EP1658390A1 - Verfahren zum herstellen eines gehärteten stahlbauteils - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines gehärteten stahlbauteils

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EP1658390A1
EP1658390A1 EP04739755A EP04739755A EP1658390A1 EP 1658390 A1 EP1658390 A1 EP 1658390A1 EP 04739755 A EP04739755 A EP 04739755A EP 04739755 A EP04739755 A EP 04739755A EP 1658390 A1 EP1658390 A1 EP 1658390A1
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EP
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zinc
coating
corrosion protection
sheet
protection layer
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Siegfried Kolnberger
Josef Faderl
Gerald Landl
Anna Elisabeth Raab
Werner BRANDSTÄTTER
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Voestalpine Stahl GmbH
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Voestalpine Stahl GmbH
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a hardened steel component with cathodic corrosion protection, as well as a corrosion protection for steel sheets, as well as components made of steel sheets with the corrosion protection.
  • Low alloyed steel sheets are not resistant to corrosion after being produced by suitable forming steps, either by hot rolling or cold rolling. This means that oxidation sets in after a relatively short time and due to the humidity on the surface.
  • a corrosion protection layer is a layer produced on a metal or in the near-surface region of a metal, which consists of one or more layers. Multi-layer coatings are also referred to as corrosion protection systems.
  • Possible corrosion protection layers are, for example, organic coatings, inorganic coatings and metallic coatings.
  • the purpose of metallic corrosion protection layers is to transfer the properties of the support material to the steel surface for as long as possible. Accordingly, the choice of an effective metallic corrosion protection requires the knowledge of the corrosion-chemical relationships in the system steel / coating metal / attacking medium.
  • the coating metals can be electrochemically nobler or electrochemically less noble than steel.
  • the respective coating metal protects the steel only through the formation of protective layers.
  • barrier protection As soon as the surface of the coating metal has pores or was injured, a "local element" forms in the presence of moisture, in which the base partner is attacked by the metal to be protected.
  • the more noble coating metals include tin, nickel and copper.
  • Metallic protective layers are applied by various methods. Depending on the metal and process, the connection of the steel surface is chemical, physical or mechanical and ranges from alloy formation and diffusion to adhesion and mere mechanical clamping.
  • the metallic coatings are said to have similar technological and mechanical properties to steel as they do to steel, and to behave similarly to steel in terms of mechanical stress or plastic deformation. Accordingly, the coatings should not be damaged during forming and should not be affected by forming operations.
  • the metal to be protected is immersed in molten metal melts. Due to the hot dipping, corresponding alloy layers are formed at the phase boundary of steel coating metal.
  • An example of this is the hot dip galvanizing.
  • Hot-dip galvanized products have high corrosion resistance, good weldability and formability, and their main applications are the construction, automotive and household appliance industries.
  • the production of a coating of a zinc-iron alloy is known. For this purpose, these products are subjected to a diffusion annealing at temperatures above the zinc melting point, usually between 480 ° C and 550 ° C after hot-dip galvanizing.
  • the zinc-iron alloy layers grow and absorb the overlying zinc layer. This process is called "galvannealing".
  • the zinc-iron alloy thus produced also has a high corrosion resistance, good weldability and formability.
  • Main applications are the automotive and home appliance industry.
  • other coatings of aluminum, aluminum-silicon, zinc-aluminum and aluminum-zinc-silicon can be produced by hot dipping.
  • electrodeposited metal coatings i. the electrolytic, so under current passage deposition of metallic coatings of electrolytes.
  • electrolytic coating is also possible with such metals, which can not be applied by hot dip process.
  • Conventional layer thicknesses in electrolytic coatings are usually between 2.5 and 10 microns, they are thus generally lower than hot-dip coatings.
  • Some metals, e.g. Zinc, also allow thick film coatings with electrolytic coating.
  • Electrolytically galvanized sheets are mainly used in the automotive industry, because of the high surface quality, these sheets are used above all in the outer skin area. They have good formability, weldability and storability as well as good paintable and matt surfaces.
  • the sheet is scaled by heating superficial, so that after forming and hardening the sheet surface are cleaned uss, for example by sandblasting. Then the sheet is trimmed and, if necessary, necessary holes are punched. In this case, it is disadvantageous that the sheets have a very high hardness in the mechanical processing and therefore the processing is complicated and in particular a high tool wear exists.
  • US 6,564,604 B2 The purpose of US 6,564,604 B2 is to provide steel sheets which are subsequently subjected to a heat treatment, and to provide a method of producing parts by press-hardening these coated steel sheets. In this case, in spite of the temperature increase, it should be ensured that the steel sheet is not decarburized and the surface of the steel sheet is not oxidized before, during and after the hot pressing or the heat treatment.
