DE69930291T2

DE69930291T2 - Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit ausgezeichneter Plattierungshaftung und Preßformbarkeit sowie Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69930291T2
Application number: DE1999630291
Authority: DE
Inventors: Yoshihisa Nippon Steel Corp. Yawata TAKADA; Masayoshi Nippon Steel Corp. YawataW SUEHIRO
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-02-22
Filing date: 1999-12-02
Publication date: 2006-12-21
Anticipated expiration: 2019-12-03
Also published as: KR100441413B1; CA2336373A1; EP1160346A1; JP3990539B2; KR20010085282A; AU1584000A; CN1098936C; CA2336373C; AU744962B2; US6517955B1; ES2255768T3; CN1310770A; DE69930291D1; EP1160346A4; WO2000050658A1; EP1160346B1

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlblech, das als Teil für Kraftfahrzeuge, Konstruktionszwecke, elektrische Geräte usw. von Nutzen ist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung, und insbesondere betrifft sie ein hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit ausgezeichneten Ziehbarkeitseigenschaften zum Preßformen und ausgezeichneter Plattierungshaftung, ein nach Feuerverzinken wärmebehandeltes bzw. Galvannealed-Stahlblech sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung.
Hintergrund der Technik
Derzeitige Forschungen auf dem Gebiet solcher Teile wie Querträger und Längsträger von Kraftfahrzeugen u. ä. zielen u. a. darauf ab, leichteres Gewicht zur Kraftstoffeinsparung zu erreichen, und auf dem Gebiet von Materialien gibt es Fortschritte beim Erzielen höherer Festigkeit auf eine Weise, die Festigkeit gewährleistet, während dünnere Produkte hergestellt werden. Da aber die Preßformbarkeit der meisten Materialien mit zunehmender Festigkeit abnimmt, erfordert die Realisierung solcher leichterer Teile die Entwicklung von Stahlblechen, die sowohl zufriedenstellende Preßformbarkeit als auch hochfeste Eigenschaften haben. Zum Richtwert für die Formbarkeit gehören die Dehnung sowie der n-Wert und r-Wert, die in Zugversuchen erhalten werden, und heutzutage, wo eines der Ziele darin besteht, die Preßschritte durch stärkere Integration zu vereinfachen, ist es wichtig, daß der n-Wert groß ist, was gleichmäßiger Dehnung entspricht.
Dazu wurden warmgewalzte Stahlbleche und kaltgewalzte Stahlbleche entwickelt, die von der umwandlungsinduzierten Plastizität des Restaustenits im Stahl profitieren. Dabei handelt es sich um Stahlbleche, die aus etwa 0,07 bis 0,4 % C, etwa 0,3 bis 2,0 % Si und etwa 0,2 bis 2,5 % Mn als Grundlegierungselemente ohne jegliche teure Legierungselemente bestehen und Restaustenit in der Mikrostruktur durch Wärmebehandlung enthalten, die durch Bainitumwandlung bei einer Innen- und Außentemperatur von 300 bis 450°C nach Glühen im Zweiphasenbereich gekennzeichnet ist; solche Stahlbleche sind z. B. in der JP-A-1-230715 und 2-217425 offenbart. Offenbart sind solche Stahlbleche nicht nur als kaltgewalzte Stahlbleche, die durch Durchlaufglühen hergestellt werden, sondern auch als warmgewalzte Stahlbleche, die man durch Steuern der Abkühlungs- und Wickeltemperatur mit einem Auslaufrollgang erhält, z. B. gemäß der JP-A-1-79345.
Das Plattieren von Kraftfahrzeugteilen macht Fortschritte zwecks Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der äußeren Erscheinung, um höhere Qualität in Kraftfahrzeugen widerzuspiegeln, und derzeit werden verzinkte (galvanisierte) oder Galvannealed-Stahlbleche für die meisten Teile mit Ausnahme von speziellen Innenteilen verwendet. Aus Sicht der Korrosionsbeständigkeit ist es daher wirksam, solche Stahlbleche mit Zn oder Fe-Zn zu beschichten, aber da hochfester Stahl mit einem hohen Si-Gehalt auch einen Oxidationsfilm auf der Stahlblechoberfläche hat, ist er dahingehend problematisch, daß sich winzige nicht plattierte Bereiche beim Feuerverzinken ergeben und daß die Plattierungshaftung umgeformter Bereiche nach Legieren nicht gut ist; allerdings war es bis heute nicht möglicht, Galvannealed-Stahlbleche mit ausgezeichneter Plattierungshaftung an Umformungsbereichen, ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit sowie hoher Festigkeit und hoher Duktilität zu realisieren.
Da z. B. die in der JP-A-1-230715 oder 2-217425 offenbarten Stahlbleche 0,3 bis 2,0 % zugegebenes Si enthalten und von ihrer einzigartigen Bainitumwandlung profitieren, um Restaustenit zu gewährleisten, ist es – sofern keine relativ strikte Steuerung des Abkühlens nach Glühen im Zweiphasen-Temperaturbereich und des Haltens bei einer Innentemperatur von 300 bis 450°C gewahrt bleibt – unmöglich, die beabsichtigte Mikrostruktur zu erhalten, und die resultierende Fes tigkeit und Dehnung liegen außerhalb der Sollbereiche. Während eine solche thermische Vorgeschichte gewerblich mit Durchlaufglühtechnik und im Kaltwalzschritt mit dem Auslaufrollgang nach Warmwalzen realisiert werden kann, wird die Austenitumwandlung bei 450 bis 600°C schnell abgeschlossen, weshalb eine Steuerung für eine besonders kurze Haltezeit bei 450 bis 600°C erforderlich ist. Auch bei 350 bis 450°C variiert die Mikrostruktur erheblich in Abhängigkeit von der Haltezeit, und jede Verschiebung gegenüber Sollbedingungen führt zu einem nur geringen Grad an Festigkeit und Dehnung. Zum Feuerverzinken ist die Haltezeit bei 450 bis 600°C gewöhnlich lang, weshalb diese Technik nicht angewendet werden kann. Zudem besteht ein Problem darin, daß der Einschluß von Si als Legierungselement zu schlechterer Plattierung führt, was den Durchlauf durch die Feuerverzinkungstechnik zur Herstellung eines plattierten Stahlblechs behindert.
