen niedriger als 450°C ist, erfolgt die Galvanisierungsglühreaktion kaum. Wenn andererseits die Temperatur beim Galvanisierungsglühen 550°C übersteigt, erfolgt die Galvanisierungsglühreaktion übermäßig, wodurch die Beschichtungshaftungseigenschaft verschlechtert und Perlit produziert wird und die gewünschte Struktur nicht erhalten werden kann.
Ferner ist die Menge an Fe, die nach dem Galvanisierungsglühprozess in die Beschichtungsschicht diffundiert ist, d. h. der Fe-Gehalt in der Beschichtungsschicht, vorzugsweise auf den Bereich von 8–12 Masse-% beschränkt.
Wenn die Menge des diffundierten Fe weniger als 8 Masse-% beträgt, können nicht nur weiche Flecken gebildet werden, sondern es wird auch die Gleiteigenschaft des Stahlblechs verschlechtert, da das Galvanisierungsglühen nicht in ausreichender Weise durchgeführt wurde. Andererseits wird, wenn die Menge des diffundierten Fe 12 Masse-% übersteigt, die Beschichtungshaftung aufgrund einer übermäßigen Legierungsbildung eher verschlechtert.
Die Menge des in die Beschichtungsschicht nach dem Galvanisierungsglühprozess diffundierten Fe, d. h. der Fe-Gehalt in der Beschichtungsschicht, liegt vorzugsweise im Bereich von 9–10 Masse-%.
Beispiele für ein Verfahren zum Erhitzen des Stahlblechs zum Galvanisierungsglühen umfassen ein herkömmliches be kanntes Verfahren, bei dem ein Gasheizofen, ein Induktionsofen oder dgl. verwendet wird.
<Beispiele>
Die vorliegende Erfindung wird auf der Basis der folgenden Beispiele weiter im Detail beschrieben.
Ein Block, der durch ein kontinuierliches Gießverfahren produziert wurde, mit einer Dicke von 300 mm und der wie in Tabelle 2 angegebenen Komponentenzusammensetzung wurde auf 1200°C erhitzt und einem Warmwalzen so unterzogen, dass ein warmgewalztes Stahlblech mit einer Dicke von 2,3 mm gebildet wurde. Das gebildete Stahlblech wurde bei 500°C aufgewickelt.
Als nächstes wurde der Walzwerkzunder durch Beizen entfernt. In den Beispielen Nr. 1 und 3 wurde das Stahlblech als warmgewalztes Stahlblech zum Erhitzen durch eine kontinuierliche Glühanlage (CAL) geführt und dann gekühlt. In den Beispielen Nr. 2, 4–25 wurde das Stahlblech einem Warmwalzen mit einer Reduktion von 50% unterzogen und dann zum Erhitzen durch eine kontinuierliche Glühanlage (CAL) geführt und gekühlt.
Es ist anzumerken, dass die Tabelle 3-1 die Glühtemperatur und die Glühatmosphäre in der CAL sowie die Kühlbedingung nach dem Glühen angibt.
Als nächstes wurde das Stahlblech nach dem Glühverfahren mit einer wässrigen Salzsäurelösung gebeizt, wobei die Abnahme des Gewichts der Stahlplatte aufgrund des Beizens auf die entsprechende Höhe eingestellt wurde.
Die Einstellung der Abnahme des Gewichts des Stahlblechs aufgrund des Beizens wurde durch Einstellen der Konzentration von HCl in der Beizlösung im Bereich von 3–10 Masse-% und Einstellen der Temperatur der Beizlösung im Bereich von 50–80°C durchgeführt.
Die Tabelle 3-2 zeigt die im vorhergehenden genannte Abnahme des Gewichts des Stahlblechs aufgrund des Beizens als in die Menge von Fe umgewandelter Wert.
Die im vorhergehenden genannte Abnahme des Gewichts der Stahlplatte aufgrund des Beizens bei Umwandlung in die Menge von Fe wurde aus dem Gewicht der Stahlplatte vor/nach dem Beizen erhalten.
Als nächstes wurde das Stahlblech, das gebeizt wurde, durch die kontinuierlich geführte Feuerverzinkungsgalvanisierungsanlage (CGL) zur Wärmereduktion des Stahlblechs in einer reduzierenden Atmosphäre, in der die Wasserstoffkonzentration 5 Vol.-% betrug, geführt. Nach dem Abkühlen des Stahlblechs wurde das Stahlblech dem Feuerverzinkungsgalvanisierungsverfahren unterzogen.
Die Tabelle 3-2 zeigt die Erhitzungstemperatur in der CGL und die Kühlbedingung nach der Wärmereduktion.
Ferner sind die Bedingungen des Feuerverzinkungsgalvanisierungsverfahrens im folgenden und in Tabelle 3-2 angegeben.
Die Menge der Zinkbeschichtung des feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs wurde auf 40 g/m² pro Einheitsfläche, die eine Beschichtung aufweist, auf beiden Oberflächen des Stahlblechs festgesetzt.