  • an alloyed intermetallic mixture should be applied to the surface before or after punching, which should provide protection against corrosion and decarburization and also can provide a lubricating function.
  • this document proposes to use a customary, apparently electrolytically applied zinc layer, wherein this zinc layer is to be converted into a homogeneous Zn-Fe alloy layer with the steel substrate in a subsequent austenizing of the sheet substrate.
  • This homogeneous layer structure is confirmed by microscopic images. Contrary to previous assumptions, this coating is said to have a mechanical resistance that prevents it from melting. In practice, however, such an effect does not show.
  • the use of zinc or zinc alloys is said to provide cathodic protection of the edges when Cuts are available.
  • US Pat. No. 6,564,604 B2 specifies a coating consisting of 50% to 55% aluminum and 45% to 50% zinc, with possibly small amounts of silicon. Such a coating is not new in itself and known under the brand name Galvalume®. It is stated that the coating metals zinc and aluminum with iron should form a homogeneous zinc-aluminum-iron alloy coating. In the case of this coating, it is disadvantageous that adequate cathodic corrosion protection is no longer achieved here, but the predominant barrier protection which is thereby achieved is not sufficient for use in the press hardening process, since partial surface damage to the surface is unavoidable.
  • the method described in this document is unable to solve the problem that, in general, zinc-based cathodic corrosion coatings are not suitable for protecting steel sheets which are to be subjected to a heat treatment after coating and may also be subjected to a further shaping or forming step.
  • EP 1 013 785 A1 discloses a method for producing a sheet-metal component, wherein the sheet is to have an aluminum layer or an aluminum alloy layer on the surface.
  • a sheet provided with such coatings is to be subjected to a press hardening process, wherein possible coating alloys are mentioned Alloy with 9-10% silicon, 2-3.5% iron, balance aluminum with impurities and a second alloy with 2-4% iron and the balance aluminum with impurities.
  • Such coatings are known per se and correspond to the coating of a hot-dip aluminized steel sheet. In such a coating is disadvantageous in that only a so-called barrier protection is achieved. The moment that such a barrier layer is damaged or cracked in the Fe-Al layer, the base material, in this case the steel, is attacked and corroded. A cathodic protective effect is absent.
  • DE 102 46 614 A1 therefore proposes applying a coating as metal or a metal alloy by means of a galvanic coating process in organic, non-aqueous solution, where a coating material which is particularly suitable and therefore preferred is aluminum or an aluminum alloy. Alternatively, zinc or zinc alloys would be suitable. Such a coated sheet can then be cold preformed and hot finished molded.
  • this method has the disadvantage that an aluminum coating, even if it has been applied by electrolysis, no longer offers any protection against corrosion if the surface of the finished component is damaged, since the protective barrier has been breached.
  • an electrodeposited zinc coating it is disadvantageous that during heating for hot forming, the zinc is largely oxidized and no longer available for cathodic protection. Under a protective gas atmosphere, the zinc evaporates.
  • the object of the invention is to provide a method for producing a component from hardened steel sheet with an improved cathodic corrosion protection.
  • Another object is to provide a cathodic corrosion protection for steel sheets, which are subjected to forming and hardening.
  • the object is achieved with a corrosion protection with the features of claim 27.
  • the inventive method provides, on a hardenable steel sheet a coating of a mixture consisting essentially of zinc and one or more oxygen-affine elements such as magnesium, silicon, titanium, calcium, aluminum, boron and manganese with a content of 0.1 to 15 wt .-% of the Sauerstoffäffinen element and to heat the coated steel sheet at least partially under the admission of oxygen to a temperature above the austenitization temperature of the sheet metal alloy and before or subsequently reshape, the sheet is cooled after sufficient heating and the Cooling rate is measured so that hardening of the sheet metal alloy takes place.
  • a hardened component is obtained from a steel sheet having a good cathodic corrosion protection.
  • the corrosion protection according to the invention for steel sheets, which are first subjected to a heat treatment and then reformed and thereby hardened, is a cathodic corrosion protection which is essentially based on zinc.
  • 0.1% to 15% of one or more oxygen-containing elements such as magnesium, silicon, titanium, calcium, aluminum, boron and manganese or any mixture or alloy thereof are added to the zinc forming the coating. It has been found that such small amounts of an oxygen affinity element as magnesium, silicon, titanium, calcium, aluminum, boron and manganese cause a surprising effect in this particular application.