Zur Lösung dieser Probleme wurden Stahlbleche mit verbesserten Plattierungseigenschaften durch Beschränkung der Si-Konzentration offenbart, z. B. in der JP-A-5-247586 und JP-A-6-145788. In Übereinstimmung mit solchen Verfahren wird Al statt Si zugegeben, um Restaustenit zu erzeugen. Da aber Al wie Si auch leichter oxidiert wird als Fe, neigen das Al und Si dazu, sich auf der Stahlblechoberfläche als oxidierter Film zu konzentrieren, was es unmöglich macht, ausreichende Plattierungshaftung zu erreichen. Bei einem weiteren Verfahren, das in der JP-A-5-70886 offenbart ist, wird Ni zugegeben, um die Plattierungsbenetzbarkeit zu verbessern. Für dieses Verfahren ist aber nicht die Beziehung zwischen dem Si oder Al, die die Plattierungsbenetzbarkeit behindern, und Ni offenbart.
Weiterhin offenbaren die JP-A-4-333552 und 4-346644 Verfahren, durch die schnelle Erwärmung bei geringer Temperatur nach Ni-Vorplattieren zur Legierungsbehandlung nach Plattieren durch Feuerverzinken durchgeführt wird, als Verfahren zum Galvannealen Si-reicher hochfester Stahlbleche. Da aber diese Verfahren eine Ni-Vorplattierung erfordern, tritt das Problem auf, daß neue Ausrüstung erforderlich wird. Außerdem ermöglichen diese Verfahren kein Zurückhalten von Restaustenit in der abschließenden Mikrostruktur, und dieses Verfahren wird auch nicht erwähnt. Die US-A-5470529 offenbart einen Stahl zum Galvanisieren, in dem bis 1,0 Gew.-%, vorzugsweise bis 0,5 Gew.-% Ni vorhanden sein kann.
Die Erfindung löst die o. g. Probleme und repräsentiert die Entdeckung der Zusammensetzungs- und Mikrostrukturmerkmale eines hochfesten Stahlblechs mit verbesserter Oberflächenkorrosiorsbeständigkeit und ausgezeichneter Plattierungshaftung, wobei es mit Feuerverzinkungstechnik hergestellt werden kann, sowie mit zufriedenstellender Preßformbarkeit.
Offenbarung der Erfindung
Eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, hochfeste feuerverzinkte galvanisierte oder Galvannealed-Stahlbleche mit zufriedenstellender Preßformbarkeit und Plattierungshaftung sowie Verfahren zur rationellen Herstellung der Stahlbleche bereitzustellen.
Im Rahmen der Erfindung wurden sorgfältige Untersuchungen zu Plattierungseigenschaften und Stahlblechkomponenten durchgeführt, um hochfeste galvanisierte oder feuerverzinkte Galvannealed-Stahlbleche und Verfahren zu ihrer Herstellung bereitzustellen, wobei die Erfindung durch Konzentration auf die Stahlblech-Oberflächenschicht zustande kam.
Somit kann die o. g. Aufgabe durch die in den Ansprüchen festgelegten Merkmale gelöst werden.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
1 zeigt eine Beziehung zwischen der notwendigen Ni-Konzentration (%) und der Si-Konzentration (%).
Bevorzugte Ausführungsform der Erfindung
Der Grund für die Grenzwerte der Komponenten der Erfindung besteht darin, ein hochfestes feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech mit zufriedenstellender Preßformbarkeit und Plattierungshaftung bereitzustellen, was nunmehr näher erläutert wird.
C ist ein austenitstabilisierendes Element und wandert von Ferrit zu Austenit im Zweiphasen-Temperaturbereich und Bainitumwandlungs-Temperaturbereich. Als Ergebnis bleiben 2 bis 20 % chemisch stabilisierter Austenit auch nach Abkühlung auf Raumtemperatur vorhanden, was zufriedenstellende Formbarkeit durch umwandlungsinduzierte Plastizität ergibt. Ist unter 0,05 % C vorhanden, wird es schwierig, mindestens 2 % Restaustenit zu gewährleisten, und die gewünschte Aufgabe läßt sich nicht lösen. Die C-Konzentration darf 0,2 % nicht übersteigen, um schlechte Schweißbarkeit zu vermeiden.
Si löst sich nicht in Zementit und verzögert daher die Umwandlung von Austenit zu Zementit bei 350 bis 600°C, da sein steuerndes Verfahren die Diffusion von Si ist, die bei dieser Temperatur sehr langsam verläuft. Die chemische Stabilität von Austenit steigt in dieser Zeit aufgrund beschleunigter C-Konzentration im Austenit, was umwandlungsinduzierte Plastizität bewirkt und es ermöglicht, Restaustenit zu gewährleisten, um zu zufriedenstellender Formbarkeit beizutragen. Liegt die Si-Menge unter 0,2 %, läßt sich dieser Effekt nicht erreichen. Andererseits darf sie nicht größer als 2,0 % sein, da bei höherer Si-Konzentration die Plattierungseigenschaften beeinträchtigt sind.
Mn ist ein austenitstabilisierendes Element, und da es die Zersetzung von Austenit zu Perlit bei Abkühlung auf 350 bis 600°C nach Glühen im Zweiphasen-Temperaturbereich verzögert, fördert es den Einschluß von Restaustenit in der Mikrostruktur bei Oberflächenabkühlung auf Raumtemperatur. Bei unter 0,2 % Zugabe wird es notwendig, die Abkühlungsgeschwindigkeit auf einen Wert zu erhöhen, bei dem gewerbliche Steuerung nicht mehr möglich ist, um die Zersetzung zu Perlit zu hemmen, und eine solche Situation ist inakzeptabel. Andererseits übersteigt es vorzugsweise nicht 2,5 %, da die Bandstruktur ausgeprägter wird und die Eigenschaften beeinträchtigt, während die Punktschweißabschnitte zu Rißbildung in Linsen neigen.
Al kommt als desoxidierendes Material zum Einsatz, da es sich wie Si nicht in Zementit löst und daher die fortlaufende Umwandlung durch Hemmen der Zementitausfällung beim Halten auf 350 bis 600°C verzögert. Da aber sein ferritbildendes Vermögen stärker als Si ist und es daher die Umwandlung in Ferrit beschleunigt, so daß C im Austenit vom Glühzeitpunkt im Zweiphasen-Temperaturbereich selbst für eine sehr kurze Zeit konzentriert wird, was die chemische Stabilität erhöht, liegt nur eine Spurenmenge von formbarkeitsbeeinträchtigendem Martensit in der Mikrostruktur nach Abkühlung auf Raumtemperatur vor. Bei gleichzeitigem Vorhandensein mit Si tritt daher kaum eine Änderung der Festigkeit oder Dehnung in Abhängigkeit von den Haltebedingungen bei 350 bis 600°C auf, weshalb es leicht ist, zufriedenstellende Preßformbarkeit mit hoher Festigkeit zu erreichen. Daher muß mindestens 0,01 % Al zugegeben sein. Zusammen mit Si muß Si + 0,8Al mindestens 0,4 % betragen. Andererseits darf wie im Fall mit Si die Al-Konzentration nicht 1,5 % übersteigen, um Beeinträchtigung der Plattierungshaftung zu vermeiden. Zur Gewährleistung der Plattierungshaftung zusammen mit Si darf Si + 0,8Al nicht größer als 2,0 % sein.