Ferner wurde in den Beispielen Nr. 1, 2 und den Beispielen Nr. 4–25 der Erhitzungsprozess für das Galvanisierungsglü hen unter den im vorhergehenden beschriebenen Bedingungen durchgeführt, nachdem die Feuerverzinkungsgalvanisierung bereitgestellt wurde. (Bedingungen der Feuerverzinkungsgalvanisierung)

Temperatur des Stahlblechs beim Eintauchen in das Feuerverzinkungsgalvanisierungsbad	460–470°C
Badtemperatur des Feuerverzinkungsgalvanisierungsbads	460°C
Al-Gehalt des Feuerverzinkungsgalvanisierungsbads	0,13 Masse-%
Rate, mit der das Stahlblech durch das Bad geführt wurde	80–120 m/min

(Bedingungen des Galvanisierungsglühens)

Temperatur für das Galvanisierungsglühen (Temperatur des Blechs)	490–600°C
Dauer des Galvanisierungsglühens	20 s

Als nächstes wurden in Bezug auf jedes der feuerverzinkten galvanisierten Stahlbleche oder der feuermetallisierten galvanisierungsgeglühten Stahlbleche (1) der C-Gehalt in dem Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht, (2) die Grundstahlstruktur und der Anteil der Martensitphase in der Grundstahlstruktur (d. h. die Gesamtmenge des Anteils der angelassenen Martensitphase und des Anteils der feinkörnigen Martensitphase); und (3) die Menge der im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide (wobei diese Menge in die Sauerstoffmenge umgewandelt wurde) wie im vorhergehenden beschrieben ermittelt oder beobachtet.
(1) C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht
Der C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht wurde unter Verwendung einer alkalischen Lösung, die einen Inhibitor und 5 Masse-% HCl enthielt, bei 60°C gemäß dem Verbrennungsinfrarotabsorptionsverfahren wie im vorhergehenden beschrieben bestimmt.
Die Dicke des Grundstahloberflächenschichtbereichs, der durch Auflösen entfernt wurde, betrug 5 μm.
(2) Die Grundstahlstruktur und der Anteil der Martensitphase in der Grundstahlstruktur
Die Grundstahlstruktur und der Anteil der Martensitphase in der Grundstahlstruktur wurden gemäß dem im vorhergehenden genannten Verfahren der Betrachtung/Ermittlung desselben analysiert.
(3) Die Menge der im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide (ausgedrückt als in die Sauerstoffmenge umgewandelter Wert)
Die Menge der im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide (wobei diese Menge in die Sauerstoffmenge umgewandelt wurde) wurde erhalten durch: Ermitteln der Sauerstoffmenge des Stahlblechs, dessen Beschichtungsschicht mit einer alkalischen wässrigen Lösung, die den Inhibitor enthielt, abgetrennt und entfernt wurde, gemäß dem Inertgasschmelzinfrarotabsorptionsverfahren (JIS Z 2613); Ermitteln der Sauerstoffmenge des produzierten Stahlblechs durch Abschleifen durch ein mechanisches Verfahren von etwa 100 μm der Oberflächen des Stahlblechs, dessen Beschichtungsschicht abgetrennt und entfernt wurde gemäß dem Inertgasschmelzinfrarotabsorptionsverfahren (JIS Z 2613); und Berechnen der Differenz zwischen den zwei Sauerstoffmengen.
[Alkalische Lösung, die einen Inhibitor enthält]
Wässrige Lösung, die durch Zugabe einer wässrigen Lösung von 35 Masse-% H₂O₂ zu einer wässrigen Lösung von 8 Masse-% NaOH (die 2 Masse-% Triethanolamin enthält) im Verhältnis 4 : 100 (Volumen) hergestellt wurde.
Es ist anzumerken, dass die "Oxide" in der im vorhergehenden genannten Menge der gebildeten Oxide (wobei die Menge in die Sauerstoffmenge umgewandelt wurde) für Si-Oxide, Mn-Oxide, Fe-Oxide oder Mischoxide derselben stehen, und die "Menge der gebildeten Oxide" für die Gesamtmenge (wobei die Menge in die Sauerstoffmenge umgewandelt wurde) dieser verschiedenen Oxide steht.
Wenn die Oxide analysiert wurden, wurden ein in ein Harz eingebetteter Schnitt des Stahlblechs mit einer Pikrallösung (4 g Pikrinsäure/100 cm³ Ethanol) geätzt, und die Stellen, an denen die Korngrenzen und Kristallkörner vorhanden waren, betrachtet.