  • at least Mg, Al, Ti, Si, Ca, B, Mn are suitable as oxygen-affine elements. When aluminum is mentioned below, this is representative of the other elements mentioned.
  • the application of the coating according to the invention on a steel sheet can be done, for example, by so-called hot-dip galvanizing, i. a hot dip coating is performed wherein a liquid mixture of zinc and the oxygen-affine element (s) is applied. Furthermore, it is possible to electrolytically apply the coating, i. to deposit the mixture of zinc and the oxygen-affine element (s) collectively on the sheet surface or first to deposit a zinc layer and then to deposit on the zinc surface one or more oxygen-affine elements in succession or any mixture or alloy thereof, or by vapor deposition or other suitable method deposit.
  • an oxygen-containing element in particular aluminum
  • an essentially AL 2 0 3 or an oxide of the oxygen-containing element MgO, CaO, TiO, SiO 2 , B 2 0 3 , MnO
  • This very thin oxide layer protects the underlying Zn-containing corrosion protection layer from oxidation even at very high temperatures.
  • an approximately two-layer corrosion protection layer is formed, which consists of a cathodically highly effective layer, high proportion of zinc and a very thin oxidation protection layer of one or more oxides (AL 2 0 3 , MgO , CaO, TiO, Si0 2 , B 2 0 3 , MnO) to oxidation and Evaporation is protected.
  • a 2 0 3 , MgO , CaO, TiO, Si0 2 , B 2 0 3 , MnO oxides
  • the corrosion protection layer according to the invention for the press-hardening process also has such a high stability that a forming step following the austenitizing of the sheets does not destroy this layer. Even if microcracks occur on the cured component, however, the cathodic protection effect is at least significantly greater than the protective effect of the known corrosion protection layers for the press-hardening process.
  • a zinc alloy with a content of aluminum in weight percent of greater than 0.1 but less than 15%, in particular less than 10%, more preferably less than 5% on a Steel plate, in particular an alloyed steel sheet are applied, whereupon in a second step, parts of the coated sheet are machined and in particular cut out or punched out and heated on access of atmospheric oxygen to a temperature above the Austenitmaschinestemperatur the sheet metal alloy and then cooled at an increased speed.
  • a transformation of the cut out of the sheet metal part (the board) can be carried out before or after the heating of the sheet to the Austenitmaschinestemperatur.
  • the sheet when coating the sheet to the sheet surface or in the proximal region of the layer, a thin barrier phase consisting in particular of Fe 2 Al 5 _ x Zn x is formed, which impedes the Fe-Zn diffusion in a liquid metal coating process, which takes place in particular at a temperature up to 690 ° C.
  • the sheet is formed with a zinc-metal coating with an addition of aluminum, which is effective only towards the sheet surface, as in the proximal region of the support an extremely thin barrier phase, which is effective against rapid growth of an iron-zinc compound phase, having.
  • the metal layer on the sheet is liquefied for the time being.
  • the oxygenated aluminum from the zinc reacts with atmospheric oxygen to form solid oxide or alumina, resulting in a decrease in the aluminum metal concentration in this direction, which causes a steady diffusion of aluminum towards depletion, ie towards the distal region ,
  • This accumulation of toner at the layer area exposed to air now acts as oxidation protection for the layered metal and as an evaporation inhibitor for the zinc.
  • the aluminum is withdrawn from the proximal blocking phase by continuous diffusion towards the distal region, where it is available for forming the superficial A1 2 0 3 layer.
  • the formation of a sheet metal coating is achieved, which leaves a cathodically highly effective layer with a high zinc content.
  • Well suited is, for example, a zinc alloy with a content of aluminum in weight percent of greater than 0.2 but less than 4, preferably greater than 0.26 but less than 2.5 wt .-%.
  • the zinc alloy layer is applied to the sheet surface passing through a liquid metal bath at a temperature higher than 425 ° C, but lower than 690 ° C, especially at 440 ° C to 495 ° C, followed by cooling of the coated sheet, not only the proximal barrier phase can be effectively formed, or a very good diffusion inhibition can be observed in the region of the barrier layer, but it also takes place to improve the thermoforming properties of the sheet material.
  • An advantageous embodiment of the invention is given in a method in which a hot or cold rolled steel strip having a thickness of, for example, greater than 0.15 mm and a concentration range of at least one of the alloying elements within the limits in wt .-%
  • Silicon to 1.9, preferably 0.11 to 1.5
  • Chromium to 1.5, preferably 0.1 to 0.9
  • Molybdenum to 0.9, preferably 0.1 to 0.5
  • Titanium to 0.2, preferably 0.02 to 0.1
  • the surface structure of the cathodic corrosion protection according to the invention is particularly favorable for a high adhesion of paints and varnishes.