Ni ist das erfindungsgemäß wichtigste Element, und wie Mn ist es ein austenitstabilisierendes Element und verbessert zudem die Festigkeit und Plattierungshaftung. Wie Si und Al löst sich auch Ni nicht in Zementit und verzögert daher die fortlaufende Umwandlung durch Hemmen der Ausfällung von Zementit beim Halten auf 350 bis 600°C. In einem Si- oder Al- haltigen Stahl werden bei Herstellung eines plattierten Stahlblechs in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungslinie Si und Al leichter als Fe oxidiert und dadurch auf der Stahlblechoberfläche konzentriert, was Si- oder Al-Oxide bildet und die Plattierungshaftung reduziert. Daher wurde im Rahmen der Erfindung versucht, diese Reduzierung der Plattierungshaftung trotz der Oberflächenkonzentration von Si oder Al zu verhindern, indem ermöglicht wurde, daß sich statt dessen Ni auf der Oberfläche konzentriert, da es oxidationsbeständiger als Fe ist. Durch Experimente wurde bestimmt, daß ein 0,5-μm-Abschnitt der Stahlblechoberfläche mit der Zn-Schicht während der Plattierungsreaktion reagiert. Zur Verbesserung der Plattierungshaftung reicht es daher aus, die Oberflächenkonzentrationsschicht eines 0,5-μm-Abschnitts der Stahlblechoberfläche zu steuern. Ist das Ni mit 0,73 % oder weniger vorhanden, läßt sich keine zufriedenstellende Plattierungshaftung mit erfindungsgemäßem Stahl erreichen. Beträgt die Ni-Konzentration 5 % oder mehr, übersteigt das Restaustenit 20 %, so daß die Dehnung den Bereich der Erfindung unterschreitet. Als Ergebnis von Experimenten wurde festgestellt, daß zufriedenstellende Plattierungshaftung nur erhalten werden kann, wenn die Ni-Konzentration zusammen mit Si und Al in 0,5 μm der Stahlblechoberfläche mindestens so ist, daß Ni (%) ≥ 1/4 Si + 1/3 Al (%) gilt. Dargestellt ist dies in 1.
P ist ein als Verunreinigung zwangsläufig zum Stahl gehörendes Element, und wie Si, Al und Ni löst er sich nicht in Zementit und verzögert daher die fortlaufende Umwandlung durch Hemmen der Zementitausfällung beim Halten auf 350 bis 600°C. Da aber eine P-Konzentration über 0,03 % die Duktilität des Stahlblechs merklich beeinträchtigt, während sie auch unerwünscht dazu neigt, zu Rissen von Punktschweißabschnitten in Linsen zu führen, ist die P-Konzentration erfindungsgemäß auf unter 0,03 % begrenzt.
Wie P ist S ebenfalls ein Element, das unvermeidbar zum Stahl gehört. Eine hohe S-Konzentration kann zu MnS-Ausfällung führen, wodurch sich geringere Duktilität ergibt, während sie auch unerwünscht dazu neigt, zu Rissen von Punktschweißabschnitten in Linsen zu führen, weshalb die S-Konzentration erfindungsgemäß unter 0,02 % liegt.
Wie Ni ist Cu oxidationsbeständiger als Fe und ein austenitstabilisierendes Element wie Ni und Mn, das auch die Festigkeit und Plattierungshaftung verbessert. Zufriedenstellende Plattierungshaftung läßt sich erreichen, wenn die Ni- und Cu-Konzentration in 0,5 μm der Stahlblech-Oberflächenschicht zusammen mit Si und Al so ist, daß Ni + Cu (%) ≥ 1/4 Si + 1/3 Al (%) gilt. Eine Cu-Konzentration von 2,0 % oder mehr kann Cu-Ausfällungen erzeugen, was die Materialqualität beeinträchtigt und der Aufgabe der Erfindung entgegen wirkt. Aus Sicht einer Verhinderung von Wärmerissen durch Cu bei Cu-Zugabe lautet die Beziehung vorzugsweise Cu (%) < 3 × Ni (%).
B ist liegt gemeinsam mit Cu vor und senkt den Umwandlungspunkt, um die Zementitausfällung zu hemmen und den Volumenprozentsatz von Restaustenit durch Verzögern des Umwandlungsfortschritts zu erhöhen. Kein ausreichender Effekt läßt sich erreichen, wenn die B-Konzentration 0,0002 % oder weniger beträgt. Die Obergrenze für B ist aufgrund der Konzentra tion festgelegt, bei der die Wirtschaftlichkeit beeinträchtigt ist, und diese Obergrenze ist mit 0,01 % bestimmt. Um die Wirkung von B und Cu zusammen aufzuzeigen, müssen B und Cu eine Beziehung haben, die die Ungleichung B × Cu (%) ≥ 0,00005 (%) erfüllt. Um eine stärkere Wirkung zu haben, lautet die Beziehung vorzugsweise B × Cu (%) ≥ 0,00008 (%).
Die Plattierungshaftung läßt sich auch verbessern, indem eine weitere Spezies ähnlich wie Ni und Cu zugegeben wird, die oxidationsbeständiger als Fe ist, z. B. Sn oder Co. Zufriedenstellende Plattierungshaftung kann erreicht werden, wenn die Ni-, Cu-, Sn- und Co-Konzentration in 0,5 μm der Stahlblechoberfläche zusammen mit Si und Al mindestens so ist, daß Ni + Cu (%) ≥ 1/4 Si + 1/3 Al (%) gilt. Eine höhere Sn-Konzentration führt zu Wärmerissen auf Sn-Basis, weshalb sie auf unter 0,3 % begrenzt ist. Co ist ein teures Metall, weshalb seine Obergrenze 0,3 % beträgt.