Ferner wurden im Hinblick auf das feuerverzinkte galvanisierte Stahlblech oder das feuermetallisierte galvanisierungsgeglühte Blech, das in der im vorhergehenden genannten Weise erhalten wurde, die mechanische Eigenschaft und die Beschichtungshaftungseigenschaft untersucht.
Bei der Bewertung der mechanischen Eigenschaft wurde ein Stahlblech, das die Bedingungen: TS ≥ 590 MPa und El ≥ 35% erfüllte, als "hervorragend" bewertet, und die Stahlplatte, die die im vorhergehenden genannten Bedingungen nicht erfüllte, als "schlecht" bewertet.
Ferner wurde die Beschichtungshaftungseigenschaft bewertet durch: Aufbringen eines Klebebands auf ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech; Biegen des plattierten Stahlblechs um 90° und anschließendes erneutes Biegen in der umgekehrten Richtung, so dass das Stahlblech die ursprüngliche Form zurückerhielt; Entfernen der Beschichtungsschicht auf der komprimierten Seite durch Ablösen des Klebebands; Ermitteln der Menge der Beschichtungsschicht, die am Klebeband haftete, durch Ermitteln der Zn-Zählratenzahl (κ) pro Einheitslänge (m) des Klebebands nach Röntgenlampenbestrahlung; und Bewerten des Ergebnisses gemäß den Kriterien von Tabelle 1, die im vorhergehenden beschrieben sind.
Tabelle 4 zeigt die verschiedenen Eigenschaften des beschichteten Stahlblechs, das auf die im vorhergehenden genannte Weise erhalten wurde, die die mechanische Eigenschaft und die Beschichtungshaftungseigenschaft umfassen.
Ferner zeigt 2 den Einfluss, der durch den C-Gehalt im Grundstahloberflächenschichtbereich direkt unter der Beschichtungsschicht und die Menge der Oxide, die im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugt wurden (wobei die Menge in die Sauerstoffmenge umgewandelt wurde), ausgeübt wird, auf die Beschichtungshaftung.
Aus Tabelle 4 ist klar ersichtlich, dass das Stahlblech der Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung keine Probleme sowohl hinsichtlich der mechanischen Eigenschaft als auch der Beschichtungshaftungseigenschaft aufweist. Andererseits waren bei dem Stahlblech der Vergleichsbeispiele die mechanische Eigenschaft und/oder die Beschichtungshaftungseigenschaft signifikant schlecht.
Ferner wird, wie in 2 gezeigt, wenn der C-Gehalt des Grundstahloberflächenschichtbereichs direkt unter der Beschichtungsschicht 0,02 Masse-% übersteigt, die Beschich tungshaftungseigenschaft verschlechtert. Andererseits kann, wenn der im vorhergehenden genannte C-Gehalt nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt und die Menge der im Grundstahloberflächenschichtbereich erzeugten Oxide als in die Sauerstoffmenge umgewandelter Wert im Bereich von 1–200 Masse-ppm liegt, eine besonders hervorragende Beschichtungshaftungseigenschaft erhalten werden.
Tabelle 2
Industrielle Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein feuermetallisiertes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung erhalten werden.
Ferner können durch Verwendung des feuermetallisierten galvanisierten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung Kraftfahrzeuge leichter gemacht werden und die Energieverbrauchsrate derselben vermindert werden, wodurch ein signifikanter Beitrag zur Verbesserung der globalen Umgebung geleistet werden kann.
1

(1) Beschichtungshaftungseigenschaft: hervorragend Zugfestigkeit-Duktilität-Balance: hervorragend (innerhalb des bevorzugten Bereichs)
(2) Beschichtungshaftungseigenschaft: schlecht Zugfestigkeit-Duktilität-Balance: hervorragend
(3) Beschichtungshaftungseigenschaft: hervorragend Zugfestigkeit-Duktilität-Balance: schlecht
(4) Beschichtungshaftungseigenschaft: schlecht Zugfestigkeit-Duktilität-Balance: schlecht

