DE60220191T2 - Hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech und feuerverzinktes geglühtes stahlblech mit ermüdungsfestigkeit,korrosionsbeständigkeit,duktilität und plattierungshaftung,nach starker verformung und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech und feuerverzinktes geglühtes stahlblech mit ermüdungsfestigkeit,korrosionsbeständigkeit,duktilität und plattierungshaftung,nach starker verformung und verfahren zu dessen herstellung Download PDF

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech und ein feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit, die für Baumaterialien, elektrische Haushaltsgeräte und Automobile geeignet sind und ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und Umformbarkeit in einer Chloridionen enthaltenden Umgebung haben, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung.
  • Feuerverzinkung wird auf Stahlbleche angewendet, um für Korrosionsschutz zu sorgen, und die feuerverzinkten Stahlbleche sowie feuerverzinkten Galvannealed-Stahlbleche finden breite Verwendung in Baumaterialien, elektrischen Haushaltsgeräten, Automobilen usw. Als eines der Herstellungsverfahren ist die Sendzimir-Bearbeitung ein Verfahren mit den folgenden, in einer Durchlaufanlage der Reihe nach ablaufenden Vorgängen: Entfettungsreinigen; Erwärmen eines Stahlblechs in einer nichtoxidierenden Atmosphäre; Glühen in einer H2- und N2-haltigen reduzierenden Atmosphäre; Abkühlen auf eine Temperatur nahe der Plattierungsbadtemperatur; Tauchen in ein Zinkschmelzbad; und Abkühlen oder Abkühlen nach Bilden einer Fe-Zn-Legierungsschicht durch Wiedererwärmen. Das Sendzimir-Bearbeitungsverfahren findet breiten Einsatz für die Behandlung von Stahlblechen.
  • Für das Glühen vor dem Plattieren wird mitunter ein Verfahren mit vollständig reduzierendem Ofen genutzt, bei dem Glühen in einer H2- und N2-haltigen reduzierenden Atmosphäre unmittelbar nach Entfettungsreinigen Anwendung findet, ohne den Erwärmungsvorgang eines Stahlblechs in einer nichtoxidierenden Atmosphäre zu durchlaufen. Zum Einsatz kommt auch das Flußmittelverfahren mit den folgenden Vorgängen: Entfetten und Beizen eines Stahlblechs; anschließendes Anwenden einer Flußmittelbehandlung mit Hilfe von Ammoniumchlorid o. ä.; Tauchen des Blechs in ein Plattierungsbad; und darauf folgendes Abkühlen des Blechs.
  • In einem Plattierungsbad, das in diesen Bearbeitungsverfahren verwendet wird, ist eine kleine Menge von Al zugegeben, um die Zinkschmelze zu desoxidieren. Beim Sendzimir-Verfahren enthält ein Zinkplattierungsbad etwa 0,1 Masse-% Al. Da bekanntlich das Al im Bad eine stärkere Affinität zu Fe als Fe-Zn hat, wird beim Tauchen eines Stahls in das Plattierungsbad eine Fe-Al-Legierungsschicht, d. h. eine Al-konzentrierte Schicht, erzeugt, und die Reaktion von Fe-Zn ist unterdrückt. Infolge des Vorhandenseins einer Al-konzentrierten Schicht wird der Al-Gehalt in einer erhaltenen plattierten Schicht allgemein höher als der Al-Gehalt in einem Plattierungsbad.
  • In letzter Zeit gibt es zunehmenden Bedarf an einem hochfesten plattierten Stahlblech mit ausgezeichneter Umformbarkeit angesichts von Verbesserung der Dauerbeständigkeit und Gewichtssenkung einer Autokarosserie, was den Kraftstoffverbrauch eines Automobils verbessern soll. Si wird einem Stahl als wirtschaftliches Verfestigungsverfahren zugegeben, und insbesondere enthält ein hochzähes und hochfestes Stahlblech mitunter mindestens 1 Masse-% Si. Ferner enthält ein hochfester Stahl verschiedene Arten von Legierungen und unterliegt starken Einschränkungen in seinem Wärmebehandlungsverfahren aus Sicht der Gewährleistung hoher Festigkeit durch Steuerung der Mikrostruktur.
  • Übersteigt aus Sicht eines Plattierungsbetriebs der Si-Gehalt in einem Stahl 0,3 Masse-%, wird bei einem herkömmli chen Sendzimir-Verfahren, das ein Al-haltiges Plattierungsbad verwendet, die Plattierungsbenetzbarkeit erheblich beeinträchtigt, und Nichtplattierungsfehler werden erzeugt, was das Aussehen verschlechtert. Dem Vernehmen nach wird dieser Nachteil durch die Konzentration von Si-Oxiden auf einer Stahlblechoberfläche beim Reduktionsglühen und die schlechte Benetzbarkeit zwischen den Si-Oxiden und der Zinkschmelze verursacht.
  • Bei einem hochfesten Stahlblech sind die zugegebenen Elemente wie zuvor erläutert reichlich vorhanden, weshalb die Wärmebehandlung zum Legieren nach Plattieren dazu neigt, bei einer höheren Temperatur und für eine längere Zeit als bei einem Weichstahl durchgeführt zu werden. Dies ist eines der Hindernisse für die Gewährleistung guter Materialqualität.
  • Aus Sicht einer Verbesserung der Dauerbeständigkeit eines Bauteils ist ferner neben der Korrosionsbeständigkeit die Dauer- bzw. Ermüdungsfestigkeit von Bedeutung. Das heißt, es ist wichtig, ein hochfestes Stahlblech mit guter Herstellbarkeit der Plattierung und zugleich guter Ermüdungsfestigkeit und guter Korrosionsbeständigkeit zu entwickeln.
  • Als Problemlösungsweg offenbaren die JP-A-H3-28359 und H3-64437 ein Verfahren zur Verbesserung der Plattierungsleistungen durch Aufbringen einer spezifischen Plattierung. Problematisch bei diesem Verfahren ist aber, daß das Verfahren den Einbau einer neuen Plattierungsvorrichtung vor dem Glühofen in einer Feuerverzinkungsanlage oder eine zusätzliche vorhergehende Plattierungsbehandlung in einer Elektroplattierungsanlage erfordert, was die Kosten steigert. Obwohl ferner für die Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit in letzter Zeit offenbart wurde, daß die Zugabe von Cu wirksam ist, ist die Kompatibilität mit der Korrosionsbeständigkeit überhaupt nicht beschrieben.
  • Weiterhin bewirken im Warmwalzvorgang erzeugte Si-Zunderfehler die Beeinträchtigung des Plattierungsaussehens in anschließenden Vorgängen. Die Verringerung des Si-Gehalts in einem Stahl ist wesentlich, um die Si-Zunderfehler zu unterdrücken, aber bei einem Stahlblech mit Abschreckaustenit oder einem Stahlblech mit Doppelphase, bei dem es sich um ein typisches hochzähes und hochfestes Stahlblech handelt, ist Si ein Zugabeelement, das bei der Verbesserung des Gleichgewichts zwischen Festigkeit und Zähigkeit extrem wirksam ist. Um diesem Problem Rechnung zu tragen, ist ein Verfahren zur Steuerung der Morphologie erzeugter Oxide durch Steuern der Glühatmosphäre o. ä. offenbart. Allerdings erfordert das Verfahren spezielle Ausrüstungen und zieht somit neue Ausrüstungskosten nach sich.
  • Weiterhin kann beim Einsatz hochfester Stahlbleche zwecks Realisierung von Gewichtseinsparung durch Verringern der Blechdicke und fortwährendes Verdünnen der Stahlbleche mitunter eine stärkere Korrosionsbeständigkeit auch bei feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechen oder feuerverzinkten Galvannealed-Stahlblechen erforderlich sein. Beispielsweise ist eine Umgebung, in der Steinsalz als Auftaumittel versprüht wird, eine extrem schwierige Umgebung, da sie eine vergleichsweise große Menge von Cl–-Ionen enthält. Bei lokalem Abblättern einer plattierten Schicht an den Abschnitten, die stark umgeformt werden, oder bei unzureichender Korrosionsbeständigkeit der plattierten Schicht selbst sind ein Grundmaterial mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und die Bildung einer plattierten Schicht mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit erforderlich.
  • Bisher wurde kein Stahlblech entwickelt, das Gewichts- und Dickenverringerung ermöglicht und unter Berücksichtigung von Verfestigung, der Probleme im Zusammenhang mit Si und Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit hergestellt wird.
  • Mit dem Ziel besserer Herstellbarkeit eines hochfesten Stahlblechs beim Plattieren offenbart ferner die JP-A-H5-230608 ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit einer plattierten Zn-Al-Mn-Fe-Systemschicht. Aber obwohl diese Er findung speziell die Herstellbarkeit berücksichtigt, handelt es sich bei ihr nicht um eine Erfindung, die die Plattierungshaftfähigkeit berücksichtigt, wenn ein hochfestes und hochzähes Material starker Umformung unterliegt.
  • Weiterhin offenbart mit dem Ziel der Erhöhung des Absorptionsvermögens für Kollisionsenergie die JP-A-H11-189839 ein Stahlblech, bei dem die Hauptphase Ferrit aufweist und die mittlere Korngröße der Hauptphase höchstens 10 μm beträgt; bei dem die zweite Phase Austenit mit 3 bis 50 Volumen-% oder Martensit mit 3 bis 30 Volumen-% aufweist und die mittlere Korngröße der zweiten Phase höchstens 5 μm beträgt; und das selektiv Bainit enthält. Allerdings berücksichtigt diese Erfindung nicht die Plattierungsbenetzbarkeit und sorgt nicht für die Korrosionsbeständigkeit, die Dickenverringerung in Begleitung von erhöhter Festigkeit ermöglicht.
  • Bereitgestellt werden durch die Erfindung hochfeste galvanisierte und Galvannealed-Stahlbleche, die die o. g. Probleme lösen, ausgezeichnetes Aussehen und hervorragende Umformbarkeit haben, Nichtplattierungsfehler und Plattierungshaftung nach starker Verformung verbessern und ausgezeichnete Zähigkeit haben, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung, und außerdem stellt sie ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech sowie ein hochfestes und hochzähes Galvannealed-Stahlblech mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung bereit.
  • Ferner liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech und ein hochfestes feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech, die die o. g. Probleme lösen, Nichtplattierungsfehler und Oberflächenfehler unterdrücken und Korrosionsbeständigkeit und gleichzeitig hohe Zähigkeit in einer Umgebung haben, die insbesondere Chlorionen enthält, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung bereitzustellen.
  • Als Ergebnis verschiedener Untersuchungen wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß es möglich ist, galvanisierte und Galvannealed-Stahlbleche mit guter Umformbarkeit auch bei Abschwächung von Wärmebehandlungsbedingungen herzustellen und gleichzeitig die Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit eines hochfesten Stahlblechs zu verbessern, indem die Mikrostruktur der Grenzfläche (im folgenden "Grenzfläche zwischen plattierter Schicht und Grundschicht" genannt) zwischen einer plattierten Schicht und einer Grundschicht (Stahlschicht) reguliert wird. Ferner wurde festgestellt, daß die Benetzbarkeit von Zinkschmelzplattierung auf einem hochfesten Stahlblech verbessert ist, indem die plattierte Schicht spezifische Elemente in geeigneter Menge enthält. Außerdem wurde festgestellt, daß diese Wirkungen erhöht waren, indem die Konzentration von Al in einer plattierten Schicht reduziert wurde, und daß eine sehr gute plattierte Schicht auch im Fall eines hochfesten Stahlblechs erhalten werden konnte, das Legierungselemente in relativ großer Menge enthielt, indem der Si-Gehalt X (in Masse-%), Mn-Gehalt Y (in Masse-%) und Al-Gehalt Z (in Masse-%) im Stahlblech sowie auch der Al-Gehalt A (in Masse-%) und Mn-Gehalt B (in Masse-%) in der plattierten Schicht so gesteuert sind, daß sie die folgende Gleichung (1) erfüllen: 3 – (X + Y/10 + Z/3) – 12,5 × (A – B) ≥ 0 (1).
  • Weiterhin wurde festgestellt, daß ein Stahlblech mit hoher Zähigkeit auch dann hergestellt werden konnte, wenn die Wärmebehandlungsbedingungen abgeschwächt waren, indem Legierungselemente selektiv und in geeigneter Menge zugegeben werden und indem zusätzlich die Mikrostruktur des Stahlblechs reguliert wird.
  • Als Ergebnis verschiedener Studien wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß im Fall eines hochfesten Stahlblechs die Benetzbarkeit beim Feuerverzinken verbessert und die Legierungsreaktion beim Legierungsplattieren beschleunigt war, indem die plattierte Schicht spezifische Elemente in geeigneter Menge enthät und indem diese mit den Komponenten des Stahlblechs kombiniert werden. Erreichen läßt sich die Wirkung hauptsächlich durch Steuern der Konzentration von Al in der plattierten Schicht und der von Mn im Stahl.
  • Festgestellt wurde, daß eine sehr gute plattierte Schicht erhalten werden konnte, indem der Mn-Gehalt X (in Masse-%) und Si-Gehalt Y (in Masse-%) in einem Stahl sowie der Al-Gehalt Z (in Masse-%) in einer plattierten Schicht so gesteuert sind, daß sie die folgende Gleichung (2) erfüllen: 0,6 – (X/18 + Y + Z) ≥ 0 (2).
  • Als Ergebnis verschiedener Untersuchungen wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß im Fall eines hochfesten Stahlblechs die Benetzbarkeit beim Feuerverzinken/Galvanisieren und Feuerverzinken/Galvannealen verbessert war, die Legierungsreaktion beim Legierungsplattieren beschleunigt war und auch die Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit verbessert waren, indem die plattierte Schicht spezifische Elemente in geeigneter Menge enthält und indem diese mit den Komponenten des Stahlblechs kombiniert werden. Erreichen läßt sich die Wirkung hauptsächlich durch Steuern der Konzentration von Al und Mo in der plattierten Schicht und der von Mo im Stahl.
  • Das heißt, es wurde festgestellt, daß ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes beschichtetes Galvannealed-Stahlblech erhalten werden konnte, indem es 0,001 bis 4 Masse-% Al in der plattierten Schicht enthält und indem zusätzlich der Al-Gehalt A (in Masse-%) und Mo-Gehalt B (in Masse-%) in der plattierten Schicht sowie der Mo-Gehalt C (in Masse-%) im Stahl so gesteuert sind, daß sie die folgende Gleichung (3) erfüllen: 100 ≥ (A/3 + B/6)/(C/6) ≥ 0,01 (3).
  • Auf der Grundlage dieser Feststellungen kam die Erfindung zustande, und die o. g. Aufgabe kann durch die in den Ansprüchen festgelegten Merkmale gelöst werden.
  • Im folgenden wird die Erfindung näher erläutert.
  • Ausführungsform 1
  • Im Rahmen der Erfindung wurde ein Stahlblech, das massebezogen aus 0,0001 bis 0,3 % C, 0,001 bis 2,5 % Si, 0,01 bis 3 % Mn, 0,001 bis 4 % Al und als Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, den folgenden Vorgängen unterzogen: 10sekündiges bis 30minütiges Glühen des Stahlblechs im Temperaturbereich von mindestens 0,1 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C) bis höchstens Ac3 + 50 (°C); anschließendes Abkühlen des Stahlblechs auf den Temperaturbereich von 650 bis 700°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s; anschließendes Abkühlen des Stahlblechs auf den Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur (450 bis 470°C) bis zur Plattierungsbadtemperatur +100°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1 bis 100°C/s; 3sekündiges Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad bei einer Temperatur von 450 bis 470°C; und 10- bis 60sekündiges Erwärmen des Stahlblechs bei einer Temperatur von 500 bis 550°C.