Mo, Cr, V, Ti, Nb, B, W, O, Zn und As sind Elemente, die die Festigkeit erhöhen, während Seltenerdmetalle (REM), Ca, Zr und Mg Elemente sind, die zufriedenstellende Dehnung durch Kombinieren mit S zur Verringerung von Einschlüssen sichern und N ist ein austenitstabilisierendes Element; die bedarfsweise Zugabe eines oder mehrerer der folgenden Bestandteile steht dem Kern der Erfindung nicht entgegen: Mo < 0,5 %, Cr < 1 %, V < 0,3 %, Ti < 0,06 %, Nb < 0,06 %, B < 0,01 %, REM < 0,05 %, Ca < 0,05 %, Zr < 0,05 %, Mg < 0,05 %, Zn < 0,02 %, W < 0,05 %, As < 0,02 %, N < 0,03 % und O < 0,05 %. Die Effekte dieser Elemente sättigen sich jenseits der o. g. Obergrenzen, weshalb zusätzliche Zugabe nur die Kosten erhöht.
Das Stahlblech der Erfindung weist die zuvor beschriebenen Grundkomponenten auf, aber dem Hauptpunkt der Erfindung steht nicht entgegen, wenn andere Elemente zusätzlich zu diesen und Fe vorhanden sind, z. B. Ta, Te, Be, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Au, Cd, Hg, Ge, Pb, Sb, Bi, Se und Te, die gewöhnlich zwangsläufig zum Stahl gehören, und diese Elemente können insgesamt mit bis zu 0,01 % zugegeben sein.
Die Duktilität des Stahlblechs der Erfindung als Fertigerzeugnis wird vom Volumenprozentsatz von Restaustenit im Produkt bestimmt. Obwohl der Restaustenit in der Mikrostruk tur bei fehlender Verformung stabil vorhanden ist, wandelt ihn ausgeübte Verformung im Martensit um, was zu umwandlungsinduzierter Plastizität führt, wodurch sich zufriedenstellende Formbarkeit mit hoher Festigkeit ergibt. Liegt der Volumenprozentsatz von Restaustenit unter 2 %, ist die Wirkung nicht klar erkennbar. Übersteigt dagegen der Volumenprozentsatz von Restaustenit 20 %, kann eine große Martensitmenge im Preßformzustand in Fällen von extrem starker Umformung vorhanden sein, was Probleme im Hinblick auf sekundäre Umformbarkeit oder Schlagzähigkeit verursachen kann; erfindungsgemäß liegt daher der Volumenprozentsatz von Restaustenit nicht über 20 %. Zur Struktur gehören auch Ferrit, Bainit, Martensit und Carbide.
Erfindungsgemäß hat das Stahlblech eine Zn-Plattierungsschicht oder eine Zn-Legierungsplattierungsschicht, was im folgenden erläutert wird.
Die Zn-Plattierungsschicht weist ≤ 1 % Al sowie fallabhängig mindestens einen Bestandteil aus folgenden auf: Mn < 0,02 %, Pb < 0,01 %, Fe < 0,2 %, Sb < 0,01 %, Ni < 3,0 %, Cu < 1,5 %, Sn < 0,1 %, Co < 0,1 %, Cd < 0,01 % und Cr < 0,05 %, wobei der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen sind. Der Al-Gehalt der Plattierung ist auf höchstens 1 % begrenzt, da bei Übersteigen eines Al-Gehalts von 1 % das abgesonderte Al eine lokale Batterie in der Plattierung bildet, was die Korrosionsbeständigkeit beeinträchtigt. Sind Mn, Pb, Fe, Sb, Ni, Cu, Sn, Co, Cd und Cr in hohen Mengen vorhanden, ist die Kantenkorrosionsbeständigkeit beeinträchtigt, weshalb diese Bestandteile wie folgt begrenzt sind: Mn < 0,02 %, Pb < 0,01 %, Fe < 0,2 %, Sb < 0,01 %, Ni < 3,0 %, Cu < 1,5 %, Sn < 0,1 %, Co < 0,1 %, Cd < 0,01 % und Cr < 0,05 %.
Die Zn-Legierungsplattierungsschicht weist 8 bis 15 Fe, ≤ 1 % Al sowie fallabhängig mindestens einen Bestandteil aus folgenden auf: Mn < 0,02 %, Pb < 0,01 %, Sb < 0,01 %, Ni < 3,0 %, Cu < 1,5 %, Sn < 0,1 %, Co < 0,1 %, Cd < 0,01 % und Cr < 0,05 %, wobei der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen sind. Der Fe-Gehalt der Plattierung ist auf mindestens 8 % begrenzt, da unter 8 % die chemischen Behandlungs- (Phosphatbehandlungs-) Eigenschaften und die Beschichtungshaftung schlechter sind. Außerdem ist der Fe-Gehalt auf höchstens 15 % begrenzt, da es bei über 15 % zum Überlegieren kommt und die Plattierungshaftung der umgeformten Profile schlechter ist. Der Al-Gehalt der Plattierung ist auf höchstens 1 % begrenzt, da bei über 1 % Al-Gehalt das abgesonderte Al eine lokale Batterie in der Plattierung bildet, was die Korrosionsbeständigkeit beeinträchtigt. Sind Mn, Pb, Sb, Ni, Cu, Sn, Co, Cd und Cr in hohen Mengen vorhanden, ist die Kantenkorrosionsbeständigkeit beeinträchtigt, weshalb diese Bestandteile wie folgt begrenzt sind: Mn < 0,02 %, Pb < 0,01 %, Sb < 0,01 %, Ni < 3,0 %, Cu < 1,5 %, Sn < 0,1 %, Co < 0,1 %, Cd < 0,01 % und Cr < 0,05 %.
Die Zn-Plattierungsschicht und Zn-Legierungsplattierungsschicht der Erfindung entsprechen der o. g. Beschreibung, können aber auch andere Verunreinigungen enthalten.
Während ferner die Dicke der Zn-Legierungsplattierungsschicht keinen besonderen Einschränkungen unterliegt, beträgt sie aus Sicht der Korrosionsbeständigkeit vorzugsweise mindestens 0,1 μm und aus Sicht der Umformbarkeit vorzugsweise höchstens 15 μm.
Im folgenden werden das feuerverzinkte Stahlblech der Erfindung und ein Verfahren zur Herstellung eines feuerverzinkten Galvannealed-Stahlblechs der Erfindung erläutert.