  • FIG. 1 shows a heating curve of test sheets during annealing in a radiation furnace
  • Figure 2 micrograph of the cross section of a annealed sample of a non-inventive hot-dip aluminized steel sheet
  • FIG. 3 shows the potential curve over the measuring time at a galvanostatic dissolution for a hot-dip aluminized steel sheet not according to the invention
  • Figure 4 micrograph of the cross section of a calcined sample of a steel sheet with a non-inventive coating of an aluminum-zinc-silicon alloy
  • FIG. 5 shows the potential curve over the measuring time in a galvanostatic dissolution test of a steel sheet not according to the invention with a coating of an aluminum-zinc-silicon alloy
  • FIG. 6 micrograph of the transverse section of a heat-treated sample of a cathodic corrosion-protected metal sheet according to the invention
  • FIG. 7 shows the potential profile for the sheet according to FIG. 6
  • FIG. 8 a micrograph of the cross section of a heat-treated sample of a sheet provided with a cathodic corrosion protection according to the invention
  • FIG. 9 shows the potential curve of the sheet according to FIG. 8.
  • FIG. 10 micrographs of the surface of a sheet coated in accordance with the invention in the uncured, not thermally treated state according to FIGS. 8 and 9 in comparison with a sheet metal not coated and treated according to the invention;
  • FIG. 11 a micrograph of the cross section of a sheet not coated and treated according to the invention.
  • FIG. 12 shows the potential profile of the sheet not according to the invention according to FIG. 11;
  • FIG. 13 micrograph of the transverse section of a sheet coated and heat-treated according to the invention;
  • FIG. 14 shows the potential curve of the sheet according to FIG. 13
  • FIG. 15 the micrograph of the cross section of an electrolytically galvanized steel sheet not according to the invention.
  • FIG. 16 shows the potential curve of the sheet according to FIG. 15
  • FIG. 17 the micrograph of the cross section of a heat-treated sample of a sheet not according to the invention with a zinc-nickel coating
  • FIG. 18 shows the potential profile of the sheet not according to FIG. 17;
  • Figure 19 a comparison of the potentials required for dissolution as a function of time for the materials tested.
  • FIG. 20 a diagram showing the area used for the assessment of the corrosion protection
  • FIG. 21 a diagram showing the different protective energies of the tested materials
  • FIG. 22 shows a diagram showing the different protective energies of a sheet according to the invention at two different heating conditions;
  • FIG. 23 shows qualitatively the phase formation as a "leopard pattern" in coatings according to the invention;
  • FIG. 24 a diagram showing possible process sequences according to the invention.
  • Figure 25 is a graph showing the distribution of the elements aluminum zinc and iron depending on the depth of the surface layer before the annealing of the sheet;
  • Figure 26 is a graph showing the distribution of the elements aluminum zinc and iron depending on the depth of the surface layer after the annealing of the sheet as evidence of the formation of a superficial protective skin of alumina.
  • the protection energy is the measure for the electrochemical protection of the layer, determined by galvanostatic dissolution.
  • the electrochemical method of galvanostatic dissolution of the metallic surface coatings of a material allows to classify the mechanism of corrosion protection of the layer.
  • the potential-time behavior of a corrosion-protective layer is determined for a given constant current flow. For the measurements, a current density of 12.7 mA / cm 2 was specified.
  • the measuring arrangement is a three-electrode system.
  • the counterelectrode used was a platinum network, the reference electrode consisting of Ag / AgCl (3M).
  • the electrolyte consists of 100 g / 1 ZnS0 4 * 5H 2 0 and 200 g / 1 NaCl dissolved in deionized water.
  • the barrier protection is characterized by the fact that it separates the base material from the corrosive medium.
  • a hot-dip aluminized steel sheet is made by passing a steel sheet through a liquid aluminum bath.
  • the reaction of the steel with the aluminum coating produces an aluminum-iron surface layer.
  • the corresponding annealed sheet shows a dark gray appearance, the surface is homogeneous and visually shows no defects.
  • a very high potential (+ 2.8 V) are applied to ensure the current circuit of 12.7 mA / cm 2. After a short measuring time, the required potential drops to the steel potential. From this behavior, it can be seen that an annealed sheet with a layer obtained by fire aluminizing provides very efficient barrier protection.
  • FIG. 3 a micrograph of a cross section in FIG. 2.
  • a steel sheet was hot dip galvanized with an aluminum-zinc layer, the melt consisting of 55% aluminum, 44% zinc and about 1% silicon. After the surface coating and subsequent annealing at 900 ° C., a gray-bluish surface appears without defects. A transverse section is shown in FIG.