  • Anschließend wurde eine Plattierungseigenschaft durch Messen der Fläche nicht plattierter Abschnitte auf der Oberfläche des plattierten Stahlblechs bewertet. Die Korrosionsbeständigkeit wurde durch eine wiederholte Salzsprühprüfung bewertet. Ferner wurden mechanische Eigenschaften durch eine Zugprüfung bewertet, und die Ermüdungseigenschaft des plattierten Stahlblechs wurde durch eine Dauerbiegeprüfung in einer Ebene bewertet, wobei eine Spannung zur Anwendung kam, die 50 % der Zugfestigkeit des Stahlblechs entsprach.
  • Ferner wurde die Plattierungshaftung durch 60°-Hin- und Herbiegeformen des Stahlblechs nach 20 %iger Zugdehnung bewertet, wobei ein Vinylband auf den Biegeverformungsabschnitt aufgetragen und abgezogen wurde, wonach die Fläche, an der die plattierte Schicht abgezogen war, durch Bildanalyse quantifiziert wurde.
  • Als Ergebnis wurden insbesondere reichlich Si-Systemoxide an den Kristallkorngrenzen der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und Grundschicht beobachtet, und im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit ausgezeichneter Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit hergestellt werden konnte, indem die maximale Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht und die mittlere Korngröße der Hauptphase in der abschließend erhaltenen Mikrostruktur im Hinblick auf die Beziehung zwischen der Form der oxidierten Korngrenzenschicht und der Ermüdungseigenschaft gesteuert wird.
  • Das heißt, im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß die Ermüdungslebensdauer eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs verlängert werden konnte, indem die maximale Tiefe der Si-haltigen oxidierten Korngrenzenschicht so gesteuert wird, daß sie höchstens 0,5 μm in der abschließend erhaltenen Mikrostruktur an der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und der Grundschicht beträgt. Außerdem kann die Ermüdungslebensdauer eines feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs weiter verlängert werden, indem die Stahlkomponenten und Herstellungsbedingungen ausgewählt werden, bei denen die maximale Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht höchstens 0,5 μm, vorzugsweise höchstens 0,2 μm betragen kann.
  • Weiterhin wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß die Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit besonders nach einer Legierungsbehandlung weiter verbessert werden konnten, indem die Arten und der Flächenprozentsatz von Oxiden in einem Stahl, der Korngrenzenoxide enthält, im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech auf die Tiefe von 10 μm beschränkt werden. Das heißt, ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes oder Galvannealed-Stahlblech mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit kann erhalten werden, indem der Stahl SiO2, MnO und/oder Al2O3 als Oxide mit einem Ge samtflächenprozentsatz von 0,1 bis 70 % im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech bis zur Tiefe von 10 μm enthält; und indem diese Flächenprozentsätze so gesteuert werden, daß der folgende Ausdruck erfüllt ist: {MnO (Flächenprozentsatz) + Al2O3 (Flächenprozentsatz)}/ SiO2 (Flächenprozentsatz) ≥ 0,1.
  • Im Rahmen der Erfindung wurde zudem festgestellt, daß die Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit nach einer Legierungsbehandlung auch verbessert werden konnte, indem ein Stahl zusätzlich zu SiO2, MnO und Al2O3 auch Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La2O3, Ce2O3, CeO2, CaO und/oder MgO mit einem Gesamtflächenprozentsatz von 0,0001 bis 10,0 % im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech bis zur Tiefe von 10 μm enthält.
  • Hierbei kann die Identifizierung, Beobachtung und Flächenprozentsatzmessung von Oxiden, die in einem Stahl im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech bis zur Tiefe von 10 μm gemäß der vorstehenden Darstellung vorhanden sind, mit Hilfe von EPMA, FE-SEM u. ä. durchgeführt werden. In der Erfindung erhielt man den Flächenprozentsatz durch Messen der Fläche in über 50 Gesichtsfeldern mit 2000- bis 20.000facher Vergrößerung und anschließendes Analysieren der Daten mittels Bildanalyse. Die Identifizierung von Oxiden wurde durch Herstellen einer Abdruckprobe und Verwenden von TEM oder EBSP durchgeführt. MnO, Al2O3 und SiO2 gemäß der vorstehenden Beschreibung wurden unterschieden, indem die ähnlichsten Objekte mit Hilfe von Elementanalyse und Strukturidentifizierung ermittelt wurden, wenngleich es mitunter Fälle gab, in denen Objekte komplexe Oxide waren, die andere Atome enthielten, oder eine viele Fehler enthaltende Struktur hatten. Der Flächenprozentsatz kann durch Flächenabtastung jeder Komponente mit Hilfe von EPMA, FE-SEM u. ä. erhalten werden. Obwohl in diesem Fall die genaue Identifizie rung jeder Struktur schwierig ist, kann die Beurteilung anhand der Form und der Organisation zusammen mit der o. g. Strukturanalyse erfolgen. Danach kann jeder Flächenprozentsatz durch Bildanalyse der aus der Flächenabtastung gewonnenen Daten erhalten werden.
  • Festgestellt wurde im Rahmen der Erfindung, daß die Ermüdungslebensdauer gleichermaßen verlängert werden konnte, indem die mittlere Korngröße der Hauptphase in einem Stahlblech auf höchstens 20 μm und die maximale Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht an der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und der Grundschicht auf höchstens 1 μm in die Mikrostruktur eingedämmt wurden. Zudem wurde festgestellt, daß ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech und feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit erhalten werden konnte, indem der Wert, der durch Dividieren der maximalen Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht, die an der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und der Grundschicht gebildet ist, durch die mittlere Korngröße der Hauptphase erhalten wird, auf höchstens 0,1 in der Mikrostruktur des Stahlblechs eingedämmt wird.
  • Im Hinblick auf die Plattierungseigenschaft und Korrosionsbeständigkeit wurde weiterhin festgestellt, daß auch im Fall eines Stahlblechs, das insbesondere reichlich Si enthielt, Nichtplattierungsfehler nicht erzeugt wurden und Rostbildung in einer wiederholten Salzsprühprüfung extrem klein war, solange der Si-Gehalt X (in Masse-%), Mn-Gehalt Y (in Masse-%) und Al-Gehalt Z (in Masse-%) im Stahlblech sowie der Al-Gehalt A (in Masse-%) und Mn-Gehalt B (in Masse-%) in der plattierten Schicht die folgende Gleichung (1) erfüllen: 3 – (X + Y/10 + 1/3) – 12,5 × (A – B) ≥ 0 (1).
  • Die Gleichung (1) ist anhand von multipler Regressionsanalyse der Daten neu ermittelt, die den Einfluß der Komponenten in einem Stahlblech und einer plattierten Schicht auf die Plattierungsbenetzbarkeit darstellen.
  • Hierbei sind die Komponenten in einer plattierten Schicht als Wert definiert, der durch chemische Analyse gemessen wird, nachdem die plattierte Schicht mit 5 %iger Salzsäurelösung gelöst wird, die einen Inhibitor enthält.
  • Ausführungsform 2
  • Im Rahmen der Erfindung wurde ein Stahlblech, das massebezogen aus
    C: 0,0001 bis 0,3%,
    Si: 0,001 bis unter 0,1 %,
    Mn: 0,01 bis 3 %,
    Al: 0,001 bis 4 %,
    Mo: 0,001 bis 1 %,
    P: 0,0001 bis 0,3 %,
    S: 0,0001 bis 0,1 % und
    als Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, den folgenden Vorgängen unterzogen: Glühen des Stahlblechs; 3sekündiges Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad mit einer Temperatur von 450 bis 470°C; und ferner 10- bis 60sekündiges Erwärmen einiger der Prüflinge bei einer Temperatur von 500 bis 530°C. Anschließend wurde das Aussehen durch Klassifizieren des Auftretens von Fehlern auf der Oberfläche des plattierten Stahlblechs in fünf Grade bewertet. Zudem wurden mechanische Eigenschaften mit Hilfe einer Zugprüfung bewertet. Als Ergebnis wurde festgestellt, daß Bewertungsgrad 5, der bedeutete, daß Fehler im Aussehen kaum beobachtet wurden, erreicht werden konnte, wenn der Mn-Gehalt im Stahl als X (in Masse-%) festgelegt war, der Si-Gehalt im Stahl als Y (in Masse-%) und der Al-Gehalt in der plattierten Schicht als Z (in Masse-%) und wenn X, Y und Z die folgende Gleichung (2) erfüllten: 0,6 – (X/18 + Y + Z) ≥ 0 (2).
  • Das Aussehen eines plattierten Stahlblechs wurde durch visuelle Beobachtung des Bildungszustands von Nichtplattierungsfehlern und des Bildungszustands vorn Mängeln und Mustern und ihr Klassifizieren in die Bewertungsgrade 1 bis 5 bewertet. Die Bewertungskriterien waren wie folgt:
    Bewertungsgrad 5: kaum Nichtplattierungsfehler, Mängel und Muster (Flächenprozentsatz höchstens 1 %),
    Bewertungsgrad 4: unerhebliche Nichtplattierungsfehler, Mängel und Muster (Flächenprozentsatz über 1 % bis höchstens 10 %),
    Bewertungsgrad 3: wenige Nichtplattierungsfehler, Mängel und Muster (Flächenprozentsatz über 10 % bis höchstens 50 %),
    Bewertungsgrad 2: zahlreiche Nichtplattierungsfehler, Mängel und Muster (Flächenprozentsatz über 50 %),
    Bewertungsgrad 1: Plattierung benetzt Stahlblechoberfläche nicht.
  • Ausführungsform 3
  • Im Rahmen der Erfindung wurde ein Stahlblech, das massebezogen aus
    C: 0,0001 bis 0,3%,
    Si: 0,001 bis unter 0,1 %,
    Mn: 0,01 bis 3 %,
    Al: 0,001 bis 4 %,
    Mo: 0,001 bis 1 %,
    P: 0,0001 bis 0,3 %,
    S: 0,0001 bis 0,1 % und
    als Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen bestand, den folgenden Vorgängen unterzogen: Glühen des Stahlblechs; 3sekündiges Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad bei einer Temperatur von 450 bis 470°C; und ferner 10- bis 60sekündiges Erwärmen einiger der Prüflinge mit einer Temperatur von 500 bis 550°C. Danach wurde das Stahlblech vollflächig gebogen (R = 1 t), und der gebogene Prüfling wurde einer zyklischen Korrosionsprüfung mit bis zu 150 Zyklen auf der Grundlage der Norm (JASO) der Society of Automotive Engineers of Japan, Inc. (JSAE) unterzogen. Die Bewertung des Korrosionszustands erfolgte durch Beobachtung des Oberflächenaussehens und Querschnittaussehens in mindestens 20 Gesichtsfeldern mit Hilfe eines optischen Mikroskops mit 200- bis 1000facher Vergrößerung, Beobachtung des Grads des Korrosionsfortschritts nach innen und Klassifizierung der Beobachtungsergebnisse in fünf Grade. Die Bewertungskriterien waren wie folgt:
    Bewertungsgrad 5: Korrosionsfortschrittsgrad: nur plattierte Schicht korrodiert oder Korrosionstiefe im Grundmaterial unter 50 μm,
    Bewertungsgrad 4: Korrosionsfortschrittsgrad: Korrosionstiefe im Grundmaterial 50 μm bis unter 100 μm,
    Bewertungsgrad 3: Korrosionsfortschrittsgrad: Korrosionstiefe im Grundmaterial kleiner als halbe Blechdicke,
    Bewertungsgrad 2: Korrosionsfortschrittsgrad: Korrosionstiefe im Grundmaterial nicht kleiner als halbe Blechdicke,
    Bewertungsgrad 1: Perforation.
  • Als Ergebnis wurde festgestellt, daß gute Korrosionsbeständigkeit mit dem Bewertungsgrad 4 oder 5 gewährleistet war, wenn der Al-Gehalt in der plattierten Schicht im Bereich von 0,001 bis 4 % lag und als A (in Masse-%) definiert war, der Mo-Gehalt in der plattierten Schicht als B (in Masse-%) definiert war und der Mo-Gehalt im Stahlblech als C (in Masse-%) definiert war und wenn A, B und C die folgende Gleichung (3) erfüllten: 100 ≥ (A/3 + B/6)/(C/6) ≥ 0,01 (3).
  • Der genaue Grund, weshalb die Erzeugung von Nichtplattierungsfehlern unterdrückt ist, ist nicht immer klar, aber man schätzt, daß Nichtplattierungsfehler erzeugt werden, da die Benetzbarkeit zwischen Al, das einem Plattierungsbad zugegeben ist, und auf der Oberfläche eines Stahlblechs gebildetem SiO2 schlecht ist. Daher wird es möglich, die Erzeugung von Nichtplattierungsfehlern zu unterdrücken, indem Elemente zugegeben werden, die den negativen Effekt von Al beseitigen, das einem Zinkbad zugegeben ist. Als Ergebnis umfangreicher Untersuchungen im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß die o. g. Aufgabe gelöst werden konnte, indem Mn in einem geeigneten Konzentrationsbereich zugegeben wird. Angenommen wird, daß Mn einen Oxidfilm stärker bevorzugt als einem Zinkbad zugegebenes Al bildet und sein Reaktionsvermögen mit einem Si-Systemoxidfilm erhöht, der auf der Oberfläche eines Stahlblechs gebildet ist.
  • Weiterhin geht man davon aus, daß die Tatsache, daß die Erzeugung von Mängeln, die durch beim Warmwalzen gebildeten Si-Zunder verursacht sind, durch Verringern der Si-Menge in einem Stahl unterdrückt wird, auch beim Verbessern des Aussehens wirksam ist. Bezüglich der Beeinträchtigung der Materialqualität im Zusammenhang mit der Verringerung des Si-Gehalts wurde ferner festgestellt, daß die Zähigkeit durch Einstellung von Herstellungsbedingungen und Zugabe anderer Komponenten, z. B. Al und Mo, gewährleistet werden konnte und daß die Verringerung des Si-Gehalts und die Zugabe von Al beim Beschleunigen der Legierungsbildung wirksam waren.
  • Der genaue Grund dafür ist unklar, aber man nimmt an, daß die Ursache in der Erzeugung von Nichtplattierungsfehlern, den Formen anderer Fehler und der unterschiedlichen Korrosionsbeständigkeit zwischen dem Grundmaterial und der plattierten Schicht (elektrische Potentialdifferenz) liegt.
  • Obwohl hierbei die abgeschiedene Plattierungsmenge nicht speziell festgelegt ist, ist bevorzugt, daß die abgeschiedene Menge auf einer Seite aus Sicht der Korrosionsbeständigkeit mindestens 5 g/mm2 beträgt. Obwohl eine Oberschichtplattierung auf ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech der Erfindung zwecks Verbesserung des Lackiervermögens und der Schweißbarkeit aufgetragen wird und verschiedene Arten von Behandlungen, z. B. eine Chromatbehandlung, Phosphatbehandlung, Gleitfähigkeit verbessernde Behandlung, Schweißbarkeit verbessernde Behandlung usw., auf ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech der Erfindung angewendet werden, weichen diese Fälle nicht von der Erfindung ab.