Erhalten läßt sich das feuerverzinkte Stahlblech der Erfindung durch Gießen und Verfestigen eines Stahlblechs, das die zuvor erläuterten Bedingungen für die Komponentenzusammensetzung erfüllt, sowie anschließendes mindestens 45-minütiges Erwärmen bei mindestens 1150°C, Warmwalzen und Wickeln bei 400 bis 780°C und anschließende Entzunderungsbehandlung, Kaltwalzen mit einer Abnahme von 35 bis 85 %, anschließendes 10-sekündiges bis 6-minütiges Glühen im Zweiphasen-Temperaturbereich von 650 bis 900°C, Abkühlen auf 350 bis 500°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2 bis 200°C/s, weiteres fallabhängiges, bis zu 5-minütiges Halten in diesem Temperaturbereich und abschließendes Feuerverzinken und Abkühlen auf unter 250°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s.
Erhalten läßt sich ein feuerverzinktes Galvannealed-Stahlblech der Erfindung durch Gießen und Verfestigen eines Stahlblechs, das die zuvor erläuterten Bedingungen für die Komponentenzusammensetzung erfüllt, sowie anschließendes mindestens 45-minütiges Erwärmen bei mindestens 1150°C, Warmwalzen und Wickeln bei 400 bis 780°C und anschließende Entzunderungsbehandlung, Kaltwalzen mit einer Abnahme von 35 bis 85 %, anschließendes 10-sekündiges bis 6-minütiges Glühen im Zweiphasen-Temperaturbereich von 650 bis 900°C, Abkühlen auf 350 bis 500°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2 bis 200°C/s, weiteres fallabhängiges, bis zu 5-minütiges Halten in diesem Temperaturbereich und abschließendes Feuerverzinken und weiteres 5-sekündiges bis 1-minütiges Halten in einem Temperaturbereich von 450 bis 600°C vor Abkühlen auf unter 250°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s.
Nachstehend werden die Gründe für jede dieser Herstellungsbedingungen erläutert.
Die Haltetemperatur und Haltezeit nach Gießen und Erstarren sind wichtig, um die Ni-Konzentration des Oberflächenschichtabschnitts des Stahlblechs vor dem Plattieren zu erhöhen. Da Ni oxidationsbeständiger als Fe ist, wird Ni nicht in den durch Erwärmen erzeugten Oxidationszunder eingebaut und konzentriert sich daher in der Oberflächenschicht des Stahlblechs. Das konzentrierte Ni verbleibt auch nach Kaltwalzen, was die Plattierungseigenschaften verbessert. Für die Beziehung zwischen Ni, Si und Al in einer 0,5-μm-Stahlblech-Oberflächenschicht zur Erfüllung von Ni (%) ≥ 1/4 Si + 1/3 Al (%) ist es notwendig, daß die Erwärmungstemperatur mindestens 1150°C und die Haltezeit bei mindestens 1150°C mindestens 45 Minuten betragen.
Auch die Wickeltemperatur nach Warmwalzen ist von Bedeutung, um die Ni-Konzentration des Oberflächenabschnitts des Stahlblechs vor dem Plattieren zu erhöhen. Ni wird auch nicht in den nach Wickeln erzeugten Oxidationszunder eingebaut, wodurch er sich in der Stahlblech-Oberflächenschicht konzentriert und die Plattierungseigenschaften verbessert. Beim Wickeln von solchem Stahlblech wie einem erfindungsgemäßen Stahlblech bei niedriger Temperatur ist die Ni-Konzentration unzureichend, was zu Problemen mit der Zn-Plattierungshaftung führt, während es zu Härtung an verbrannten Abschnitten kommt, was die anschließende Zunderentfernung durch Säurewäsche usw. und das Kaltwalzen kompliziert macht. Erfolgt umgekehrt das Wickeln bei hoher Temperatur, wird die Zn-Plattierungsfähigkeit verbessert, und der Zementit wird gröber und weicher, was die Säurewäsche und das Kaltwalzen erleichtert, wobei aber dann zu lange Zeit zum erneuten Lösen des Zementits beim Glühen erforderlich ist, so daß kein ausreichender Austenit zurückbehalten wird. Folglich wurde bestimmt, daß das Wickeln nach Warmwalzen bei 400 bis 780°C durchgeführt werden muß, um solche Nachteile zu vermeiden. Da aber die Säurewäsche und das Kaltwalzen warmgewalzter Stahlbleche vorteilhaft möglichst einfach sein sollen, beträgt die Wickeltemperatur vorzugsweise 550 bis 750°C.
Dem Warmwalzen folgt Entzundern, wobei aber das Entzunderungsverfahren keinen speziellen Beschränkungen unterliegt.
Liegt die Abnahme beim Kaltwalzen unter 35 %, ist die Struktur nicht ausreichend fein, weshalb die Duktilität infolge von unzureichendem Restaustenit im anschließenden Glühschritt schlecht ist. Übersteigt dagegen die Abnahme 85 %, ist die Walzmaschine zu stark belastet, weshalb die optimale Abnahme beim Kaltwalzen mit 35 bis 85 % bestimmt wurde.
Beim Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlblechs nach Kaltwalzen erfolgt die Erwärmung zunächst in einem Temperaturbereich vom Ac1-Umwandlungspunkt zum Ac3-Umwandlungspunkt, um eine zweiphasige Mikrostruktur herzustellen [Ferrit + Austenit]. Liegt die Erwärmungstemperatur hierbei unter 650°C, ist zu viel Zeit zum erneuten Lösen des Zementits erforderlich, und nur eine geringe Austenitmenge ist vorhanden, weshalb die Untergrenze für die Erwärmungstemperatur 650°C beträgt. Ist die Erwärmungstemperatur zu hoch, wird der Volumenprozentsatz von Austenit zu groß, und die C-Konzentration des Austenits ist reduziert, weshalb die Obergrenze für die Erwärmungstemperatur 900°C beträgt. Ist die Haltezeit zu kurz, sind in der Tendenz mehr nicht gelöste Carbide vorhanden, und die Austenitmenge ist reduziert. Bei Verlängerung der Haltezeit haben die Kristallkörner eine Tendenz zur Vergröberung, was zu einem schlechteren Festigkeits-Duktilitäts-Gleichgewicht führt. Erfindungsgemäß ist daher die Haltezeit mit 10 Sekunden bis 6 Minuten festgelegt.