  • the annealed material is then subjected to galvanostatic dissolution.
  • the material shows a potential of about -0.92 V, which is necessary for the resolution, and is thus clearly below the steel potential.
  • This value is comparable to the potential needed to dissolve a hot dip galvanized coating prior to the annealing process.
  • this very zinc-rich phase ends after just about 350 seconds of measurement time. This is followed by a rapid increase to a potential which is now just below the steel is potential.
  • the potential After breaking through this layer, the potential first drops to a value of about -0.54 V and then increases continuously to a value of about -0.35 V. Only then does it slowly sink to steel potential.
  • This material shows some cathodic corrosion protection due to the very negative potential at the beginning of the measurement, which is well below the steel potential, in addition to the barrier protection.
  • the part of the layer that provides cathodic protection against corrosion is used up after only about 350 seconds of measurement time.
  • the remaining layer can only offer a low cathodic corrosion protection, since the difference between the required potential for the layer dissolution and the steel potential now only less than 0.12 V. In a poorly conductive electrolyte, this part of the cathodic corrosion protection is no longer usable.
  • the potential-time diagram is shown in FIG.
  • a steel sheet is hot-dip galvanized with a melt consisting essentially of 95% zinc and 5% aluminum. After annealing, the sheet shows a silvery-gray surface with no defects.
  • the cross-section ( Figure 6) shows that the coating consists of a light phase and a dark phase, wherein the. Phases are Zn-Fe-Al-containing phases. The bright phases are more zinc-rich, the dark phases more iron-rich. Part of the aluminum reacted with atmospheric oxygen during the calcination and formed a protective Al 2 O 3 skin.
  • the galvanostatic dissolution shows a potential of about -0.7 V required for the resolution. This value is significantly below the potential of the steel. After a measuring time of approx. 1,000 seconds it turns a potential of about -0.6V. This potential is also clearly below the steel potential. After a measurement time of approximately 3,500 seconds, this part of the layer is used up and the necessary potential for dissolving the layer approaches the steel potential. This coating thus offers after the annealing in addition to the barrier protection a cathodic corrosion protection. The potential is up to a measurement time of 3,500 seconds at a value of ⁇ -0.6 V, so that a significant cathodic protection is maintained over a long time, even if the sheet was supplied to the austenitizing temperature.
  • the potential-time diagram is shown in FIG.
  • the sheet is passed through a melt or through a zinc bath, with a zinc content of 99.8% and an aluminum content of 0.2%.
  • Aluminum present in the zinc coating reacts with atmospheric oxygen during the calcination and forms a protective Al 2 O 3 skin. Through constant diffusion of oxygenated aluminum to the surface, this protective skin is maintained and expanded.
  • the sheet shows a silvery-gray surface without defects. From the originally about 15 microns thick zinc coating develops during the annealing by diffusion about 20 to 25 microns thick layer, said layer ( Figure 8) consists of a dark appearing phase with a composition Zn / Fe of about 30/70 and out a bright area with the composition Zn / Fe of about 80/20. On the surface of the coating, an increased aluminum content is detectable.
  • the annealed material has a potential of approx. -0.75 V. After a measuring time of approx. 1,500 seconds, the potential required for the resolution increases to ⁇ -0.6 V. The phase lasts up to a measuring time of approx. 2,800 seconds. Then the required potential increases to steel potential. In this case too, in addition to barrier protection, there is cathodic corrosion protection. The potential is up to a measurement time of 2,800 seconds at a value of ⁇ -0.6 V. Thus, such a material has thus over a very long time a cathodic corrosion protection.
  • the potential-time diagram is shown in FIG.
  • the sheet is heated to a temperature of about 500 ° C after exiting the metal strip from the molten zinc (about 450 ° C strip temperature).
  • the zinc layer is completely converted into Zn-Fe phases.
  • the zinc layer is thus wholly, i. converted to Zn-Fe phases to the surface.
  • This anticorrosive layer contains some aluminum in the zinc bath, of the order of about 0.13%.
  • a 1 mm thick steel sheet with said heat treated and fully converted coating is heated for 4 minutes and 30 seconds in a 900 ° C oven.
  • the result is a yellow-green surface.
  • the yellow-green surface indicates oxidation of the Zn-Fe phases during annealing.