  • Im folgenden wird die bevorzugte Mikrostruktur eines Grundstahlblechs erläutert. Zur ausreichenden Gewährleistung der Zähigkeit ist bevorzugt, die Hauptstruktur zu einer Ferritphase werden zu lassen. Ist aber höhere Festigkeit erforderlich, kann eine Bainitphase enthalten sein, wobei aber aus Sicht der Gewährleistung der Zähigkeit erwünscht ist, daß die Hauptphase eine einzelne Phase aus Ferrit oder eine komplexe Phase aus Ferrit und Bainit (der in dieser Beschreibung verwendete Ausdruck "Ferrit oder Ferrit und Bainit" bedeutet dasselbe, sofern nichts anderes angegeben ist) mit mindestens 50 Volumen-%, vorzugsweise 70 Volumen-% enthält. Auch im Fall einer komplexen Phase aus Ferrit und Bainit ist erwünscht, daß zur Gewährleistung von Zähigkeit Ferrit mit mindestens 50 Volumen-% enthalten ist. Andererseits ist zur Gewährleistung hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit auf gut ausgeglichene Weise bevorzugt, daß Ferrit oder Ferrit und Bainit mit höchstens 97 Volumen-% enthalten sind. Ferner ist zur gleichzeitigen Gewährleistung hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit auch erwünscht, die Struktur zu einer komplexen Struktur werden zu lassen, die Abschreckaustenit und/oder Martensit enthält. Zur gleichzeitigen Gewährleistung hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit ist bevorzugt, daß Abschreckaustenit und/oder Martensit mit insgesamt mindestens 3 Volumen-% enthalten sind. Übersteigt aber der Gesamtwert 50 %, neigt das Stahlblech zu Sprödigkeit, weshalb erwünscht ist, den Wert so zu steuern, daß er insgesamt höchstens 30 Volumen-% beträgt.
  • Zur Gewährleistung der hohen Zähigkeit eines Stahlblechs selbst ist vorgeschrieben, daß die mittlere Korngröße von Ferrit höchstens 20 μm und die mittlere Korngröße von Austenit und/oder Martensit, der (die) die zweite Phase bildet (bilden), höchstens 10 μm beträgt. Hierbei ist erwünscht, daß sich die zweite Phase aus Austenit und/oder Martensit zusammensetzt und die mittlere Korngröße von Austenit und/oder Martensit höchstens das 0,7fache der mittleren Korngröße von Ferrit beträgt, der die Hauptphase bildet. Da es aber in der eigentlichen Herstellung schwierig ist, die mittlere Korngröße von Austenit und/oder Martensit, der (die) die zweite Phase bildet (bilden), kleiner als das 0,01fache der mittleren Korngröße von Ferrit werden zu lassen, ist bevorzugt, daß die Rate mindestens 0,01 beträgt.
  • Weiterhin ist zur Gewährleistung guter Plattierungshaftung sowie hoher Festigkeit und Zähigkeit auf gut ausgeglichene Weise vorgeschrieben, daß in dem Fall, in dem sich die zweite Phase eines Stahlblechs aus Austenit zusammensetzt, der C-Gehalt C (in Masse-%) und Mn-Gehalt Mn (in Masse-%) im Stahl sowie der Volumenprozentsatz Vγ (in %) von Austenit und der Volumenprozentsatz Vα (in %) von Ferrit und Bainit die folgende Gleichung (4) erfüllen: (Vγ + Vα)/Vγ × C + Mn/8 ≥ 2,0 (4).
  • Durch Erfüllen dieses Ausdrucks kann ein Stahlblech mit besonders hervorragendem Ausgleich zwischen Festigkeit und Zähigkeit sowie mit guter Plattierungshaftung erhalten werden.
  • Im folgenden werden der Volumenprozentsatz u. ä. in dem Fall erläutert, in dem Bainit enthalten ist. Eine Bainitphase ist zur Erhöhung der Festigkeit nützlich, indem sie mit mindestens 2 Volumen-% enthalten ist, und ist sie zugleich mit einer Austenitphase vorhanden, trägt sie zur Stabilisierung von Austenit bei und ist als Ergebnis zur Gewährleistung eines hohen n-Werts von Nutzen. Ferner ist die Phase grundsätzlich fein und trägt auch zur Haftfähigkeit der Plattierung bei starker Umformung bei. Setzt sich insbesondere die zweite Phase aus Austenit zusammen, verbessert sich durch Steuern des Volumenprozentsatzes von Bainit auf mindestens 2 % das Gleichgewicht zwischen Plattierungshaftung und Zähigkeit weiter. Da andererseits die Zähigkeit beeinträchtigt ist, wenn Bainit übermäßig gebildet wird, ist der Volumenprozentsatz der Bainitphase auf höchstens 47 % begrenzt.
  • Zusätzlich zu den vorstehenden Erläuterungen kann ein Stahlblech, das Carbide, Nitride, Sulfide und/oder Oxide mit höchstens 1 Volumen-% als Restanteil in der Mikrostruktur enthält, zu einem in der Erfindung verwendeten Stahlblech gehören. Hierbei können die Identifizierung, die Beobachtung der Stellen, die mittleren Korngrößen (mittlere Äquivalenzkreis-Korngrößen) und Volumenprozentsätze jeder Phase, von Ferrit, Bainit, Austenit, Martensit, Grenzflächenoxidschichten und Reststrukturen in einer Mikrostruktur quantitativ gemessen werden, indem der Querschnitt eines Stahlblechs in Walzrichtung oder in Querrichtung mit einem Salpeterreagens oder dem in der JP-A-S59-219473 offenbarten Reagens angeätzt und der Querschnitt mit einem optischen Mikroskop mit 500- bis 1000facher Vergrößerung beobachtet wird.
  • Hierbei kommt es mitunter dazu, daß die Korngröße von Martensit mit einem optischen Mikroskop kaum gemessen werden kann. In diesem Fall erhält man die mittlere Äquivalenzkreis-Korngröße durch beobachten der Grenzen von Martensitblöcken, der Grenzen von Paketen oder deren Aggregaten und Messen der Korngrößen mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops.
  • Weiterhin werden die Beobachtung der Form einer Korngrenzenoxidschicht und deren Identifizierung an der Grenzfläche zwischen einer plattierten Schicht und einer Grundschicht mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops und eines Transmissionselektronenmikroskops durchgeführt, und die maximale Tiefe wird gemessen, indem die Tiefe in mindestens 20 Gesichtsfeldern mit mindestens 1000facher Vergrößerung beobachtet und der Maximalwert identifiziert wird.
  • Eine mittlere Korngröße ist definitionsgemäß ein Wert, der durch den in JIS festgelegten Verfahrensablauf auf der Grundlage der Ergebnisse gewonnen wird, die durch Beobachten der Objekte in mindestens 20 Gesichtsfeldern mit dem o. g. Verfahren erhalten werden.
  • Als nächstes wird nachstehend eine plattierte Schicht erläutert.
  • Bevorzugt ist, daß der Al-Gehalt in einer plattierten Schicht im Bereich von 0,001 bis 0,5 Masse-% eingedämmt ist. Grund dafür ist, daß sich bei einem Al-Gehalt unter 0,001 Masse-% Gekrätz erheblich bildet und kein gutes Aussehen erhalten werden kann und daß bei Al-Zugabe über 0,5 Masse-% die Legierungsreaktion stark unterdrückt ist und es kaum zur Bildung einer feuerverzinkten legierten Zinkauftragsschicht kommt.
  • Der Grund, weshalb der Mn-Gehalt in einer plattierten Schicht im Bereich von 0,001 bis 2 Masse-% festgelegt ist, besteht darin, daß in diesem Bereich keine Nichtplattierungsfehler erzeugt werden und eine plattierte Schicht mit gutem Aussehen erhalten werden kann. Übersteigt der Mn-Gehalt 2 Masse-%, scheiden Mn-Zn-Verbindungen in einem Plattierungsbad aus und werden in der plattierten Schicht eingefangen, was zu stark beeinträchtigtem Aussehen führt.
  • Sind ferner Punktschweißbarkeit und Lackierfähigkeit besonders gewünscht, lassen sich diese Eigenschaften durch Anwendung einer Legierungsbehandlung verbessern. Insbesondere wird durch Anwenden einer Legierungsbehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 550°C nach Tauchen eines Stahlblechs in ein Zinkbad Fe in eine plattierte Schicht aufgenommen, und ein hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit ausgezeichneter Lackierfähigkeit und Punktschweißbarkeit kann erhalten werden. Liegt der Fe-Gehalt nach einer Legierungsbehandlung unter 5 Masse-%, ist die Punktschweißbarkeit unzureichend. Übersteigt andererseits der Fe-Gehalt 20 Masse-%, ist die Haftungsfähigkeit der plattierten Schicht selbst beeinträchtigt, und die plattierte Schicht wird zerstört, fällt ab und klebt an Werkzeugen beim Umformen, was Mängel bei der Formgebung verursacht. Daher ist der Bereich des Fe-Gehalts in einer plattierten Schicht bei Anwendung einer Legierungsbehandlung auf 5 bis 20 Masse-% festgelegt.
  • Ferner wurde festgestellt, daß Nichtplattierungsfehler unterdrückt werden konnten, indem Ca, Mg, Si, Mo, W, Zr, Cs, Rb, K, Ag, Na, Cd, Cu, Ni, Co, La, Tl, Nd, Y, In, Be, Cr, Pb, Hf, Tc, Ti, Ge, Ta, V und/oder B in einer plattierten Schicht enthalten sind.
  • Obwohl hierbei die abgeschiedene Plattierungsmenge nicht speziell festgelegt ist, ist bevorzugt, daß die abgeschiedene Menge auf einer Seite mindestens 5 g/mm2 aus Sicht der Korrosionsbeständigkeit beträgt. Obwohl eine Oberschichtplattierung auf ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech der Erfindung zwecks Verbesserung des Lackiervermögens und der Schweißbarkeit aufgetragen wird und verschiedene Arten von Behandlungen, z. B. eine Chromatbehandlung, Phosphatbehandlung, Gleitfähigkeit verbessernde Behandlung, Schweißbarkeit verbessernde Behandlung usw., auf ein feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech der Erfindung angewendet werden, weichen diese Fälle nicht von der Erfindung ab.
  • Ein Beispiel für eine der Verunreinigungen in einer plattierten Schicht ist Mn. Steigt der Mn-Gehalt in einer plattierten Schicht so, daß er den gewöhnlichen Wert der Verunreinigungen übersteigt, werden kaum Nichtplattierungsfehler erzeugt. Allerdings ist es schwierig, den Mn-Gehalt in einer plattierten Schicht zu erhöhen, was an den Beschränkungen im Zusammenhang mit derzeitiger Plattierungstechnik liegt. Daher ermöglicht die Erfindung, daß der Mn-Gehalt unter 0,001 Masse-% liegt, was im Wert von Verunreinigungselementen liegt, und sie ist eine Erfindung, bei der ein Stahlblech mit einer kleinsten Menge von Nichtplattierungsfehlern und Oberflächenfehlern erhalten werden kann, obwohl kein Mn einem Plattierungsbad beabsichtigt zugegeben ist.
  • Der Grund für die massebezogene Festlegung der Bereiche der folgenden Elemente Ca: 0,001 bis 0,1 %, Mg: 0,001 bis 3 %, Si: 0,001 bis 0,1 %, Mo: 0,001 bis 0,1 %, W: 0,001 bis 0,1 %, Zr: 0,001 bis 0,1 %, Cs: 0,001 bis 0,1 %, Rb: 0,001 bis 0,1 %; K: 0,001 bis 0,1 %, Ag: 0,001 bis 5 %, Na: 0,001 bis 0,05 %, Cd: 0,001 bis 3 %, Cu: 0,001 bis 3 %, Ni: 0,001 bis 0,5 %, Co: 0,001 bis 1 %, La: 0,001 bis 0,1 %, Tl: 0,001 bis 8 %, Nd: 0,001 bis 0,1 %, Y: 0,001 bis 0,1 %, In: 0,001 bis 5 %, Be: 0,001 bis 0,1 %, Cr: 0,001 bis 0,05 %, Pb: 0,001 bis 1 %, Hf: 0,001 bis 0,1 %, Tc: 0,001 bis 0,1 %, Ti: 0,001 bis 0,1 %, Ge: 0,001 bis 5 %, Ta: 0,001 bis 0,1 %, V: 0,001 bis 0,2 % und B: 0,001 bis 0,1 % besteht darin, daß in jedem der Bereiche Nichtplattierungsfehler unterdrückt sind und eine plattierte Schicht mit gutem Aussehen erhalten werden kann. Übersteigt jedes Element die jeweilige Obergrenze wird jedes Element enthaltendes Gekrätz gebildet, was das Plattierungsaussehen stark beeinträchtigt.
  • Im folgenden werden die Gründe für die Einschränkung der Bereiche der Komponenten in einem erfindungsgemäßen Stahlblech erläutert.
  • C ist ein Element, das zur ausreichenden Gewährleistung des Volumenprozentsatzes der zweiten Phase zugegeben wird, die zur gut ausgeglichenen Sicherung von Festigkeit und Zähigkeit erforderlich ist. Setzt sich insbesondere die zweite Phase aus Austenit zusammen, trägt C nicht nur zum Erhalt des Volumenprozentsatzes, sondern auch zu ihrer Stabilität bei und verbessert die Zähigkeit stark. Die Untergrenze ist auf 0,0001 Masse-% zur Gewährleistung der Festigkeit und des Volumenprozentsatzes der zweiten Phase festgelegt, und die Obergrenze ist auf 0,3 Masse-% als Obergrenze zur Bewahrung der Schweißbarkeit festgelegt.
  • Si ist ein Element, das zur Beschleunigung der Bildung von Ferrit, der die Hauptphase darstellt, und zur Unterdrückung der Bildung von Carbiden zugegeben wird, die das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Zähigkeit beeinträchtigen, und seine Untergrenze ist auf 0,001 Masse-% festgelegt. Andererseits beeinflußt seine übermäßige Zugabe die Schweißbarkeit und Plattierungsbenetzbarkeit negativ. Da ferner Si die Bildung einer inneren oxidierten Korngrenzenschicht beschleunigt, muß der Si-Gehalt auf einen niedrigen Wert unterdrückt sein. Daher ist die Obergrenze auf 2,5 Masse-% festgelegt. Ist insbesondere das Aussehen, z. B. Zunderfehler u. ä., statt der Festigkeit das Problem, ist festgelegt, daß Si bis auf 0,001 Masse-% reduziert sein kann, was in einem Bereich liegt, der keine Probleme im Betrieb verursacht.
  • Mn wird nicht nur zwecks Steuerung der Plattierungsbenetzbarkeit und Plattierungshaftung, sondern auch zur Festigkeitserhöhung zugegeben. Weiterhin wird es zur Unterdrückung der Ausscheidung von Carbiden und der Bildung von Perlit zugegeben, durch die die Festigkeit und Zähigkeit beeinträchtigt werden. Aus diesem Grund ist der Mn-Gehalt auf mindestens 0,001 Masse-% festgelegt. Da andererseits Mn die Bainitumwandlung verzögert, die zur Verbesserung der Zähigkeit beiträgt, wenn sich die zweite Phase aus Austenit zusammensetzt, und die Schweißbarkeit beeinträchtigt, ist die Obergrenze von Mn auf 3 Masse-% festgelegt.