Nach Halten auf Glühtemperatur werden die Stahlbleche auf 350 bis 500°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2 bis 200°C/s abgekühlt. Damit wird bezweckt, den durch Erwärmung im Zweiphasenbereich erzeugten Austenit direkt in den Bainitumwandlungsbereich ohne Umwandlung in Perlit zu überführen, so daß durch anschließende Behandlung die gewünschte Mikrostruktur und die gewünschten Eigenschaften erhalten werden. Liegt die Abkühlungsgeschwindigkeit hierbei unter 2°C/s, wandelt sich der meiste Austenit beim Abkühlen in Perlit um, so daß die Restaustenitmenge nicht gewährleistet werden kann. Übersteigt die Abkühlungsgeschwindigkeit 200°C/s, schwankt die Abkühlungsendtemperatur stark in Breitenrichtung und Längenrichtung, was die Herstellung eines gleichmäßigen Stahlblechs unmöglich macht.
Dem kann sich fallabhängig ein bis zu 5-minütiges Halten in einem Bereich von 350 bis 500°C anschließen. Das Halten auf dieser Temperatur vor Zn-Plattieren beschleunigt die Bainitumwandlung und ermöglicht eine Stabilisierung von Restaustenit mit konzentriertem C, damit die Herstellung eines Stahlblechs mit sowohl Festigkeit als auch Dehnung stabiler sein kann. Ist die Abkühlungsendtemperatur aus dem Zweiphasenbereich eine Temperatur über 500°C, führt das anschließende Temperaturhalten zu Zersetzung von Austenit zu Carbiden, so daß kein Austenit zurückbleiben kann. Liegt die Endtemperatur der Abkühlung unter 350°C, geht der größere Teil des Austenits in Martensit über, weshalb trotz höherer Festigkeit die Preßformbarkeit schlechter ist, während die Stahlblechtemperatur beim Zn-Plattieren erhöht werden muß, was die Einwirkung größerer Wärmeenergie erfordert und nicht rationell ist. Übersteigt die Haltezeit 5 Minuten, leiden sowohl die Festigkeit als auch die Preßformbarkeit infolge von Ausfällung von Carbiden und Verlust von nicht umgewandelten Austenit durch Erwärmung nach Zn-Plattieren, weshalb die Haltetemperatur auf höchstens 5 Minuten begrenzt ist.
Zur Herstellung eines feuerverzinkten Stahlblechs schließt sich an das Plattieren eine Abkühlung auf unter 250°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s an. Dies beschleunigt die Bainitumwandlung beim Zn-Plattieren, was eine Mikrostruktur mit einer Kombination aus praktisch carbidfreiem Bainit und Restaustenit, in dem C, der aus diesen Abschnitten verdrängt wurde, konzentriert und der Ms-Punkt unter Raumtemperatur gefallen ist, sowie Ferrit erzeugt, der während der Erwärmung im Zweiphasenbereich gereinigt ist; als Ergebnis stehen sowohl hohe Festigkeit als auch Formbarkeit. Ist folglich die Abkühlungsgeschwindigkeit nach Halten langsamer als 5°C/s oder übersteigt die Abkühlungsendtemperatur 250°C, fällt der Austenit mit konzentriertem C nach Abkühlung auch Carbid aus und zersetzt sich zu Bainit, so daß das gewünschte Ziel infolge einer reduzierten Restaustenitmenge zur Verbesserung der Umformbarkeit durch umwandlungsinduzierte Plastizität nicht erreicht werden kann. Um eine größere Restaustenitmenge zu belassen, ist eine Haltezeit unter 5 Minuten in einem Temperaturbereich von 350 bis 400°C nach Plattieren durch Feuerverzinken bevorzugt.
Zur Herstellung eines feuerverzinkten Galvannealed-Stahlblechs folgt dem Feuerverzinken ein 5-sekündiges bis 1-minütiges Halten in einem Temperaturbereich von 450 bis 600°C, gefolgt von Abkühlung auf unter 250°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s. Dies dient der Legierungsreaktion zwischen Fe und Zn und geschieht auch aus Strukturerwägungen. Mit dem erfindungsgemäßen Stahl, der auch Si oder Al enthält, läßt sich die Tatsache nutzen, daß die Umwandlung von Austenit in Bainit in zwei Stufen getrennt ist, um eine Struktur mit einer Kombination aus praktisch carbidfreiem Bainit und Restaustenit, in dem C, der aus diesen Abschnitten verdrängt wurde, konzentriert und der Ms-Punkt unter Raumtemperatur gefallen ist, sowie Ferrit zu realisieren, der während der Erwärmung im Zweiphasenbereich gereinigt ist, wodurch sowohl hohe Festigkeit als auch Formbarkeit erreicht werden. Übersteigt die Haltetemperatur 600°C, wird Perlit erzeugt, weshalb Restaustenit fehlt, während sich die Legierungsreaktion fortsetzt, was zu einer übermäßigen Fe-Konzentration über 15 % in der Plattierung führt. Liegt andererseits die Erwärmungstemperatur unter 450°C, ist die Legierungsreaktionsgeschwindigkeit der Plattierung verlangsamt, so daß die Fe-Konzentration der Plattierung geringer ist. Ferner ist bei einer Haltezeit unter 5 Sekunden die Bainiterzeugung unzureichend, und die C-Konzentration im nicht umgewandelten Austenit reicht ebenfalls nicht aus, so daß Martensit bei der Abkühlung erzeugt wird, was die Formbarkeit beeinträchtigt, während die Legierungsreaktion der Plattierung auch unzureichend ist. Ist die Haltezeit länger als eine Minute, wird die Plattierung überlegiert, was in der Tendenz zur Ablösung der Plattierung bei Formgebung führt. Ist die Abkühlungsgeschwindigkeit nach Halten langsamer als 5°C/s, setzt sich die Bainitumwandlung fort, wenn die Abkühlungsendtemperatur über 250°C liegt, und auch der Austenit mit konzentriertem C infolge der vorherigen Reaktion fällt Carbid aus und zerfällt zu Bainit, so daß das gewünschte Ziel infolge einer reduzierten Restaustenitmenge zur Verbesserung der Umformbarkeit durch umwandlungsinduzierte Plastizität nicht erreicht werden kann.
Vorzugsweise liegt die Temperatur beim Feuerverzinken zwischen der Schmelztemperatur des Plattierungsbads und 500°C. Liegt sie über 500°C, wird der Dampf aus dem Plattierungsbad bis zu dem Punkt zu stark, daß die Handhabbarkeit behindert ist. Wenngleich der Erwärmungsgeschwindigkeit auf die Haltetemperatur nach dem Plattieren keine speziellen Beschränkungen auferlegt zu werden brauchen, beträgt sie aus Sicht der Plattierungsstruktur und Stahlmikrostruktur vorzugsweise 3°C/s.