  • An aluminum oxide protective layer is undetectable. The reason for the absence of an aluminum oxide protective layer can be explained by the fact that in the Annealing treatment due to solid Zn-Fe phases, aluminum can not migrate to the surface so rapidly and protect the Zn-Fe coating from oxidation. When heating this material at temperatures around 500 ° C is still no liquid zinc-rich phase, because this forms only at higher temperatures of 782 ° C. When reaching 782 ° C, thermodynamically there is a liquid zinc-rich phase in which the aluminum is freely available. Nevertheless, the surface layer is not protected against oxidation.
  • the corrosion protection layer is already partially oxidized before and it can no longer form opaque alumina skin.
  • the layer is wavy ragged in cross-section and consists of Zn and Zn-Fe oxides (Figure 11).
  • the surface of said material is much larger due to the highly crystalline, acicular surface finish of the surface, which could also be detrimental to the formation of a covering and thicker alumina protective layer.
  • the said non-inventive coating forms in the initial state, ie not in the thermally treated state, a brittle layer which is provided with numerous cracks, both transversely and longitudinally to the coating. ( Figure 10 compared to the aforementioned example of the invention (left in the picture)).
  • a sheet, as in the aforementioned example, is heat-treated immediately after hot-dip galvanizing at about 490 ° C to 550 ° C with the zinc layer only partially converted to Zn-Fe phases.
  • the process is carried out in such a way that the phase transformation is only partially carried out and therefore not yet converted zinc with aluminum on the surface is present and thus free aluminum as oxidation protection for the zinc layer is available.
  • a 1 mm thick steel sheet is rapidly inductively heated to 900 ° C with the inventive heat-treated and only partially converted into Zn-Fe phase coating.
  • the result is a surface that is gray and without defects.
  • a SEM / EDX investigation of the cross section shows an approximately 20 ⁇ m thick surface layer, whereby from the originally approximately 15 ⁇ m thick zinc coating of the coating, an approximately 20 ⁇ m Zn-Fe layer has formed during inductive annealing due to diffusion.
  • this layer shows the typical for the invention two-phase structure with a "leopard pattern", with a dark in the appearing phase with a composition Zn / Fe of about 30/70 and light areas with the composition Zn / Fe of about 80/20.
  • a sheet is electrolytically galvanized by electrochemical deposition of zinc on steel. Upon annealing, the diffusion of the steel with the zinc layer produces a thin Zn-Fe layer. Most of the zinc oxidizes to zinc oxide, which appears green by the simultaneous formation of iron oxides. The surface shows a green appearance with local scale marks where the zinc oxide layer does not adhere to the steel.
  • a SEM / EDX examination (FIG. 15) of the sample sheet in transverse section confirms that a large part of the coating consists of zinc-iron oxide deposits.
  • the potential required for the current flow is included about +1 V and thus well above the steel potential.
  • the potential fluctuates between +0.8 and -0.1 V, but is above the steel potential throughout the entire dissolution of the coating. It follows that the corrosion protection of a annealed, electrolytically galvanized sheet is a pure barrier protection, but which is less efficient than with fumed sheet, since the potential is lower at the beginning of the measurement with electrolytically coated sheet than with hot-dip aluminized sheet.
  • the potential required for the dissolution lies above the steel potential throughout the entire dissolution.
  • the potential-time diagram is shown in FIG. 16.
  • the potential is fundamentally above steel potential, but varies in detail depending on the experiment under identical experimental conditions.
  • a sheet is made by electroplating zinc and nickel on the steel surface.
  • the weight ratio of zinc to nickel in the anticorrosion layer is about 90/10.
  • the deposited layer thickness is 5 ⁇ m.
  • the sheet is annealed with the coating for 4 minutes and 30 seconds at 900 ° C in the presence of atmospheric oxygen.
  • the diffusion of the steel and the zinc layer creates a thin diffusion layer of zinc, nickel and iron.
  • most of the zinc oxidizes again to zinc oxide.
  • the surface shows a scaled, green appearance with small local flaking to which the oxide layer does not adhere to the steel.
  • a SEM / EDX examination of a cross section (FIG. 17) shows that the majority of the coating has been oxidized and is thus not available for cathodic corrosion protection.
  • the potential required for the resolution of the layer is 1.5 V, far above the steel potential. After approx. 250 seconds it sinks to approx. 0.04 V and oscillates between + 0.25 V. After approx. 1.700 seconds measuring time, it finally settles to a value of - 0.27 V and remains until the end of the Measurement at this value.
  • the potential required for the resolution of the layer is well above the steel potential throughout the entire measurement time. Consequently, this coating has a pure barrier protection after annealing, without any cathodic corrosion protection (Figure 18).
  • FIGS. 25 and 26 show the GDOES analyzes of the sheet coated according to Example 4 before and after annealing. Before hardening (FIG. 25), after about 15 ⁇ m, the zinc transition steel is transferred to the transition, after hardening the layer is about 23 ⁇ m thick.