  • Al ist beim Steuern der Plattierungsbenetzbarkeit und Plattierungshaftung und beim Beschleunigen der Bainitumwandlung wirksam, die zur Verbesserung der Zähigkeit beiträgt, insbesondere wenn sich die zweite Phase aus Austenit zusammensetzt, und Al verbessert außerdem das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Zähigkeit. Ferner ist Al ein Element, das auch beim Unterdrücken der Bildung innerer Korngrenzenoxide im Si-System wirksam ist. Daher ist die Al-Zugabemenge auf mindestens 0,0001 Masse-% festgelegt. Da andererseits seine übermäßige Zugabe die Schweißbarkeit und Plattierungsbenetzbarkeit erheblich beeinträchtigt und die Synthesereaktion stark unterdrückt, ist die Obergrenze auf 4 Masse-% festgelegt.
  • Mo wird zur Unterdrückung der Erzeugung von Carbiden und Perlit zugegeben, die das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Zähigkeit beeinträchtigen, und ist ein wichtiges Element zur Gewährleistung des guten Ausgleichs zwischen Festigkeit und Zähigkeit unter abgeschwächten Wärmebehandlungsbedingungen. Daher ist die Untergrenze von Mo auf 0,001 Masse-% festgelegt. Da ferner seine übermäßige Zugabe Abschreckaustenit erzeugt, die Stabilität senkt und Ferrit härtet, was zu Beeinträchtigung der Zähigkeit führt, ist die Obergrenze auf 5 % und vorzugsweise 1 % festgelegt.
  • Mg, Ca, Ti, Y, Ce und SEM werden zur Unterdrückung der Erzeugung einer inneren oxidierten Korngrenzenschicht im Si-System zugegeben, die die Plattierungsbenetzbarkeit, Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit beeinträchtigt. Da die Elemente im Gegensatz zu Si-Systemoxiden keine Korngrenzenoxide erzeugen, aber vergleichsweise feine Oxide auf dispergierte Weise erzeugen können, beeinflussen die Oxide dieser Elemente selbst nicht negativ die Ermüdungsfestigkeit. Da die Elemente zudem die Bildung einer inneren oxidierten Korngrenzenschicht im Si-System unterdrücken, kann die Tiefe der inneren oxidierten Korngrenzenschicht reduziert werden, und die Elemente tragen zur Verlängerung der Ermüdungslebensdauer bei. Ein oder mehrere der Elemente können zugegeben sein, und die Zugabemenge der Elemente ist auf insgesamt mindestens 0,0001 Masse-% festgelegt. Da andererseits ihre übermäßige Zugabe die Herstellbarkeit, z. B. die Gießeigenschaften und die Warmumformbarkeit, sowie die Zähigkeit von Stahlblecherzeugnissen beeinträchtigt, ist die Obergrenze auf 1 Masse-% festgelegt.
  • Weiterhin kann ein erfindungsgemäßer Stahl Cr, Ni, Cu, Co und/oder W mit dem Ziel der Festigkeitserhöhung enthalten.
  • Cr ist ein Element, das zur Erhöhung der Festigkeit und Unterdrückung der Erzeugung von Carbiden zugegeben wird, und die Zugabemenge ist auf mindestens 0,001 Masse-% festgelegt. Allerdings beeinträchtigt seine Zugabe in einer Menge über 25 Masse-% stark die Umformbarkeit, weshalb dieser Wert als Obergrenze bestimmt ist.
  • Der Ni-Gehalt ist mit mindestens 0,001 Masse-% zur Verbesserung der Plattierungseigenschaften und Erhöhung der Festigkeit bestimmt. Allerdings beeinträchtigt seine Zugabe in einer Menge über 10 Masse-% stark die Umformbarkeit, weshalb dieser Wert als Obergrenze festgelegt ist.
  • Cu wird in einer Menge von mindestens 0,001 Masse-% zur Festigkeitserhöhung zugegeben. Allerdings beeinträchtigt seine Zugabe in einer Menge über 5 Masse-% stark die Umformbarkeit, weshalb dieser Wert als Obergrenze bestimmt ist.
  • Co wird in einer Menge von mindestens 0,001 Masse-% zur Verbesserung des Gleichgewichts zwischen Festigkeit und Zähigkeit durch die Steuerung von Plattierungseigenschaften und der Bainitumwandlung zugegeben. Die Obergrenze ist nicht spezifisch festgelegt, aber da Co ein teures Element und eine Zugabe in großer Menge unwirtschaftlich ist, ist erwünscht, die Zugabemenge auf höchstens 5 Masse-% festzulegen.
  • Der Grund für die Festlegung des W-Gehalts im Bereich von 0,001 bis 5 Masse-% ist, daß die Wirkung auf die Festigkeitserhöhung auftritt, wenn die Menge mindestens 0,001 Masse-% beträgt, und daß eine Zugabemenge über 5 Masse-% die Umformbarkeit negativ beeinflußt.
  • Weiterhin kann ein erfindungsgemäßer Stahl Nb, Ti, V, Zr, Hf und/oder Ta enthalten, die starke carbidbildende Elemente sind, was auf noch weitere Festigkeitserhöhung abzielt.
  • Diese Elemente bilden feine Carbide, Nitride oder Carbonitride und sind beim Verfestigen eines Stahlblechs überaus wirksam. Daher ist festgelegt, daß eines oder mehrere dieser Elemente bei Bedarf mit mindestens 0,001 Masse-% zugegeben wird (werden). Da andererseits diese Elemente die Zähigkeit beeinträchtigen und die Konzentration von C in Abschreckaustenit behindern, ist die Obergrenze für die Gesamtzugabemenge auf 1 Masse-% festgelegt.
  • B kann ebenfalls bei Bedarf zugegeben werden. Die B-Zugabe in einer Menge von mindestens 0,0001 Masse-% ist beim Verfestigen von Korngrenzen und eines Stahlmaterials wirksam. Übersteigt aber die Zugabemenge 0,1 Masse-%, sättigt sich nicht nur die Wirkung, sondern die Festigkeit eines Stahlblechs steigt stärker als notwendig, was die Umformbarkeit beeinträchtigt, weshalb die Obergrenze auf 0,1 Masse-% festgelegt ist.
  • Der Grund, weshalb der P-Gehalt im Bereich von 0,0001 bis 0,3 Masse-% festgelegt ist, besteht darin, daß die Wirkung auf die Festigkeitserhöhung auftritt, wenn die Menge mindestens 0,0001 Masse-% beträgt, und ein extrem niedriger P-Gehalt wirtschaftlich nachteilig ist und daß eine Zugabemenge über 0,3 Masse-% die Schweißbarkeit und Herstellbarkeit beim Gießen und Warmwalzen negativ beeinflußt.
  • Der Grund, weshalb der S-Gehalt im Bereich von 0,0001 bis 0,1 Masse-% festgelegt ist, besteht darin, daß ein extrem niedriger S-Gehalt unter der Untergrenze von 0,0001 Masse-% wirtschaftlich nachteilig ist und daß eine Zugabemenge über 0,1 Masse-% die Schweißbarkeit und Herstellbarkeit beim Gießen und Warmwalzen negativ beeinflußt.
  • P, S, Sn usw. sind unvermeidliche Verunreinigungen. Erwünscht ist, daß der P-Gehalt höchstens 0,05 Masse-%, der S-Gehalt höchstens 0,01 Masse-% und der Sn-Gehalt höchstens 0,01 Masse-% betragen. Bekanntlich verbessert eine kleine Zugabe von insbesondere P wirksam das Gleichgewicht zwischen Festigkeit und Zähigkeit.
  • Im folgenden werden Verfahren zur Herstellung eines hochfesten feuerverzinkten galvanisierten Stahlblechs mit einer Struktur beschrieben, die zuvor dargestellt wurde.
  • Bei Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlblechs durch die Vorgänge des Warmwalzens, Kaltwalzens und Glühens wird eine auf vorgeschriebene Komponenten eingestellte Bramme gegossen oder nach dem Gießen einmal abgekühlt, dann wieder auf ei ne Temperatur von mindestens 1180°C erwärmt und warmgewalzt. Hierbei ist erwünscht, daß die Wiedererwärmungstemperatur auf mindestens 1150°C oder höchstens 1100°C festgelegt ist, um die Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht zu unterdrücken. Wird die Wiedererwärmungstemperatur sehr hoch, bildet sich in der Tendenz oxidierter Zunder auf der gesamten Oberfläche vergleichsweise gleichmäßig, was die Oxidation von Korngrenzen in der Tendenz unterdrückt.
  • Da aber Erwärmung auf eine Temperatur über 1250°C die Oxidation lokal außerordentlich beschleunigt, ist diese Temperatur als Obergrenze bestimmt.
  • Erwärmung mit niedriger Temperatur verzögert die Bildung einer oxidierten Schicht selbst.
  • Zwecks Unterdrückung der Bildung übermäßiger innerer Oxidation ist ferner festgelegt, das Warmwalzen bei einer Temperatur von mindestens 880°C zu beenden, und zur Verringerung der Korngrenzenoxidationstiefe eines Produkts ist bevorzugt, Oberflächenzunder mit Hilfe einer Hochdruck-Entzunderungsvorrichtung zu entfernen oder nach Warmwalzen stark zu beizen. Danach wird ein Stahlblech kaltgewalzt und geglüht, wodurch ein Endprodukt erhalten wird. In diesem Fall wird die Endtemperatur beim Warmwalzen verbreitet auf eine Temperatur von mindestens der Ar3-Umwandlungstemperatur gesteuert, die durch die chemische Zusammensetzung eines Stahls bestimmt ist, wobei aber die Eigenschaften eines fertigen Stahlblechprodukts nicht beeinträchtigt werden, solange die Temperatur bis etwa 10°C niedriger als Ar3 liegt.
  • Allerdings ist die Endtemperatur beim Warmwalzen auf höchstens 1100°C festgelegt, um die Bildung von oxidiertem Zunder in großer Menge zu verhindern.
  • Ferner kann durch Steuern der Wickeltemperatur nach Abkühlung auf mindestens die Anfangstemperatur der Bainitumwandlung, die durch die chemische Zusammensetzung eines Stahls bestimmt ist, vermieden werden, daß die Last beim Kaltwalzen mehr als notwendig erhöht wird. Allerdings gilt dies nicht für den Fall, in dem die Gesamtabnahme (Walzgrad) beim Kaltwalzen gering ist, und obwohl ein Stahlblech bei einer Temperatur von höchstens der Bainitumwandlungstemperatur eines Stahls gewickelt wird, sind die Eigenschaften des fertigen Stahlblecherzeugnisses nicht beeinträchtigt. Ferner bestimmt sich die Gesamtabnahme beim Kaltwalzen aus der Beziehung zwischen der Enddicke und der Kaltwalzlast, und solange die Gesamtabnahme nicht unter 40 % vorzugsweise 50 % liegt, ist sie beim Verringern der Korngrenzenoxidationstiefe wirksam, und die Eigenschaften des fertigen Stahlblecherzeugnisses sind nicht beeinträchtigt.
  • Liegt im Glühvorgang nach Kaltwalzen die Glühtemperatur unter dem Wert von 0,1 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C), der durch die Ac1-Temperatur und Ac3-Temperatur ausgedrückt ist (siehe z. B. "Tekko Zairyo Kagaku": W. C. Leslie, Leitender Übersetzer: Nariyasu Koda, Maruzen P273), die durch die chemische Zusammensetzung eines Stahls bestimmt sind, ist die beim Glühen gebildete Austenitmenge gering, wodurch keine Abschreckaustenitphase oder Martensitphase im Fertigstahlblech verbleiben kann, weshalb dieser Wert als Untergrenze für die Glühtemperatur bestimmt ist. Hierbei gilt: Je höher die Glühtemperatur ist, um so stärker ist die Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht beschleunigt.
  • Da Hochtemperaturglühen bewirkt, daß sich die Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht beschleunigt und die Produktionskosten steigen, ist die Obergrenze der Glühtemperatur auf Ac3 – 30 (°C) festgelegt. Insbesondere gilt: Je näher die Glühtemperatur Ac3 (°C) kommt, um so stärker ist die Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht beschleunigt. Die Glühzeit muß mindestens 10 Sekunden in diesem Temperaturbereich zum Ausgleichen der Temperatur eines Stahlblechs und zum Gewährleisten von Austenit betragen. Übersteigt aber die Glühzeit 30 Minuten, ist die Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht be schleunigt, und die Kosten steigen. Daher ist die Obergrenze auf 30 Minuten festgelegt.
  • Die primäre Abkühlung danach ist beim Beschleunigen der Umwandlung von einer Austenitphase zu einer Ferritphase und Stabilisieren des Austenits durch Konzentrieren von C in der Austenitphase vor der Umwandlung von Bedeutung.
  • Ist die maximale Temperatur beim Glühen als Tmax (°C) definiert, führt eine Abkühlungsgeschwindigkeit unter Tmax/1000°C/s zu Nachteilen in der Herstellung, z. B. bewirkt sie, daß eine Verfahrensanlage länger sein muß und die Produktionsgeschwindigkeit erheblich fällt. Übersteigt andererseits die Abkühlungsgeschwindigkeit Tmax/10°C/s, kommt es zu unzureichender Ferritumwandlung, der Abschreckaustenit im fertigen Stahlblecherzeugnis wird kaum gewährleistet, und solche harten Phasen wie eine Martensitphase sind reichlich vorhanden.
  • Ist die maximale Temperatur beim Glühen als Tmax definiert und wird die primäre Abkühlung bis auf eine Temperatur unter Tmax – 200°C durchgeführt, wird Perlit erzeugt, und Ferrit wird bei der Abkühlung nicht ausreichend gebildet, weshalb diese Temperatur als Untergrenze festgelegt ist. Endet dagegen die primäre Abkühlung bei einer Temperatur über Tmax – 100°C, so ist der Fortschritt der Ferritumwandlung unzureichend, weshalb diese Temperatur als Untergrenze festgelegt ist.
  • Eine Abkühlungsgeschwindigkeit unter 0,1°C/s bewirkt eine beschleunigte Bildung einer oxidierten Korngrenzenschicht und führt zu Nachteilen in der Produktion, die bewirken, daß eine Verfahrensanlage länger sein muß und die Produktionsgeschwindigkeit erheblich fällt. Daher ist die Untergrenze für die Abkühlungsgeschwindigkeit auf 0,1°C/s festgelegt. Übersteigt andererseits die Abkühlungsgeschwindigkeit 10°C/s, kommt es zu nicht ausreichender Ferritumwandlung, der Abschreckaustenit im fertigen Stahlblecherzeugnis wird kaum gewährleistet, und solche harten Phasen wie eine Martensitphase sind reichlich vorhanden, weshalb die Obergrenze auf 10°C/s festgelegt ist.
  • Wird die primäre Abkühlung bis auf eine Temperatur unter 650°C durchgeführt, bildet sich Perlit bei der Abkühlung, C als Austenit stabilisierendes Element wird vergeudet, und es wird letztlich keine ausreichende Abschreckaustenitmenge erhalten, weshalb die Untergrenze auf 650°C festgelegt ist. Endet dagegen die Abkühlung bei einer Temperatur über 710°C, ist der Fortschritt der Ferritumwandlung unzureichend, das Wachstum einer oxidierten Korngrenzenschicht ist beschleunigt, und daher ist die Obergrenze auf 710°C festgelegt.
  • Beim schnellen Abkühlen der sekundären Abkühlung, die anschließend durchgeführt wird, muß die Abkühlungsgeschwindigkeit mindestens 0,1°C/s, vorzugsweise mindestens 1°C/s betragen, damit es beim Abkühlen nicht zu Perlitumwandlung, Ausscheidung von Eisencarbiden u. ä. kommt.