Die Erwärmungstemperaturen und Abkühlungstemperaturen für jeden zuvor beschriebenen Schritt brauchen nicht konstant zu sein, solange sie in den festgelegten Bereichen liegen, und bei Schwankungen innerhalb dieser Bereiche kommt es zu keiner Beeinträchtigung, sondern oft zur Verbesserung der Eigenschaften des Endprodukts.
Zur weiteren Verbesserung der Plattierungshaftung kann eine einfache oder zusammengesetzte bzw. Mehrschichtplattierung aus Ni, Cu, Co oder Fe auf dem Stahlblech vor dem Plat tierungsglühen nach Kaltwalzen vorgesehen werden. Zur noch stärkeren Verbesserung der Plattierungshaftung kann die Atmosphäre beim Stahlblechglühen so eingestellt sein, daß die Stahlblechoberfläche zur Reinigung der Stahlblechoberfläche vor dem Plattieren erst oxidiert und dann reduziert wird. Unproblematisch ist auch die weitere Verbesserung der Plattierungshaftung durch Säurewäsche oder Polieren vor dem Glühen, um Oxide von der Stahlblechoberfläche zu entfernen. Eine solche Behandlung kann die Plattierungshaftung stark erhöhen.
Beispiele
Stahl mit den in Tabelle 1 aufgeführten Komponenten wurde unter den Bedingungen gemäß Tabelle 2 warmgewalzt, kaltgewalzt, geglüht und plattiert sowie anschließend mit 0,6 % nachgewalzt, um Stahlbleche herzustellen. An den hergestellten Stahlblechen erfolgten ein Zugversuch, ein Restaustenit-Meßversuch, ein Schweißversuch, eine Analyse des 0,5-μm-Abschnitts der Stahlblech-Oberflächenschicht, eine Bewertung des Plattierungsvermögens, eine Bewertung der Plattierungshaftung sowie eine Konzentrationsmessung der Plattierungsschicht gemäß der nachfolgenden Erläuterung.
Der „Zugversuch" war ein gewöhnlicher Temperaturzugversuch, durchgeführt an einem Zugversuchsstreifen Nr. 5 nach JIS mit einer Meßdicke von 50 mm und einer Zuggeschwindigkeit von 10 mm/min.
Der „Restaustenit-Meßversuch" war eine Messung durch das sogenannte "5-Peak"-Verfahren, wodurch 1/4 Innenschicht der Blechdicke von der Oberflächenschicht chemisch poliert wird und die α-Fe- und γ-Fe-Intensität durch Röntgenanalyse mit Hilfe einer Mo-Röhre bestimmt werden.
Der „Schweißversuch" wurde durch Punktschweißen unter folgenden Bedingungen durchgeführt: Schweißstrom 10 kA, ausgeübter Druck 220 kg, Schweißzeit 12 Zyklen, Elektrodendurchmesser 6 mm, Elektrodenform kuppelförmig, Spitze 6Φ-40R, und es wurde die Anzahl kontinuierlicher Schweißpunkte bis zu dem Punkt bewertet, an den der Linsendurchmesser unter 4t fiel (t: Blechdicke). Folgender Bewertungsmaßstab galt: O > 1000 kontinuierliche Schweißpunkte, Δ 500 bis 1000 kontinuierliche Schweißpunkte, • < 500 kontinuierliche Schweißpunkte. Festlegungsgemäß galten O als akzeptabel und Δ/• als inakzeptabel.
Die „Analyse des 0,5-μm-Abschnitts der Stahlblech-Oberflächenschicht" basierte auf zwei Arten: Messung durch EPMA-Analyse eines 0,5-μm-Stahlblechabschnitts an der Plattierungs-/Blech-Grenzfläche eines Querschnitts des plattierten Stahlblechs sowie EDS-Analyse durch TEM-Beobachtung einer durch das FIB-Verfahren hergestellten Probe. Für die Messung wurde eine Standardprobe verwendet, um eine Kalibrierkurve zu erstellen. Zwischen den Messungen gab es praktisch keinen Unterschied.
Das „Plattierungsvermögen" wurde bestimmt durch Sichtbeurteilung des Zustands etwaiger nicht plattierter Abschnitte auf der Außenseite des plattierten Stahlblechs, und die Bewertung basierte auf folgendem Maßstab:
: ≤ 3/dm², O 4 bis 10/dm², Δ:11 bis 15/dm², •:≥ 16/dm². Festlegungsgemäß galten
als akzeptabel und Δ/• als inakzeptabel.
Die Bestimmung der „Plattierungshaftung" erfolgte mit Hilfe eines Bandversuchs am plattierten Stahlblech nach einem 60°-V-Biegeversuch, und die Bewertung beruhte auf folgendem Maßstab:
Schwärzung im Bandversuch (%)
Bewertung:
... 0 bis < 10
Bewertung: O ... 10 bis < 20
Bewertung: Δ ... 20 bis < 30
Bewertung: • ... ≥ 30
(
akzeptabel und Δ/• inakzeptabel)
Die „Konzentrationsmessung der Plattierungsschicht" erfolgte durch ICP-Emissionsanalyse nach Lösen der Plattierungsschicht in 5 %iger Salzsäure, die einen Inhibitor auf Aminbasis enthielt.
Die Ergebnisse der Versuche zur Leistungsbewertung sind in den Tabellen 3 und 4 dargestellt. Proben 1 bis 23 der Erfindung waren feuerverzinkte Stahlbleche und feuerverzinkte Galvannealed-Stahlbleche mit 2 bis 20 % Restaustenit, einer Gesamtdehnung von mindestens 30 % auch bei 550 MPa oder mehr, zufriedenstellender hoher Festigkeit sowie Preßformbarkeit, mit zufriedenstellenden Plattierungseigenschaften sowie zufriedenstellender Schweißbarkeit. Dagegen hatten Proben 24 und 25 geringe C-Konzentrationen, Proben 26 und 27 hatten hohe C-Konzentrationen, Proben 28 und 29 hatten geringe Si-Konzentrationen, Proben 30 und 31 hatten hohe Si-Konzentrationen, Proben 32 und 33 hatten geringe Al-Konzentrationen, Proben 34 und 35 hatten hohe Al-Konzentrationen, Proben 36 und 37 erfüllten nicht die Beziehung zwischen Si und Al im Stahl, Proben 38 und 39 erfüllten nicht die Beziehung für die Konzentrationen in 0,5 μm der Stahlblechoberfläche, Proben 40 und 41 hatten geringe Mn-Konzentrationen, Proben 42 und 43 hatten hohe Mn-Konzentrationen, Proben 44 und 45 hatten hohe P-Konzentrationen, Proben 46 und 47 hatten hohe S-Konzentrationen, Proben 48 und 49 hatten geringe Ni-Konzentrationen, Proben 50 und 51 hatten hohe Ni-Konzentrationen, Proben 52 und 53 hatten hohe Cu-Konzentrationen und Proben 54 und 55 hatten hohe Al-Konzentrationen in den Plattierungen; diese erfüllten nicht die Restaustenitmenge, Kombination aus hoher Festigkeit und Preßformbarkeit, Plattierungseigenschaften und Schweißbarkeit, und die Aufgabe der Erfindung wurde nicht gelöst.