  • the cathodic corrosion protection is negligible with a voltage difference of 100 mV to the steel potential in poorly conducting electrolytes.
  • a smaller difference to the steel potential is in principle still a cathodic corrosion protection, if a current flow is detected when using a steel electrode, but this is negligible for practical aspects, since the corrosive medium must conduct very well, so this contribution to the cathodic corrosion protection can be used.
  • the area between the potential curve at the galvanostatic dissolution and the specified threshold value of 100 mV was set below the steel potential (FIG. 20). Only the area below the threshold is taken into account. The overlying surface contributes negligibly little or no cathodic corrosion protection and is therefore not included in the evaluation.
  • the area thus obtained is multiplied by the current density, the protection energy per unit area with which the base material can be actively protected against corrosion. The greater this energy, the better the cathodic corrosion protection.
  • the determined protective energies per unit area are compared with one another. While a sheet with the known aluminum-zinc layer of 55% aluminum and 44% zinc, as it is also known from the prior art, only a protection energy per unit area of about 1.8 J / cm 2 , which is Protection energy per unit area in accordance with the invention coated sheets 5.6 J / cm 2 and 5, 9 J / cm 2 .
  • cathodic corrosion protection in the context of the invention, it is subsequently specified that coatings of 15 ⁇ m thickness are used and the illustrated process and experimental conditions at least a cathodic corrosion protection energy of 4 J / cm 2 is present.
  • a zinc layer which has been deposited electrolytically on the steel sheet surface is not in itself capable of providing a corrosion protection according to the invention, even after a heating step above the austenitizing temperature.
  • the invention can also be achieved with an electrodeposited coating.
  • the zinc can be deposited simultaneously with the oxygen-affine elements or elements in an electrolysis step on the sheet surface, so that on the surface of the sheet a coating with a homogeneous structure is formed which contains both zinc and the or the oxygen-affine elements.
  • a coating behaves like a coating of the same composition applied to the sheet surface in the hot-dip galvanizing process.
  • a zinc layer is deposited on the sheet surface and in a second electrolysis step, the oxygen-affine element (s) is deposited on the zinc layer.
  • the second coating of the oxygen-affine elements may be significantly thinner than the zinc coating.
  • the outer layer located on the zinc layer oxidizes from the oxygen-deficient element (s) and protects the underlying zinc with an oxide skin.
  • the oxygen affinity element or elements are selected so that they do not evaporate from the zinc layer or are oxidized in a manner that does not leave a protective oxide skin.
  • first a zinc layer is deposited electrolytically and then a layer of the oxygen or the oxygen elements is applied by vapor deposition or other suitable coating methods of non-electrolytic type.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines gehärteten Stahlbauteils mit kathodischem Korrosionsschutz wobei: a) auf ein Blech aus einer härtbaren Stahllegierung in einem kontinuierlichen Beschichtungsprozess eine Beschichtung aufgebracht wird, wobei b) die Beschichtung im Wesentlichen aus Zink besteht, und c) die Beschichtung zudem ein oder mehrere sauerstoffaffine Elemente in einer Gesamtmenge von 0,1 Gew.-% bis 15 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthält, und d) das beschichtete Stahlblech anschliessend zumindest teilbereichsweise unter Zutritt von Luftsauerstoff auf eine zum Härten notwendige Temperatur gebracht und bis zu einer für das Härten notwendigen Gefügeänderung erhitzt wird, wobei e) auf der Beschichtung eine oberflächliche Haut aus einem Oxid des oder der sauerstoffaffinen Elemente gebildet wird, und f) das Blech vor oder nach dem Erhitzen umgeformt wird, wobei g) das Blech nach der ausreichenden Erwärmung abgekühlt wird, wobei die Abkühlrate so bemessen wird, dass eine Härtung der Blechlegierung erzielt wird; sowie eine Korrosionsschutzschicht für das gehärtete Stahlbauteil und das Stahlbauteil.

Description

Verfahren zum Herstellen eines gehärteten Stahlbauteils
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines gehärteten Stahlbauteils mit kathodischem Korrosionsschutz, sowie einen Korrosionsschutz für Stahlbleche, sowie Bauteile aus Stahlblechen mit dem Korrosionsschutz.
Niedrig legierte Stahlbleche, irisbesondere für den Karosseriebau sind, nachdem sie durch geeignete Umformschritte entweder durch Warmwalzen oder Kaltwalzen erzeugt wurden, nicht korrosionsbeständig. Dies bedeutet, dass sich schon nach relativ- kurzer Zeit und aufgrund der Luftfeuchtigkeit an der Oberfläche Oxidation einstellt.