  • Da aber eine Abkühlungsgeschwindigkeit über 100°C/s aus Sicht der technischen Kapazitäten kaum realisiert wird, ist der Abkühlungsgeschwindigkeitsbereich auf 0,1 bis 100°C/s, vorzugsweise 1,0 bis 100°C/s festgelegt.
  • Ist die Abkühlungsabschlußtemperatur der sekundären Abkühlung niedriger als die Plattierungsbadtemperatur, kommt es zu Betriebsproblemen, und übersteigt sie die Plattierungsbadtemperatur um +50 bis +100°C, scheiden Carbide für eine kurze Zeitdauer aus, weshalb keine ausreichende Menge von Abschreckaustenit und Martensit gewährleistet werden kann. Aus diesen Gründen ist die Abkühlungsabschlußtemperatur der sekundären Abkühlung im Bereich von der Zinkplattierungsbadtemperatur bis zur Zinkplattierungsbadtemperatur +50 bis 100°C festgelegt. Bevorzugt ist, ein Stahlblech danach mindestens 1 Sekunde einschließlich der Tauchzeit im Plattierungsbad auf dieser Temperatur zu halten, um Betriebsstabilität im sich bewegenden Blech zu gewährleisten, die Bainitbildung möglichst zu beschleunigen und die Plattierungsbenetzbarkeit ausreichend zu gewährleisten. Wird die Haltezeit zu lang, beeinträchtigt sie stark die Produktivität, und es werden Carbide erzeugt, wes halb bevorzugt ist, die Haltezeit auf höchstens 3000 Sekunden unter Ausschluß der Zeit zu begrenzen, die für eine Glühbehandlung erforderlich ist.
  • Zum Stabilisieren einer im Stahlblech zurückgehaltenen Austenitphase bei Raumtemperatur ist es wesentlich, die Kohlenstoffkonzentration im Austenit zu erhöhen, indem ein teil der Austenitphase in eine Bainitphase umgewandelt wird. Zur Beschleunigung der Bainitumwandlung, u. a. in einem Legierungsbehandlungsvorgang, ist bevorzugt, ein Stahlblech 1 bis 3000 Sekunden, vorzugsweise 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 300 bis 550°C zu halten. Liegt die Temperatur unter 300°C, kommt es kaum zur Bainitumwandlung. Übersteigt die Temperatur dagegen 550°C, werden Carbide gebildet, und es wird schwierig, eine Abschreckaustenitphase ausreichend zu bewahren, weshalb die Obergrenze auf 550°C festgelegt ist.
  • Zur Bildung einer Martensitphase ist es nicht notwendig, daß die Bainitumwandlung auftritt, was sich vom Fall einer Abschreckaustenitphase unterscheidet. Da andererseits die Bildung von Carbiden und einer Perlitphase genauso wie im Fall einer Abschreckaustenitphase unterdrückt werden muß, ist es notwendig, eine Legierungsbehandlung nach der sekundären Abkühlung ausreichend anzuwenden, und es ist festgelegt, daß eine Legierungsbehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 550°C, vorzugsweise 400 bis 550°C durchgeführt wird.
  • Zur Gewährleistung von Oxiden an einer Grenzfläche in vorgeschriebener Menge ist erwünscht, die Temperatur und den Umformverlauf ab der Warmwalzstufe zu steuern. Zunächst ist erwünscht, eine oxidierte Oberflächenschicht möglichst gleichmäßig auszubilden, indem folgendes gesteuert wird: Erwärmungstemperatur einer Bramme auf 1150 bis 1230°C; Abnahme bis 1000°C von mindestens 50 %; Endtemperatur von mindestens 850°C, vorzugsweise mindestens 880°C; und Wickeltemperatur bis höchstens 650°C, und indem gleichzeitig solche Elemente wie Ti, Al usw. möglichst weitgehend im Zustand fester Lösung be lassen werden, um die Bildung von Si-Oxiden beim Glühen zu unterdrücken. Ferner ist erwünscht, eine beim Warmwalzen gebildete Oxidschicht möglichst weitgehend zu entfernen, indem Hochdruck-Entzundern oder starkes Beizen nach dem Fertigwalzen zum Einsatz kommt. Weiterhin ist erwünscht, die Kaltwalzabnahme auf mindestens 30 % mit Hilfe von Walzen mit höchstens 1000 mm Durchmesser zwecks Brechen der erzeugten Oxide zu steuern. Beim anschließenden Glühen ist erwünscht, ein Stahlblech mit der Geschwindigkeit von 5°C/s auf den Temperaturbereich von mindestens 750°C zu erwärmen, um die Bildung anderer Oxide durch Unterdrücken der Bildung von SiO2 zu beschleunigen. Andererseits werden bei hoher Glühtemperatur oder langer Glühzeit viele Oxide erzeugt, und die Umformbarkeit und Ermüdungsfestigkeit sind beeinträchtigt. Daher ist nach Festlegung in der Erfindung gemäß Punkt (33) erwünscht, die Verweilzeit auf höchstens 60 Minuten bei einer Glühtemperatur zu begrenzen, deren Höchsttemperatur im Bereich von mindestens 0,1 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C) bis höchstens Ac3 – 30 (°C) liegt.
  • Beispiele
  • Im folgenden wird die Erfindung auf der Grundlage von Beispielen näher erläutert.
  • Beispiel 1 für Ausführungsform 1
  • Stähle mit chemischen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 1 wurden auf die Temperatur von 1200°C erwärmt; das Warmwalzen der Stähle wurde bei einer Temperatur von mindestens der Ar3-Umwandlungstemperatur beendet; und die warmgewalzten Stahlbleche wurden abgekühlt und dann bei einer Temperatur von mindestens der Anfangstemperatur der Bainitumwandlung gewickelt, die durch die chemische Zusammensetzung jedes Stahls bestimmt war, gebeizt und zu kaltgewalzten Stahlblechen mit 1,0 mm Dicke kaltgewalzt.
  • Die Stähle M-1, N-1, O-1, P-1 und Q-1, die später erwähnt werden, wurden unter folgenden Bedingungen warmgewalzt: Abnah me von 70 % bis 1000°C, Endtemperatur von 900°C und Wickeltemperatur von 700°C, sowie mit 50 % Abnahme mit Hilfe von Walzen mit 800 mm Durchmesser kaltgewalzt. Die anderen Stähle wurden unter folgenden Bedingungen warmgewalzt: Abnahme von 70 % bis 1000°C, Endtemperatur von 900°C und Wickeltemperatur von 600°C, sowie mit einer Abnahme von 50 % mit Hilfe von Walzen mit 1200 mm Durchmesser kaltgewalzt.
  • Figure 00330001
  • Figure 00340001
  • Figure 00350001
  • Figure 00360001
  • Danach wurden die Ac1-Umwandlungstemperatur und die Ac3-Umwandlungstemperatur anhand der Komponenten (in Masse-%) jedes Stahls nach den folgenden Gleichungen berechnet: Ac1 = 723 – 10,7 × Mn% + 29,1 × Si%, Ac3 = 910 – 203 × (C%)1/2 + 44,7 × Si% + 31,5 × Mo% – 30 × Mn% – 11 × Cr% + 400 × Al%.
  • Die Stahlbleche wurden plattiert durch: Erwärmen mit einer Geschwindigkeit von 5°C/s auf die anhand der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac3-Umwandlungstemperatur berechnete Glühtemperatur und Halten in der 10 % H2 enthaltenden N2-Atmosphäre; danach Abkühlen auf 600 bis 700°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s; anschließendes Abkühlen auf die Plattierungsbadtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1 bis 20°C/s; und 3sekündiges Tauchen in das Zinkplattierungsbad bei 460°C, wobei die Zusammensetzungen des Plattierungsbads variiert wurden.
  • Ferner wurden als Fe-Zn-Legierungsbehandlung einige der Stahlbleche 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 300 bis 550°C nach ihrem Plattieren gehalten, und die Fe-Gehalte in der plattierten Schicht wurden so eingestellt, daß sie 5 bis 20 Masse-% betrugen. Die Plattierungseigenschaften wurden durch visuelles Beobachten des Zustands von Gekrätzanhang auf der Oberfläche und Messen der Fläche nicht plattierter Abschnitte bewertet. Die Zusammensetzungen der plattierten Schichten wurden durch Lösen der plattierten Schichten in einer 5 %igen Salzsäurelösung, die einen Inhibitor enthielt, und chemisches Analysieren der Lösung bestimmt.
  • Zugprüflinge nach JIS #5 wurden aus den plattierten Stahlblechen hergestellt (auf einer Nachwalzstraße mit 0,5 bis 2,0 % Abnahme gewalzt), und ihre mechanischen Eigenschaften wurden gemessen. Ferner wurden die Bruchlastspielzahlen relativ bewertet, indem eine 50 % der Zugfestigkeit entsprechende Spannung in der Dauerbiegeprüfung in einer Ebene ausgeübt wur de. Zudem wurde die Korrosionsbeständigkeit durch eine wiederholte Salzsprühprüfung bewertet.
  • Gemäß Tabelle 2 ist bei den erfindungsgemäßen Stählen die Tiefe der oxidierten Korngrenzenschichten gering, und die Ermüdungslebensdauer unter einer 50 % der Zugfestigkeit entsprechenden Spannung übersteigt 106 Biegezyklen. Weiterhin sind Festigkeit und Dehnung gut ausgeglichen, und es wird keine Rostbildung beobachtet, was gutes Aussehen auch nach der Prüfung ermöglicht.
  • Figure 00390001
  • Figure 00400001
  • Figure 00410001
  • Figure 00420001
  • Figure 00430001
  • Figure 00440001
  • Figure 00450001
  • Figure 00460001
  • Figure 00470001
  • Figure 00480001
  • Figure 00490001
  • Figure 00500001
  • Tabelle 3-1 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Stahlart-Behandlung Nr. Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert Andere Elemente in plattierter Schicht
    C-1 1 1 15 1.77
    C-2 0.5 0.01 7 –4.35
    E-1 0.05 0.5 12 7.76
    E-1-1 0.17 0.04 9 0.51 Si: 0.02
    E-1-2 0.18 0.03 9 0.26 Y: 0.02, Nd: 0.04
    E-1-3 0.17 0.03 9 0.38 La: 0.02
    E-1-4 0.15 0.02 9 0.51 B: 0.005
    E-1-5 0.2 0.08 9 0.63 Rb: 0.02
    E-2 0.25 0.01 8 –0.87
    G-1 0.3 0.3 11 2.05
    G-2 0.2 0.01 8 –0.33
    H-1 0.5 0.5 7 1.26
    I-1-1 0.1 0.05 7 0.63 Cs: 0.04
    Tabelle 3-2 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Stahlart-Behandlung Nr. Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert Andere Elemente in plattierter Schicht
    1-1-2 0.15 0.1 8 0.63 K: 0.02, Ni: 0.05
    1-1-3 0.14 0.1 7 0.76 Ag: 0.01, Co: 0.01
    1-1-4 0.3 0.25 8 0.63 Ni: 0.02, Cu: 0.03
    1-1-5 0.35 0.27 9 0.26 Na: 0.02, Cr: 0.01
    I-2 0.5 0.1 –3.74
    J-1 1 1 0.24
    J-2 1 1 8 0.24
    J-3 0.5 0 4 –6.02
    K-1-1 1 0.9 0.69 Be: 0.005
    K-1-2 0.8 0.7 0.69 Ti: 0.01, In: 0.01
    Tabelle 3-3 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Stahlart-Behandlung Nr. Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert Andere Elemente in plattierter Schicht
    K-1-3 0.9 0.8 0.69 Cd: 0.02
    K-2-1 0.9 0.8 9 0.69 Pb: 0.03
    K-2-2 1 0.95 8 1.32 To: 0.02
    K-2-3 1 0.9 8 0.69 W: 0.02, Hf: 0.02
    L-1-1 0.3 0.15 10 0.60 Mo: 0.01
    L-1-2 0.25 0.14 10 1.10 Zr: 0.01, Ti: 0.01
    L-1-3 0.3 0.2 9 1.23 Ge: 0.01
    L-1-4 0.3 0.15 11 0.60 Ta: 0.01, V: 0.01
    M-1 0.3 0.4 11 3.73
    N-1 0.4 0.3 11 1.23
    O-1 0.5 0.5 12 2.48
    P-1 0.1 0.3 11 4.98
    Q-1 0.15 0.2 10 3.10
    Tabelle 3-4 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Auftreten von Nichtplattierungsfehlern Aussehen nach wiederholter Salzsprühprüfung Anmerkungen
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Ja Rostbildung Vergleichsstahl
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Ja Rostbildung Vergleichsstahl
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Ja Rostbildung Vergleichsstahl
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Tabelle 3-5 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Auftreten von Nichtplattierungsfehlern Aussehen nach wiederholter Salzsprühprüfung Anmerkungen
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Ja Rostbildung Vergleichsstahl
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Ja Rostbildung Vergleichsstahl
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Tabelle 3-6 (Forts.): Plattierungseigenschaft jedes Stahls
    Auftreten von Nichtplattierungsfehlern Aussehen nach wiederholter Salzsprühprüfung Anmerkungen
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    Nein Keine Rostbildung Stahl d. Erfindung
    • Anmerkung: Das restliche Element in der plattierten Schicht ist Zink. Bei den unterstrichenen Zahlen handelt es sich um die Bedingungen, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegen.
  • Aus Tabelle 3 wird verständlich, daß auch im Fall der relativ große Mengen von Si enthaltenden Stahlbleche die erfindungsgemäßen Stahlbleche, bei denen die Zusammensetzungen in den plattierten Schichten und den Stahlblechen festgelegt sind, keine Nichtplattierungsfehler bilden und gute Korrosionsbeständigkeit haben.
  • Ferner wird deutlich, daß wenn die vierten Elemente ("Andere Elemente in der plattierten Schicht" in Tabelle 3) in einer plattierten Schicht enthalten sind, die Plattierungseigenschaften auch dann gut sind, wenn der durch die linke Seite von Gleichung (1) bestimmte Wert klein ist.
  • Tabelle 4 zeigt den Einfluß der Herstellungsbedingungen. Bei Stahlblechen, deren Herstellungsbedingungen nicht die vorgeschriebenen Anforderungen erfüllen, auch wenn sie die Zusammensetzungen im vorgeschriebenen Bereich haben, ist die Tiefe der oxidierten Korngrenzenschichten groß, und ihre Ermüdungslebensdauer ist kurz. Ferner wird umgekehrt verständlich, daß obwohl die Herstellungsbedingungen die vorgeschriebenen Anforderungen erfüllen, bei Abweichung der Zusammensetzungen der Stahlbleche vom vorgeschriebenen Bereich die Ermüdungslebensdauer ebenfalls kurz ist.
  • Tabelle 5 zeigt den Einfluß der Form der Oxide. Bei den erfindungsgemäßen Stahlblechen wird kein Rost gebildet, und zudem übersteigt die Ermüdungsfestigkeit 2 × 106 Biegezyklen, weshalb die Stahlbleche eine gute Materialqualität haben.
  • Figure 00580001
  • Figure 00590001
  • Figure 00600001
  • Figure 00610001
  • Figure 00620001
  • Figure 00630001
  • Figure 00640001
  • Figure 00650001
  • Figure 00660001
  • Figure 00670001
  • Figure 00680001
  • Figure 00690001
  • Figure 00700001
  • Figure 00710001
  • Figure 00720001
  • Figure 00730001
  • Figure 00740001
  • Beispiel 2 für Ausführungsform 1
  • Im folgenden wird die Erfindung auf der Grundlage von Beispiel 2 für Ausführungsform 1 näher erläutert.