Auch mit erfindungsgemäßem Stahl führt jedes Problem mit jeder der Behandlungsbedingungen dazu, daß nicht alle Bedingungen für die Restaustenitmenge, Kombination aus hoher Festigkeit und Preßformbarkeit, Plattierungseigenschaften und Schweißbarkeit erfüllt sind, und die Aufgabe der Erfindung kann nicht gelöst werden.

Tabelle 3
Tabelle 3 (Fortsetzung)

Anmerkung: Die unterstrichenen Werte in den Tabellen sind jene, die außerhalb der Bereiche der Erfindung liegen. Mit "Vgl.*" sind Proben mit schlechtem Festigkeits-/Duktilitäts-Gleichgewicht bezeichnet, die nicht die Aufgabe der Erfindung lösten. Die bei Sn und Co mit "–" bezeichneten Proben sind jene, bei denen der Stahl kein Sn oder Co enthielt, weshalb diese Elemente nicht gemessen wurden.

Anmerkung: Die unterstrichenen Werte in den Tabellen sind jene, die außerhalb der Bereiche der Erfindung liegen. Mit "Vgl.*" sind Proben mit schlechtem Festigkeits-/Duktilitäts-Gleichgewicht bezeichnet, die nicht die Aufgabe der Erfindung erfüllten. Die bei Sn und Co mit "–" bezeichneten Proben sind jene, bei denen der Stahl kein Sn oder Co enthielt, weshalb diese Elemente nicht gemessen wurden.

Gewerbliche Anwendbarkeit
Wie zuvor erläutert, werden erfindungsgemäß hochfeste feuerverzinkte und feuerverzinkte Galvannealed-Stahlbleche mit zufriedenstellender Preßformbarkeit und Plattierungshaftung sowie ein Verfahren zur rationellen Herstellung der Stahlbleche bereitgestellt.

Claims

Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit ausgezeichneter Plattierungshaftung und Preßformbarkeit, wobei das Stahlblech in Gewichtsprozent enthält: C: 0,05 bis 0,2 %, Si: 0,2 bis 2,0 %, Mn: 0,2 bis 2,5 %, Al: 0,01 bis 1,5 %, Ni: 0,73 bis 5,0 %, P: < 0,03 % und S: < 0,02 %, optional einen oder mehrere Bestandteile, die aus folgenden ausgewählt sind: Cu: < 0,2 %, B: 0,0002 bis 0,01 %, Co: < 0,3 %, Sn: < 0,3 %, Mo: < 0,5 %, Cr: < 1 %, V: < 0,3 %, Ti: < 0,06 %, Nb: < 0,06 %, Seltenerdmetalle < 0,05 %, Ca: < 0,05 %, Zr: < 0,05 %, Mg: < 0,05 %, Zn: < 0,02 %, W: < 0,05 %, As: < 0,02 %, N: < 0,03 % und O: < 0,05 %, wobei die Beziehung zwischen Si und Al so ist, daß 0,4 (%) ≤ Si + 0,8 Al (%) ≤ 2,0 % gilt, und der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei der Volumenprozentsatz von Restaustenit im Stahlblech 2 bis 20 % beträgt und wobei die Stahlblechoberfläche, in der die Beziehung zwischen Ni, Cu, Co, Sn und Si, Al in 0,5 μm der Stahlblech-Oberflächenschicht so ist, daß Ni + Cu + Co + Sn (%) ≥ 1/4 Si + 1/3 Al (%) gilt, eine Zn-Plattierungsschicht hat, die aufweist: Al: ≤ 1 %, optional Fe: 8 bis 15 % sowie optional einen oder mehrere Bestandteile, ausgewählt aus Mn: < 0,02 %, Pb: < 0,01 %, Fe: < 0,2 %, wenn die optionalen 8 bis 15 % Fe nicht in der Zn-Plattierungsschicht enthalten sind, Sb: < 0,01 %, Ni: < 3,0 %, Cu: < 1,5 %, Sn: < 0,1 %, Co: < 0,1 %, Cd: < 0,01 % und Cr: < 0,05 %, wobei der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen sind.
Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit ausgezeichneter Plattierungshaftung und Preßformbarkeit nach Anspruch 1, wobei die Beziehung von Cu und B so ist, daß B × Cu (%) ≥ 0,00005 (%) gilt, wenn sowohl Cu als auch B enthalten sind.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten feuerverzinkten und optional wärmebehandelten Stahlblechs mit ausgezeichneter Plattierungshaftung und Preßformbarkeit mit 2 bis 20 % Restaustenit und einer Zn-Plattierungsschicht, die Al: ≤ 1 % und optional Fe: 8 bis 15 % aufweist, wobei der Rest Zn und unvermeidliche Verunreinigungen sind, wobei ein Stahlblech mit der Komponentenzusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2 gegossen und verfestigt sowie anschließend mindestens 45 Minuten bei mindestens 1150°C erwärmt wird, wonach es warmgewalzt und bei 400 bis 780°C gewickelt sowie nach Entzunderungsbehandlung mit einem Abnahmeverhältnis von 35 bis 85 % kaltgewalzt wird, danach 10 Sekunden bis 6 Minuten im Zweiphasen-Temperaturbereich von 650 bis 900°C geglüht und abschließend auf 350 bis 500°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2 bis 200°C/s abgekühlt wird, feuerverzinkt wird, optional 5 Sekunden bis 1 Minute in einem Temperaturbereich von 450 bis 600°C gehalten wird, wenn die optionalen 8 bis 15 % Fe in der Zn-Plattierungsschicht enthalten sind, und danach auf unter 250°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 5°C/s abgekühlt wird.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, feuerverzinkten und optional wärmebehandelten Stahlblechs mit ausgezeichneter Preßformbarkeit nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Glühen von Abkühlen auf 350 bis 500°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 2 bis 200°C/s und höchstens 5-minütigem Halten in diesem Temperaturbereich gefolgt wird.