2

a: Beschichtungshaftungseigenschaft: hervorragend (innerhalb des bevorzugten Bereichs)
b: Beschichtungshaftungseigenschaft: leicht hervorragend
c: Beschichtungshaftungseigenschaft: leicht schlecht
d: Beschichtungshaftungseigenschaft: schlecht

1

2

Claims

Feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, wobei die durchschnittliche Zusammensetzung eines Grundstahls hierfür umfasst: 0,05–0,25 Masse-% C, nicht mehr als 2,0 Masse-% Si, 1,0–2,5 Masse-% Mn, und 0,005–0,10 Masse-% Al, P bis zu 0,015 Masse-%, S bis zu 0,010 Masse-%, optional mindestens einen der Bestandteile von 0,005–0,10 Masse-% Nb und 0,01–0,20 Masse-% Ti, ferner optional mindestens einen der Bestandteile von Cr, Ni und Mo in einer Gesamtmenge von 0,10–1,00 Masse-%, zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen, wobei der C-Gehalt im Oberflächenschichtbereich des Grundstahls direkt unter einer Beschichtungsschicht und bis zu 5 μm nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, die Grundstahlstruktur Martensitphase in einem Anteil von nicht weniger als 50% enthält, wobei die Martensitphase sowohl angelassene Martensitphase als auch feinkörnige Martensitphase umfasst, und der übrige Teil der Grundstahlstruktur aus Ferritphase und Restaustenitphase gebildet wird.
Feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach Anspruch 1, wobei mindestens eine Art eines Oxids, das aus der aus Si-Oxiden, Mn-Oxiden, Fe-Oxiden und Mischoxiden derselben bestehenden Gruppe ausgewählt ist, an der Korngrenze und/oder im Kristallkorn einer Region, in der der C-Gehalt nicht mehr als 0,02 Masse-% beträgt, des Oberflächenschichtbereichs des Grundstahls direkt unter der Beschichtungsschicht vorhanden ist, und die in dem Oberflächenschichtbereich des Grundstahls gebildete Menge an Oxiden, wenn sie in die Sauerstoffmenge umgewandelt wird, 1–200 Masse-ppm beträgt.
Feuerverzinktes galvanisiertes und galvanisierungsgeglühtes Stahlblech mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach Anspruch 1 oder 2, wobei der in die Beschichtungsschicht diffundierte Fe-Gehalt im Bereich von 8–12 Masse-% liegt.
Verfahren zur Herstellung eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung, das die folgenden Stufen umfasst: Herstellen eines warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs mit einer durchschnittlichen Zusammensetzung des Stahlblechs, die umfasst: 0,05–0,25 Masse-% C, nicht mehr als 2,0 Masse-% Si, 1,0–2,5 Masse-% Mn, und 0,005–0,10 Masse-% Al, P bis zu 0,015 Masse-%, S bis zu 0,010 Masse-%, optional mindestens einen der Bestandteile von 0,005–0,10 Masse-% Nb und 0,01–0,20 Masse-% Ti, ferner optional mindestens einen der Bestandteile von Cr, Ni und Mo in einer Gesamtmenge von 0,10–1,00 Masse-%, zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen; entcarbonisierendes Erhitzen des warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs in einer Atmosphäre, die die im folgenden angegebene Gleichung erfüllt, bei einer Temperatur von 800–1000°C: log(H2O/H2) ≥ 2,5[C] – 3,5worin H₂O/H₂ für das Verhältnis des Partialdrucks der Feuchtigkeit in der Atmosphäre zum Partialdruck von Wasserstoffgas steht, und [C] für die Menge von C im Stahl (Masse-%) steht; Kühlen des warmgewalzten Stahlblechs oder kaltgewalzten Stahlblechs; Beizen der Oberfläche des Stahlblechs derart, dass die Gewichtsabnahme des Stahlblechs während des Beizens, wenn sie als in Fe umgewandelter Wert angegeben wird, 0,05–5 g/m² beträgt; erneutes Erhitzen des Stahlblechs in einer kontinuierlich geführten Feuerverzinkungsgalvanisierungsanlage auf eine Temperatur von 700–850°C in reduzierender Atmosphäre; und Durchführen eines Feuerverzinkungsgalvanisierungsprozesses an dem Stahlblech.
Verfahren zur Herstellung eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit hervorragender Balance zwischen Zugfestigkeit und Duktilität und hervorragender Beschichtungshaftung nach Anspruch 4, das ferner die Stufe des Durchführens eines Galvanisierungsglühens bei einer Temperatur von 450–550°C an dem Stahlblech nach der Durchführung des Feuerverzinkungsgalvanisierungsprozesses umfasst.