  • Stähle mit chemischen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 6 wurden auf die Temperatur von 1200°C erwärmt; das Warmwalzen der Stähle wurde bei einer Temperatur von mindestens der Ar3-Umwandlungstemperatur abgeschlossen; und die warmgewalzten Stahlbleche wurden abgekühlt und dann bei einer Temperatur von mindestens der Anfangstemperatur der Bainitumwandlung gewickelt, die durch die chemische Zusammensetzung jedes Stahls bestimmt war, gebeizt und zu kaltgewalzten Stahlblechen mit 1,0 mm Dicke kaltgewalzt.
  • Danach wurden die Ac1-Umwandlungstemperatur und die Ac3-Umwandlungstemperatur anhand der Komponenten (in Masse-%) jedes Stahls nach den folgenden Gleichungen berechnet: Ac1 = 723 – 10,7 × Mn% – 16,9 × Ni% + 29,1 × Si% + 16,9 × Cr%, Ac3 = 910 – 203 × (C%)1/2 + 15,2 × Ni% + 44,7 × Si% + 104 × V% + 31,5 × Mo% – 30 × Mn% – 11 × Cr% – 20 × Cu% + 700 × P% + 400 × Al% + 400 × Ti%.
  • Die Stahlbleche wurden plattiert durch Erwärmen auf die anhand der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac3-Umwandlungstemperatur berechnete Glühtemperatur und Halten in der 10 % H2 enthaltenden N2-Atmosphäre; danach Abkühlen auf 680°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s; anschließendes Abkühlen auf die Plattierungsbadtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1 bis 20°C/s; und 3sekündiges Tauchen in das Zinkplattierungsbad bei 460°C, wobei die Zusammensetzungen des Plattierungsbads variiert wurden.
  • Ferner wurden als Fe-Zn-Legierungsbehandlung einige der Stahlbleche 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 300 bis 550°C gehalten, nachdem sie verzinkt wurden, und die Fe-Gehalte in den plattierten Schichten wurden so einge stellt, daß sie 5 bis 20 Masse-% betrugen. Die Plattierungseigenschaften wurden durch visuelles Beobachten des Zustands von Gekrätzanhang auf der Oberfläche und Messen der Fläche nicht plattierter Abschnitte bewertet. Die Zusammensetzungen der plattierten Schichten wurden durch Lösen der plattierten Schichten in 5 %iger Salzsäurelösung, die einen Inhibitor enthielt, und chemisches Analysieren der Lösung bestimmt.
  • Zugprüflinge nach JIS #5 wurden aus den verzinkten Stahlblechen hergestellt (auf der Nachwalzstraße mit 0,5 bis 2,0 % Abnahme gewalzt), und ihre mechanischen Eigenschaften wurden gemessen. Danach wurde die Plattierungshaftung nach starker Verformung durch 60°-Hin- und Herbiegeformen eines Stahlblechs nach 20 %iger Zugverformung bewertet. Die Haftfähigkeit der Plattierung wurde durch Aufkleben eines Vinylbands auf den Biegeabschnitt nach Hin- und Herbiegeformen und Abziehen sowie anschließendes Messen der Rate der abgeblätterten Länge je Längeneinheit relativ bewertet. In Tabelle 8 sind die Herstellungsbedingungen angegeben.
  • Gemäß Tabelle 7 werden bei den erfindungsgemäßen Stählen, d. h. D1 bis D8 (Nr. 1, 2, 5 bis 8, 10 bis 14), keine Nichtplattierungsfehler beobachtet, Festigkeit und Dehnung sind gut ausgeglichen, und die Abblätterungsrate der Plattierung ist mit höchstens 1 % gering, auch wenn Hin- und Herbiegeformen nach Ausüben der 20 %igen Zugverformung angewendet wird. Dagegen wurden bei den Vergleichsstählen, d. h. C1 bis C5 (Nr. 17 bis 21), beim Warmwalzen zur Herstellung der Prüflinge reichlich Risse erzeugt, und die Herstellbarkeit war schlecht. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden kaltgewalzt und geglüht, nachdem Risse durch Schleifen der erhaltenen warmgewalzten Stahlbleche entfernt wurden, und dann für die Materialqualitätsprüfungen verwendet. Allerdings hatten einige der Stahlbleche (C2 und C4) eine sehr schlechte Plattierungshaftfähig keit nach starker Umformung oder konnten nicht dem Formen mit 20 % widerstehen.
  • Gemäß Tabelle 8 ist bei den Nr. 3, 9, 19 und 21, die nicht die Gleichung (1) erfüllen, die Plattierungsbenetzbarkeit beeinträchtigt, und die Plattierungshaftung nach starker Verformung ist schlecht. Auch in dem Fall, in dem die Festlegung zur Mikrostruktur eines Stahlblechs nicht erfüllt ist, ist die Plattierungshaftfähigkeit nach starker Umformung schlecht.
  • Da bei Nr. 4 die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit langsam ist, werden kein Martensit und Austenit erzeugt, statt dessen wird aber Perlit erzeugt, und die Haftfähigkeit der Plattierung nach starkem Umformen ist schlecht.
  • Figure 00780001
  • Figure 00790001
  • Figure 00800001
  • Figure 00810001
  • Figure 00820001
  • Figure 00830001
  • Figure 00840001
  • Figure 00850001
  • Figure 00860001
  • Figure 00870001
  • Figure 00880001
  • Beispiel 3 für Ausführungsform 1
  • Im folgenden wird die Erfindung auf der Grundlage von Beispiel 3 für Ausführungsform 1 näher erläutert.
  • Stähle mit chemischen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 9 wurden auf die Temperatur von 1200°C erwärmt; das Warmwalzen der Stähle wurde bei einer Temperatur von mindestens der Ar3-Umwandlungstemperatur beendet; und die warmgewalzten Stahlbleche wurden abgekühlt und dann bei einer Temperatur von mindestens der Anfangstemperatur der Bainitumwandlung gewickelt, die durch die chemische Zusammensetzung jedes Stahls bestimmt war, gebeizt und zu kaltgewalzten Stahlblechen mit 1,0 mm Dicke kaltgewalzt.
  • Danach wurden die Ac1-Umwandlungstemperatur und die Ac3-Umwandlungstemperatur anhand der Komponenten (in Masse-%) jedes Stahls nach den folgenden Gleichungen berechnet: Ac1 = 723 – 10,7 × Mn% + 29,1 × Si%, Ac3 = 910 – 203 × (C%)1/2 + 44,7 × Si% + 31,5 × Mo% – 30 × Mn% – 11 × Cr% + 400 × Al%.
  • Die Stahlbleche wurden plattiert durch: Erwärmen auf die anhand der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac3-Umwandlungstemperatur berechnete Glühtemperatur und Halten in der 10 % H2 enthaltenden N2-Atmosphäre; danach Abkühlen auf 680°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s; anschließendes Abkühlen auf die Plattierungsbadtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1 bis 20°C/s; und 3sekündiges Tauchen in das Zinkplattierungsbad bei 460°C, wobei die Zusammensetzungen des Plattierungsbads variiert wurden.
  • Ferner wurden als Fe-Zn-Legierungsbehandlung einige der Stahlbleche nach ihrem Verzinken 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 300 bis 550°C gehalten, und die Fe-Gehalte in den plattierten Schichten wurden so eingestellt, daß sie 5 bis 20 Masse-% betrugen. Die Plattierungseigenschaften wurden durch visuelles Beobachten des Zustands von Gekräz anhang auf der Oberfläche und Messen der Fläche nicht plattierter Abschnitte bewertet. Die Zusammensetzungen der plattierten Schichten wurden durch Lösen der plattierten Schichten in 5 %iger Salzsäurelösung, die einen Inhibitor enthielt, und chemisches Analysieren der Lösung bestimmt.
  • Zugprüflinge nach JIS #5 wurden aus den verzinkten Stahlblechen hergestellt (auf der Nachwelzstraße mit 0,5 bis 2,0 % Abnahme gewalzt), und ihre mechanischen Eigenschaften wurden gemessen. Danach wurde die Plattierungshaftung nach starker Verformung durch 60°-Hin- und Herbiegeformen eines Stahlblechs nach 20 %iger Zugverformung bewertet. Die Haftfähigkeit der Plattierung wurde durch Aufkleben eines Vinylbands auf den Biegeabschnitt nach Hin- und Herbiegeformen und Abziehen sowie anschließendes Messen der Rate der abgeblätterten Länge je Längeneinheit relativ bewertet. In Tabelle 11 sind die Herstellungsbedingungen angegeben.
  • Gemäß Tabelle 10 werden bei den erfindungsgemäßen Stählen, d. h. D1 bis D12 (Nr. 1, 2, 5, 12, 13, 20, 22 bis 24, 32, 34 bis 36, 39 und 42), keine Nichtplattierungsfehler beobachtet, Festigkeit und Dehnung sind gut ausgeglichen, und die Abblätterungsrate der Plattierung ist mit höchstens 1 gering, auch wenn Hin- und Herbiegeformen nach Ausüben der 20 %igen Zugverformung angewendet wird. Ferner wird deutlich, daß wenn die anderen Elemente in der plattierten Schicht gemäß Tabelle 10 in einer plattierten Schicht enthalten sind, die Plattierungseigenschaften auch dann gut sind, wenn der durch die linke Seite von Gleichung (1) bestimmte Wert relativ klein ist.
  • Dagegen wurden bei den Vergleichsstählen, d. h. C1 bis C5 (Nr. 44 bis 48), beim Warmwalzen zur Herstellung der Prüflinge reichlich Risse erzeugt, und die Herstellbarkeit war schlecht. Die warmgewalzten Stahlbleche wurden kaltgewalzt und geglüht, nachdem Risse durch Schleifen der erhaltenen warmgewalzten Stahlbleche entfernt wurden, und dann für die Materialquali tätsprüfungen verwendet. Allerdings hatten einige der Stahlbleche (C2 und C4) eine sehr schlechte Plattierungshaftfähigkeit nach starker Umformung oder konnten nicht dem Formen mit 20 widerstehen.
  • Gemäß Tabelle 10 ist bei den Nr. 3, 21, 46 und 48, die nicht die Gleichung (1) erfüllen, die Plattierungsbenetzbarkeit beeinträchtigt, und die Plattierungshaftfähigkeit nach starker Verformung ist schlecht. Auch in dem Fall, in dem die Festlegung zur Mikrostruktur eines Stahlblechs nicht erfüllt ist, ist die Plattierungshaftfähigkeit nach starker Verformung schlecht.
  • Da bei Nr. 3 die sekundäre Abkühlungsgeschwindigkeit langsam ist, werden kein Martensit und Austenit erzeugt, statt dessen wird aber Perlit erzeugt, und die Haftfähigkeit der Plattierung nach starkem Verformen ist schlecht.
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  • Beispiel für Ausführungsform 2
  • Im folgenden wird die Erfindung auf der Grundlage eines Beispiels für Ausführungsform 2 näher erläutert.
  • Stähle mit chemischen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 12 wurden auf die Temperatur von 1180 bis 1250°C erwärmt; das Warmwalzen der Stähle wurde bei einer Temperatur von 880 bis 1100°C beendet; und die warmgewalzten Stahlbleche wurden abgekühlt und dann bei einer Temperatur von mindestens der Anfangstemperatur der Bainitumwandlung gewickelt, die durch die chemische Zusammensetzung jedes Stahls bestimmt war, gebeizt und zu kaltgewalzten Stahlblechen mit 1,0 mm Dicke kaltgewalzt.
  • Danach wurden die Ac1-Umwandlungstemperatur und die Ac3-Umwandlungstemperatur anhand der Komponenten (in Masse-%) jedes Stahls nach den folgenden Gleichungen berechnet: Ac1 = 723 – 10,7 × Mn% + 29,1 × Si%, Ac3 = 910 – 203 × (C%)1/2 + 44,7 × Si% + 31,5 × Mo% – 30 × Mn% – 11 × Cr% + 400 × Al%.
  • Die Stahlbleche wurden plattiert durch: Erwärmen auf die anhand der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac3-Umwandlungstemperatur berechnete Glühtemperatur und Halten in der 10 % H2 enthaltenden N2-Atmosphäre; danach Abkühlen im Temperaturbereich von 650 bis 700°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s; anschließendes Abkühlen auf die Plattierungsbadtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 20°C/s; und 3sekündiges Tauchen in das Zinkplattierungsbad bei 460 bis 470°C, wobei die Zusammensetzungen des Plattierungsbads variiert wurden, gewalzt auf der Nachwalzstraße mit einer Abnahme von 0,5 bis 2,0 %.
  • Ferner wurden als Fe-Zn-Legierungsbehandlung einige der Stahlbleche nach ihrem Plattieren 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 400 bis 550°C gehalten, und die Fe-Gehalte in den plattierten Schichten wurden so eingestellt, daß sie 5 bis 20 Masse-% betrugen. Das Plattierungsaussehen wurde durch visuelles Beobachten des Zustands von Gekrätzanhang auf der Oberfläche und Messen der Fläche nicht plattierter Abschnitte bewertet. Die Zusammensetzungen der plattierten Schichten wurden durch Lösen der plattierten Schichten in 5 %iger Salzsäurelösung, die einen Inhibitor enthielt, und chemisches Analysieren der Lösung bestimmt, und die Ergebnisse sind in Tabelle 13 dargestellt.
  • Gemäß den Tabellen 13 und 14 entsprechen bei den erfindungsgemäßen Stählen, die den Ausdruck (2) erfüllen, alle Aussehensbewertungen dem Grad 5, und Festigkeit und Dehnung sind gut ausgeglichen. Dagegen sind bei den Vergleichsstählen, die nicht die in der Erfindung festgelegten Bereiche erfüllen, die Bewertungsgrade für das Aussehen ausnahmslos niedrig, und Festigkeit und Dehnung sind schlecht ausgeglichen. Weiterhin setzen sich in den Stählen, die in den Bereichen hergestellt sind, die in den Ansprüchen der Erfindung festgelegt sind, die Mikrostrukturen aus den zuvor erwähnten Strukturen zusammen, die Stähle sehen ausgezeichnet aus und haben einen hervorragenden Ausgleich zwischen Festigkeit und Dehnung.
  • Figure 01200001
  • Figure 01210001
  • Figure 01220001
  • Figure 01230001
  • Tabelle 13-1-1 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Stahlart Behandlung Nr. Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mo-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert
    A 1 0.01 0.1 0.0001 0.43
    A 2 0.05 0.15 0.001 12 0.38
    A 3 0.04 0.6 0.001 11 –0.07
    B 4 0.03 0.3 0.001 0.141
    B 5 0.11 0.4 0.002 10 0.041
    B 6 0.04 0.4 < 0.0001 0.041
    C 7 0.1 0.3 0.002 12 0.245
    C 8 0.04 0.8 0.003 11 –0.26
    D 9 0.7 0.5 < 0.0001 0.051
    D 10 0.6 0.4 0.002 10 0.151
    E 11 0.2 0.3 0.005 11 0.205
    E 12 0.15 0.4 0.002 10 0.105
    E 13 0.3 0.3 0.005 10 0.205
    F 14 0.5 0.45 0.001 0.046
    F 15 0.1 0.05 0.003 9 0.446
    Tabelle 13-1-2 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Stahlart Behandlung Nr. Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mo-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert
    G 16 1 0.5 0.002 10 0.025
    G 17 1 0.4 0.002 10 0.125
    H 18 0.5 0.7 0.0003 –0.19
    H 19 0.4 0.35 0.0002 10 0.165
    H 20 0.5 0.45 0.0002 9 0.065
    I 21 0.7 0.1 0.001 11 0.442
    I 22 0.7 0.5 0.003 12 0.042
    I 23 1 0.4 0.002 12 0.142
    I 24 0.05 0.45 0.004 11 0.092
    I 25 0.5 0.3 0.007 12 0.242
    I 26 0.5 0.35 0.001 0.192
    I 27 0.6 0.13 < 0.0001 0.412
    J 28 0.05 0.34 0.0002 11 0.118
    Tabelle 13-1-3 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Stahlart Behandlung Nr. Mn-Gehalt in plattierter Schicht (%) Al-Gehalt in plattierter Schicht (%) Mo-Gehalt in plattierter Schicht (%) Fe-Gehalt in plattierter Schicht (%) Durch Ausdruck (1) berechneter Wert
    J 29 0.06 0.2 < 0.0001 10 0.258
    J 30 0.06 0.45 0.0001 0.008
    CA 31 0.1 0.2 0.007 9 –3.22
    CB 32 1.5 0.3 0.08 8 0.078
    CC 33 0.5 0.4 0.007 –0.04
    CD 34 Viele Risse traten beim Warmwalzen auf
    CE 35 Viele Risse traten beim Warmwalzen auf
    Tabelle 13-1-4 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Andere Elemente in plattierter Schicht (%) Anwendung von Legierungswärmebehandlung nach Plattierungsbehandlung Bewertungsgrad des Aussehens
    Nein 5 Stahl der Erfindung
    Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ja 3 Vergleichsstahl
    Nein 5 Stahl der Erfindung
    Si: 0,001 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Nein 3 Vergleichsstahl
    Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ja 2 Vergleichsstahl
    Cr: 0,004, W: 0.005 Nein 3 Vergleichsstahl
    Cr: 0.005, W: 0.007 Ja 5 Stahl der Erfindung
    K: 0.01 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ag: 0.004 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ni: 0.01, Cu: 0.01, Co: 0.002 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ti: 0.002, Cs: 0.003 Nein 5 Stahl der Erfindung
    Rb: 0.002 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Tabelle 13-1-5 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Andere Elemente in plattierter Schicht (%) Anwendung von Legierungswärmebehandlung nach Plattierungsbehandlung Bewertungsgrad des Aussehens
    V: 0.003, Zr: 0.003, Hf: 0.002, Ta: 0.002 Ja 5 Stahl der Erfindung
    V: 0.002, Zr: 0.002, Nd: 0.007 Ja 5 Stahl der Erfindung
    B: 0.002, Y: 0.003 Nein 3 Vergleichsstahl
    B: 0.003, Y: 0.002 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Na: 0.007 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Cd: 0.01 Ja 5 Stahl der Erfindung
    La: 0.02 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ti: 0.02 Ja 5 Stahl der Erfindung
    In: 0.005 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Be: 0.01 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Pb: 0.02 Nein 5 Stahl der Erfindung
    Nein 4 Vergleichsstahl
    Nein 5 Stahl der Erfindung
    Tabelle 13-1-6 (Forts.): Plattierungsbenetzbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, Mikrostruktur und Ermüdungslebensdauer jedes Stahls
    Andere Elemente in plattierter Schicht (%) Anwendung von Legierungswärmebehandlung nach Plattierungsbehandlung Bewertungsgrad des Aussehens
    W: 0.005, Co: 0.02 Ja 4 Vergleichsstahl
    W: 0.01, Co: 0.03, Tc: 0.002, Ge: 0.008 Ja 5 Stahl der Erfindung
    Ja 2 Vergleichsstahl
    Ag: 0.01 Ja 5 Vergleichsstahl
    Nein 3 Vergleichsstahl
    Vergleichsstahl
    Vergleichsstahl
    • Anmerkung: Bei den unterstrichenen fettgedruckten Zahlen handelt es sich um die Bedingungen, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegen.
    • * Die Summe des Volumenprozentsatzes jeder Phase beträgt 100 %, und die Phasen, die durch ein optisches Mikroskop kaum beobachtet und identifiziert werden, z. B. Carbide, Oxide, Sulfide usw., gehören zum Volumenprozentsatz der Hauptphase. Da in dem Fall, in dem sich die Hauptphase aus Bainit zusammensetzt, die Struktur sehr fein ist, ist es schwierig, jede Korngröße und den Volumenprozentsatz jeder Phase zu messen.
  • Figure 01300001
  • Figure 01310001
  • Figure 01320001
  • Figure 01330001
  • Figure 01340001
  • Figure 01350001
  • Figure 01360001
  • Figure 01370001
  • Figure 01380001
  • Figure 01390001
  • Figure 01400001
  • Figure 01410001
  • Figure 01420001
  • Figure 01430001
  • Figure 01440001
  • Figure 01450001
  • Figure 01460001
  • Figure 01470001
  • Beispiel für Ausführungsform 3
  • Im folgenden wird die Erfindung auf der Grundlage eines Beispiels für Ausführungsform 3 näher erläutert.
  • Stähle mit chemischen Zusammensetzungen gemäß Tabelle 15 wurden auf die Temperatur von 1200 bis 1250°C erwärmt; die erwärmten Stähle wurden mit einer Gesamtabnahme von mindestens 60 % und einer Temperatur von mindestens 1000°C vorgewalzt; danach wurde das Warmwalzen der Stähle beendet; und die warmgewalzten Stähle wurden abgekühlt und dann bei einer Temperatur von mindestens der Anfangstemperatur der Bainitumwandlung gewickelt, die durch die chemische Zusammensetzung jedes Stahls bestimmt war, gebeizt und zu kaltgewalzten Stahlblechen mit 1,0 mm Dicke kaltgewalzt.
  • Danach wurden die Ac1-Umwandlungstemperatur und die Ac3-Umwandlungstemperatur anhand der Komponenten (in Masse-%) jedes Stahls nach den folgenden Gleichungen berechnet: Ac1 = 723 – 10,7 × Mn% + 29,1 × Si%, Ac3 = 910 – 203 × (C%)1/2 + 44,7 × Si% + 31,5 × Mo% – 30 × Mn% – 11 × Cr% + 400 × Al%.
  • Die Stähle wurden auf die anhand der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac3-Umwandlungstemperatur berechnete Glühtemperatur erwärmt und in der 10 % H2 enthaltenden N2-Atmosphäre gehalten; nach dem Glühen bei Festlegung der höchsten erreichten Temperatur beim Glühen als Tmax (°C) im Temperaturbereich von Tmax – 200°C bis Tmax – 100°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von Tmax/1000 bis Tmax/10°C/s abgekühlt; anschließend im Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur –30°C bis zur Plattierungsbadtemperatur +50°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 100°C/s abgekühlt; dann in das Plattierungsbad getaucht; und 2 bis 200 Sekunden einschließlich der Tauchzeit im Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur –30°C bis zur Plattierungsbadtemperatur +50°C gehalten. Danach wurden als Fe-Zn- Legierungsbehandlung einige der Stahlbleche nach ihrem Plattieren 15 Sekunden bis 20 Minuten im Temperaturbereich von 400 bis 550°C gehalten, und die Fe-Gehalte in den plattierten Schichten wurden so eingestellt, daß sie 5 bis 20 Masse-% betrugen, und ferner wurden sie auf der Nachwalzstraße mit 0,5 bis 2,0 % Abnahme von gewalzt. Die Stahlbleche wurden einem vollflächigen Biegen (R = 1t) und einer zyklischen Korrosionsprüfung nach JASO mit bis zu 150 Zyklen zwecks Bewertung der Korrosionsbeständigkeit in einer chlorhaltigen Umgebung unterzogen, und der Korrosionsfortschritt wurde bewertet. Die Zusammensetzungen der plattierten Schichten wurden durch Lösen der plattierten Schichten in 5 %iger Salzsäurelösung, die einen Inhibitor enthielt, und chemisches Analysieren der Lösung bestimmt, und die Ergebnisse sind in Tabelle 16 dargestellt.
  • Gemäß den Tabellen 16 und 17 lauten bei den erfindungsgemäßen Stählen, die den Ausdruck (3) erfüllen, alle Korrosionsbewertungsgrade 4 oder 5, und Festigkeit und Dehnung sind gut ausgeglichen.
  • Dagegen sind bei den Vergleichsstählen, die nicht die in der Erfindung festgelegten Bereiche erfüllen, aufgrund der Tatsache, daß sie nicht die Festlegungen zu einer Mikrostruktur oder die Festlegungen zu Herstellungsbedingungen erfüllen, die Festigkeit und Dehnung ausnahmslos schlecht ausgeglichen. Bei den Stählen Nr. 3, 13 und 20, die die Vergleichsstähle sind, lauten die Korrosionsbewertungsgrade 4 oder 5. Allerdings ist bei Nr. 13 und 20 der Ausgleich zwischen Festigkeit und Dehnung schlecht, und bei Nr. 3 ist die Zugfestigkeit gering. Weiterhin setzen sich in den Stählen, die in den Bereichen hergestellt sind, die in den Ansprüchen der Erfindung festgelegt sind, die Mikrostrukturen aus den zuvor erwähnten Strukturen zusammen, die Stähle sehen ausgezeichnet aus und haben einen hervorragenden Ausgleich zwischen Festigkeit und Dehnung.
  • Figure 01500001
  • Figure 01510001
  • Figure 01520001
  • Figure 01530001
  • Figure 01540001
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  • Figure 01560001
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  • Figure 01600001
  • Figure 01610001
  • Figure 01620001
  • Figure 01630001
  • Figure 01640001
  • Figure 01650001
  • Figure 01660001
  • Figure 01670001
  • Die Erfindung stellt folgendes bereit: ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech und ein feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit; ein hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit ausgezeichneter Zähigkeit, das Nichtplattierungsfehler und Plattierungshaftung nach starker Verformung verbessert, und ein Verfahren zu ihrer Herstellung; ein hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit; ein hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech mit ausgezeichnetem Aussehen und hervorragender Umformbarkeit, das die Erzeugung von Nichtplattierungsfehlern unterdrückt, und ein Verfahren zu seiner Herstellung; und ein hochfestes feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech und ein hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech, die Nichtplattierungsfehler und Oberflächenfehler unterdrücken und sowohl Korrosionsbeständigkeit, insbesondere Korrosionsbeständigkeit in einer Chlorionen enthaltenden Umgebung, als auch hohe Zähigkeit haben, und ein Verfahren zu ihrer Herstellung.

Claims (12)

  1. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß das galvanisierte Stahlblech oder Galvannealed-Stahlblech mit einer plattierten Schicht in Masse-% enthält: 0,001 bis 0,5 % Al und 0,001 bis 2 % Mn, wobei der Rest aus Zn und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht; und der Si-Gehalt X, Mn-Gehalt Y und Al-Gehalt Z, die im Stahlblech enthalten sind, sowie der Al-Gehalt A und Mn-Gehalt B, die in der plattierten Schicht enthalten sind, die folgende Gleichung 1 und/oder Gleichung 2 erfüllen, wodurch die maximale Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht an der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und einer Grundschicht höchstens 0,5 μm beträgt (der Si-, Mn-, Al-Gehalt im Stahlblech und in der plattierten Schicht ist in Masse-% ausgedrückt): 3 – (X + Y/10 + Z/3) – 12,5 × (A – B) ≥ 0 (1), 0,6 – (Y/18 + X + A) ≥ 0 (2)
  2. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach Anspruch 1, wobei die plattierte Schicht in Masse-% enthält: 0,001 bis 0,5 % Al, 0,001 bis 2 % Mn, 0,0001 bis 1 % Mo und unter 20 % Fe, wobei der Rest aus Zn und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht; und der Al-Gehalt A, Mo-Gehalt B, die in der plattierten Schicht enthalten sind, sowie der Mo-Gehalt C, der im Stahlblech enthalten ist, die folgende Gleichung 3 erfüllen (der Al-, Mo-Gehalt im Stahlblech und in der plattierten Schicht ist in Masse-% ausgedrückt): 100 ≥ (A/3 + B/6)/(C/6) ≥ 0,01 (3).
  3. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Stahlblech SiO2, MnO und/oder Al2O3 mit einem Gesamtflächenprozentsatz von 0,1 bis 70 % im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech bis zur Tiefe von 10 μm enthält und die folgende Gleichung 5 erfüllt ist (MnO, Al2O3 und SiO2 sind der Flächenprozentsatz): (MnO + Al2O3)/SiO2 ≥ 0,1 (5).
  4. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Stahlblech Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO3, La2O3, Ce2O3, CeO2, CaO und/oder MgO mit einem Gesamtflächenprozentsatz von 0,0001 bis 10 % im Bereich von der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und dem Stahlblech bis zur Tiefe von 10 μm enthält.
  5. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei das Stahlblech in seiner Mikrostruktur Ferrit oder Ferrit und Bainit mit 50 bis 97 Volumen-% als Hauptphase sowie Martensit und/oder Austenit mit insgesamt 3 bis 50 Volumen-% als zweite Phase enthält und der Wert, der durch Dividieren der maximalen Tiefe der oxidierten Korngrenzenschicht, die an der Grenzfläche zwischen der plattierten Schicht und der Grundschicht gebildet ist, durch die mittlere Korngröße der Hauptphase in der Mikrostruktur der Grundschicht erhalten wird, höchstens 0,1 beträgt.
  6. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Stahlblech in seiner Mikrostruktur Ferrit oder Ferrit und Bainit mit 50 bis 97 Volumen-% als Hauptphase enthält, der C-Gehalt und Mn-Gehalt, die im Stahlblech enthalten sind, und der Volumenprozentsatz Vγ von Austenit sowie der Volumenprozentsatz Vα von Ferrit und Bainit die folgende Gleichung 4 erfüllen (der C-, Mn-Gehalt im Stahlblech ist in Masse-% und Vγ sowie Vα sind in Vol.-% ausgedrückt): (Vγ + Vα)/Vγ × C + Mn/8 ≥ 2,0 (4).
  7. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei das Stahlblech in Masse-% enthält: C: 0,0001 bis 0,3 %, Si: 0,001 bis 2,5 %, Mn: 0,001 bis 3 %, Al: 0,0001 bis 4 %, P: 0,0001 bis 0,3 %, S: 0,0001 bis 0,1 % und optional einen oder mehrere Bestandteile, die aus den folgenden Elementen ausgewählt sind: Nb, Ti, V, Zr, Hf und Ta mit insgesamt 0,001 bis 1 %, B: 0,0001 bis 0,1 %, Mo: 0,001 bis 5 %, Cr: 0,001 bis 25 %, Ni: 0,001 bis 10 %, Cu: 0,001 bis 5 %, Co: 0,001 bis 5 %, W: 0,001 bis 5 % sowie Y, SEM, Ca, Mg und Ce mit insgesamt 0,0001 bis 1 %, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.
  8. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei die plattierte Schicht in Masse-% ferner einen oder mehrere Bestandteile enthält, die ausgewählt sind aus Ca: 0,001 bis 0,1 %, Mg: 0,001 bis 3 %, Si: 0,001 bis 0,1 %, W: 0,001 bis 0,1 %, Zr: 0,001 bis 0,1 %, Cs: 0,001 bis 0,1 %, Rb: 0,001 bis 0,1 %, K: 0,001 bis 0,1 %, Ag: 0,001 bis 5 %, Na: 0,001 bis 0,05 %, Cd: 0,001 bis 3 %, Cu: 0,001 bis 3 %, Ni: 0,001 bis 0,5 %, Co: 0,001 bis 1 %, La: 0,001 bis 0,1 %, Tl: 0,001 bis 8 %, Nd: 0,001 bis 0,1 %, Y: 0,001 bis 0,1 %, In: 0,001 bis 5 %, Be: 0,001 bis 0,1 %, Cr: 0,001 bis 0,05 %, Pb: 0,001 bis 1 %, Hf: 0,001 bis 0,1 %, Tc: 0,001 bis 0,1 %, Ti: 0,001 bis 0,1 %, Ge: 0,001 bis 5 %, Ta: 0,001 bis 0,1 %, V: 0,001 bis 0,2 % und B: 0,001 bis 0,1 %.
  9. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das galvanisierte Stahlblech oder Galvannealed-Stahlblech durch ein Verfahren mit den folgenden Schritten hergestellt wird: Wiedererwärmen der Gramme oder, sobald sie abgekühlt ist, der Gußbramme, die eine Stahlzusammensetzung nach Anspruch 6 enthält, Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem warmgewalzten Stahlblech und Wickeln desselben, Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs, Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs während 10 sec bis 30 min im Temperaturbereich von mindestens 0,1 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C) bis höchstens Ac3 + 50 (°C); Abkühlen des geglühten Stahlblechs auf den Temperaturbereich von 650 bis 700°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s, Abkühlen des so abgekühlten Stahlblechs auf den Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur bis zur Plattierungsbadtemperatur +100°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1 bis 100°C/s, Halten des so abgekühlten Stahlblechs im Temperaturbereich von der Zinkplattierungsbadtemperatur bis zur Zinkplattierungsbadtemperatur +100°C für 1 bis 3000 Sekunden einschließlich der anschließenden Tauchzeit, Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad und anschließendes Abkühlen des Stahlblechs auf Raumtemperatur.
  10. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das galvanisierte Stahlblech oder Galvannealed-Stahlblech durch ein Verfahren mit den folgenden Schritten hergestellt wird: Wiedererwärmen der Bramme oder, sobald sie abgekühlt ist, der Gußbramme, die eine Stahlzusammensetzung nach Anspruch 6 enthält, auf eine Temperatur von 1180 bis 1250 °C, Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem warmgewalzten Stahlblech und Beenden des Warmwalzens bei einer Temperatur von 880 bis 1100°C sowie Wickeln, Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs, Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs während 10 sec bis 30 min im Temperaturbereich von mindestens 0,1 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C) bis höchstens Ac3 + 50 (°C); Abkühlen des geglühten Stahlblechs auf den Temperaturbereich von 650 bis 700°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 10°C/s, Abkühlen des so abgekühlten Stahlblechs auf den Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur –50°C bis zur Plattierungsbadtemperatur +50°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 100°C/s, anschließendes Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad, Halten des Stahlblechs im Temperaturbereich von der Zinkplattierungsbadtemperatur –50°C bis zur Zinkplattierungsbadtemperatur +50°C für 2 bis 200 Sekunden einschließlich der vorangegangenen Tauchzeit, und anschließendes Abkühlen des Stahlblechs auf Raumtemperatur.
  11. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das galvanisierte Stahlblech oder Galvannealed-Stahlblech durch ein Verfahren mit den folgenden Schritten hergestellt wird: Wiedererwärmen der Bramme oder, sobald sie abgekühlt ist, der Gußbramme, die eine Stahlzusammensetzung nach Anspruch 6 enthält, auf eine Temperatur von 1200 bis 1300 °C, Vorwalzen der wiedererwärmten Bramme mit der Gesamtabnahme von 60 bis 99 % bei einer Temperatur von 1000 bis 1150°C, Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem warmgewalzten Stahlblech und Beenden des Warmwalzens bei einer Temperatur von 880 bis 1100°C sowie Wickeln, Beizen und Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlblechs, Glühen des kaltgewalzten Stahlblechs während 10 sec bis 30 min im Temperaturbereich von mindestens 0,12 × (Ac3 – Ac1) + Ac1 (°C) bis höchstens Ac3 + 50 (°C); Abkühlen des geglühten Stahlblechs, wenn die erreichte Höchsttemperatur beim Glühen als Tmax (°C) definiert ist, auf den Temperaturbereich von Tmax – 200°C bis Tmax – 100°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von Tmax/1000 bis Tmax/10°C/s, Abkühlen des abgekühlten Stahlblechs auf den Temperaturbereich von der Plattierungsbadtemperatur –30°C bis zur Plattierungsbadtemperatur +50°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,1 bis 100°C/s, anschließendes Tauchen des Stahlblechs in das Zinkplattierungsbad, Halten des Stahlblechs im Temperaturbereich von der Zinkplattierungsbadtemperatur –30°C bis zur Zinkplattierungsbadtemperatur +50°C für 2 bis 200 Sekunden einschließlich der vorangegangenen Tauchzeit, und anschließendes Abkühlen des Stahlblechs auf Raumtemperatur.
  12. Hochfestes und hochzähes feuerverzinktes galvanisiertes Stahlblech oder feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit hoher Ermüdungsfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 9 bis 11, wobei das galvanisierte Stahlblech oder Galvannealed-Stahlblech durch die folgenden weiteren Schritte hergestellt wird: Anwenden einer Legierungsbehandlung auf das feuerverzinkte Stahlblech bei einer Temperatur von 300 bis 550°C und Abkühlen desselben auf Raumtemperatur.
DE60220191T 2001-06-06 2002-06-06 Hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech und feuerverzinktes geglühtes stahlblech mit ermüdungsfestigkeit,korrosionsbeständigkeit,duktilität und plattierungshaftung,nach starker verformung und verfahren zu dessen herstellung Expired - Lifetime DE60220191T2 (de)

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JP2002131643 2002-05-07
PCT/JP2002/005627 WO2002101112A2 (en) 2001-06-06 2002-06-06 High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same

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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102010056265B3 (de) * 2010-12-24 2012-05-03 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile

Families Citing this family (64)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1482066B1 (de) * 2002-03-01 2011-05-18 JFE Steel Corporation Oberflächenbehandelte stahlplatte und herstellungsverfahren dafür
FR2844281B1 (fr) * 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
CN1985016B (zh) 2003-01-15 2011-09-14 新日本制铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制备方法
US7695826B2 (en) * 2003-03-31 2010-04-13 Nippon Steel Corporation Alloyed molten zinc plated steel sheet and process of production of same
DE60333400D1 (de) * 2003-05-27 2010-08-26 Nippon Steel Corp Herstellungsverfahren für hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender beständigkeit gegenüber verzögertem bruch nach dem umformen
US20060021682A1 (en) * 2003-11-12 2006-02-02 Northwestern University Ultratough high-strength weldable plate steel
KR101008069B1 (ko) * 2003-12-01 2011-01-13 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 합금화 용융아연 도금강판 제조방법
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
US20080283154A1 (en) 2004-01-14 2008-11-20 Hirokazu Taniguchi Hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and method of production of same
JP5127444B2 (ja) * 2004-03-25 2013-01-23 ポスコ 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法
JP4157522B2 (ja) * 2004-12-28 2008-10-01 サクラテック株式会社 高耐食・高加工性メッキ鋼線、メッキ浴組成物、高耐食・高加工性メッキ鋼線の製造方法、及び金網製品
KR100685037B1 (ko) * 2005-09-23 2007-02-20 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 고장력 소부경화형 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법
KR100958002B1 (ko) * 2007-12-20 2010-05-17 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 내후성 냉연강판 및 그 제조방법
DE102007061489A1 (de) * 2007-12-20 2009-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen von gehärteten Bauteilen aus härtbarem Stahl und härtbares Stahlband hierfür
KR100957959B1 (ko) * 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 내시효성이 향상된 Ｖ-Ｚｒ 첨가형 소부 경화강 및 그제조방법
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101008117B1 (ko) 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법
KR101027250B1 (ko) * 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
CN102428197B (zh) * 2009-05-22 2013-12-11 西门子公司 铁素体马氏体铁基合金，部件和方法
US8876990B2 (en) * 2009-08-20 2014-11-04 Massachusetts Institute Of Technology Thermo-mechanical process to enhance the quality of grain boundary networks
KR101090030B1 (ko) 2009-12-29 2011-12-05 주식회사 포스코 합금화 용융 아연도금 강판의 품질 관리를 위한 내식성 상관인자 선택 방법
ES2705232T3 (es) * 2010-01-29 2019-03-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero y método para fabricar la lámina de acero
KR20130049818A (ko) * 2010-08-30 2013-05-14 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 최종 형태가 스테인리스강인 아연 코팅 탄소강
WO2012168564A1 (fr) 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
JP5906633B2 (ja) * 2011-09-26 2016-04-20 Ｊｆｅスチール株式会社 塗装後耐食性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板
MX2014003713A (es) * 2011-09-30 2014-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero galvanizado, y metodo para fabricarla.
CN103827341B (zh) * 2011-09-30 2016-08-31 新日铁住金株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN103827342B (zh) 2011-09-30 2016-06-22 新日铁住金株式会社 镀覆润湿性及镀覆密合性优良的具备热浸镀锌层的钢板及其制造方法
WO2013047739A1 (ja) * 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
TWI468530B (zh) * 2012-02-13 2015-01-11 新日鐵住金股份有限公司 冷軋鋼板、鍍敷鋼板、及其等之製造方法
JPWO2013132823A1 (ja) * 2012-03-06 2015-07-30 Ｊｆｅスチール株式会社 温間プレス成形方法および自動車骨格部品
KR101705999B1 (ko) * 2012-08-07 2017-02-10 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 성형용 아연계 도금 강판
KR101403076B1 (ko) * 2012-09-03 2014-06-02 주식회사 포스코 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN102839298A (zh) * 2012-09-18 2012-12-26 株洲冶炼集团股份有限公司 一种热镀用锌合金
CN102925751B (zh) * 2012-10-29 2015-07-22 常州大学 一种锌镍钛铝合金
KR101699644B1 (ko) 2012-11-06 2017-01-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
CN102965560A (zh) * 2012-11-20 2013-03-13 无锡康柏斯机械科技有限公司 一种旋盖机
CN103014580B (zh) * 2012-12-25 2014-10-29 常州大学 一种含锆的Super Dyma热浸镀锌合金及其制备方法
KR101482359B1 (ko) * 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
JP5852690B2 (ja) * 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP2993245B1 (de) * 2013-05-01 2018-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfeste stahlplatte mit geringer spezifischer schwerkraft und hervorragenden punktschweissungseigenschaften
BR112015027009A2 (pt) 2013-05-01 2017-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço galvanizado e método para produzir a mesma
US10151020B2 (en) * 2013-07-30 2018-12-11 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel foil
CN103667891A (zh) * 2013-11-08 2014-03-26 张超 一种用于输送含氯根的混酸液体泵的合金钢材料及其制备方法
CN103602855B (zh) * 2013-11-22 2015-09-30 惠州市源宝精密五金压铸有限公司 高韧性高延展性锌合金及其加工方法
CN103602939B (zh) * 2013-11-27 2015-11-18 株洲冶炼集团股份有限公司 一种热镀用锌合金及热镀锌方法
JP5783229B2 (ja) 2013-11-28 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR101560933B1 (ko) * 2013-12-20 2015-10-15 주식회사 포스코 내식성 및 표면외관이 우수한 용융아연합금 도금강판 및 그 제조방법
EP3204530B1 (de) * 2014-10-09 2019-01-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung
CN104498851A (zh) * 2014-12-15 2015-04-08 中国钢研科技集团有限公司 一种在钢铁制件表面镀铝层、镀铝合金层的方法和添加剂
KR101561008B1 (ko) 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN107208206B (zh) 2015-01-15 2019-08-02 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
MX2017009203A (es) * 2015-01-15 2017-11-17 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para producir la misma.
CN107208234B (zh) 2015-01-30 2019-04-16 杰富意钢铁株式会社 高强度镀覆钢板及其制造方法
WO2017196965A1 (en) 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
MX2019001600A (es) * 2016-08-10 2019-06-20 Jfe Steel Corp Lamina de acero, y metodo de produccion para la misma.
TWI655303B (zh) * 2016-10-19 2019-04-01 國立清華大學 含鍺不銹鋼
US10953631B2 (en) 2017-07-31 2021-03-23 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
KR102331003B1 (ko) 2017-07-31 2021-12-01 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판
CN108754335B (zh) * 2018-08-22 2019-09-10 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法
CN109371285B (zh) * 2018-10-24 2021-07-02 国网辽宁省电力有限公司营口供电公司 一种架空导线用钢芯线防腐合金镀层及其制备方法
CN110396686B (zh) * 2019-07-25 2022-05-20 首钢集团有限公司 一种提高钝化膜镀层钢耐腐蚀性能的方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5616625A (en) * 1979-07-19 1981-02-17 Nisshin Steel Co Ltd Manufacture of galvanized hot rolled high tensile steel sheet having excellent machinability
JPS57104657A (en) * 1980-12-23 1982-06-29 Kawasaki Steel Corp Zinc hot dipping method for high tensile steel sheet
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
US5019460A (en) * 1988-06-29 1991-05-28 Kawasaki Steel Corporation Galvannealed steel sheet having improved spot-weldability
JPH0328359A (ja) 1989-06-23 1991-02-06 Kawasaki Steel Corp 溶融アルミニウムめっきクロム含有鋼板の製造方法
JPH0747810B2 (ja) * 1989-07-31 1995-05-24 新日本製鐵株式会社 耐火性に優れた建築用低降伏比溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた建築用鋼材料
JPH0364437A (ja) 1989-07-31 1991-03-19 Kawasaki Steel Corp 溶融アルミニウムめっきクロム含有鋼板の製造方法
JP2761095B2 (ja) * 1990-11-05 1998-06-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH04301060A (ja) * 1991-03-28 1992-10-23 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR960004773B1 (ko) 1991-12-06 1996-04-13 가와사키 세이데츠 가부시키가이샤 용융아연 도금강판의 제조방법
JPH05230608A (ja) * 1992-02-24 1993-09-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 合金化溶融Ｚｎめっき鋼板およびその製造方法
JPH07278772A (ja) * 1994-04-11 1995-10-24 Nippon Steel Corp Ｍｎ含有高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造法
JP2978096B2 (ja) 1995-07-31 1999-11-15 川崎製鉄株式会社 めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP3242303B2 (ja) 1995-09-29 2001-12-25 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN1192126C (zh) 1996-05-31 2005-03-09 川崎制铁株式会社 电镀钢板
JPH1053851A (ja) * 1996-08-12 1998-02-24 Nkk Corp 表面性状の優れた溶融めっき鋼板
JP3468004B2 (ja) * 1997-01-16 2003-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板
JP3619357B2 (ja) 1997-12-26 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法
US6368728B1 (en) * 1998-11-18 2002-04-09 Kawasaki Steel Corporation Galvannealed steel sheet and manufacturing method
JP2000290745A (ja) * 1999-04-06 2000-10-17 Nippon Steel Corp 疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板及びその製造方法
US6312536B1 (en) * 1999-05-28 2001-11-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
AU780763B2 (en) * 2000-09-12 2005-04-14 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot dip plated steel sheet and method for production thereof
CN1169991C (zh) * 2001-10-19 2004-10-06 住友金属工业株式会社 具有优异的可加工性和成型精度的薄钢板及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102010056265B3 (de) * 2010-12-24 2012-05-03 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile
DE102010056265C5 (de) 2010-12-24 2021-11-11 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile

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