Es ist bekannt, Stahlbleche vor Korrosion mit entsprechenden Korrosionsschutzschichten zu schützen. Nach DIN-50900, Teil 1 ist Korrosion die Reaktion eines metallischen Werkstoffs mit seiner Umgebung, die eine messbare Veränderung des Werkstoffs bewirkt und zu einer Beeinträchtigung der Funktion eines metallischen Bauteils oder eines ganzen Systems führen kann. Um Korrosionsschäden zu vermeiden, wird Stahl üblicherweise geschützt, damit er den Korrosionsbelastungen während der geforderten Nutzungsdauer Stand hält. Die Vermeidung von Korrosionsschäden kann durch die Beeinflussung der Eigenschaften der Reaktionspartner und/oder durch Änderungen der Reaktionsbedingungen, Trennung des metallischen Werkstoffs vom korrosiven Medium durch aufgebrachte Schutzschichten sowie durch elektrochemische Maßnahmen erfolgen.
Nach DIN 50902 ist eine Korrosionsschutzschicht eine auf einem Metall oder im oberflächennahen Bereich eines Metalls hergestellte Schicht, die aus einer oder mehreren Lagen besteht. Mehrlagige Schichten werden auch als Korrosionsschutzsysteme bezeichnet .
Mögliche Korrosionsschutzschichten sind beispielsweise organische Beschichtungen, anorganische Beschichtungen und metallische Überzüge. Der Sinn metallischer Korrosionsschutzschichten besteht darin, der Stahloberfläche für einen möglichst langen Zeitraum die Eigenschaften des Auflagewerkstoffes zu übertragen. Die Wahl eines wirksamen metallischen Korrosionsschutzes setzt dementsprechend die Kenntnis der korrosionschemischen Zusammenhänge im System Stahl/Überzugsmetall/angreifendes Medium voraus .
Die Überzugsmetalle können gegenüber Stahl elektrochemisch edler oder elektrochemisch unedler sein. Im ersten Fall schützt das jeweilige Überzugsmetall den Stahl allein durch die Bildung von Schutzschichten. Man spricht von einem sogenannten Barriereschutz. Sobald die Oberfläche des Überzugmetalls Poren aufweist oder verletzt wurde, bildet sich in Gegenwart von Feuchtigkeit ein "Lokalelement", bei dem der unedle Partner also das zu schützende Metall, angegriffen wird. Zu den edleren Überzugsmetallen gehören Zinn, Nickel und Kupfer.
Unedlere Metalle bilden auf der einen Seite schützende Deckschichten; auf der anderen Seite werden sie, da sie gegenüber dem Stahl unedler sind, bei Undichtigkeiten der Schicht zusätzlich angegriffen. Im Falle einer Verletzung einer derartigen Überzugsschicht wird der Stahl dementsprechend nicht ange- griffen, sondern durch die Bildung von Lokalelementen zunächst das unedlere Überzugsmetall korrodiert. Man spricht von einem sogenannten galvanischen oder kathodischen Korrosionsschutz. Zu den unedleren Metallen gehört beispielsweise Zink.
Metallische Schutzschichten werden nach verschiedenen Verfahren aufgebracht. Je nach Metall und Verfahren ist die Verbindung der Stahloberfläche chemischer, physikalischer oder mechanischer Art und reicht von der Legierungsbildung und Diffusion bis zur Adhäsion und bloßen mechanischen Verklammerung.
Die metallischen Überzüge sollen ähnliche technologische und mechanische Eigenschaften wie Stahl besitzen und sich auch gegenüber mechanischen Beanspruchungen oder plastischen Umformungen ähnlich wie Stahl verhalten. Die Überzüge sollen also entsprechend bei der Umformung nicht beschädigt werden und auch von Umformungsvorgängen nicht beeinträchtigt werden.
Beim Aufbringen von Schmelztauchüberzügen wird das zu schützende Metall in flüssige Metallschmelzen eingetaucht. Durch das Schmelztauchen bilden sich an der Phasengrenze Stahl- Überzugsmetall entsprechende Legierungsschichten aus. Ein Beispiel hierfür ist das Feuerverzinken.
Beim kontinuierlichen Feuerverzinken wird das Stahlband durch ein Zinkbad geführt, wobei das Zinkbad eine Temperatur von rund 450°C besitzt. Die Schichtdicke - typischerweise β - 20 μm - wird durch Abstreifen des überschüssigen, mit dem Band ausgeschöpften Zinks mit Schlitzdüsen (Luft oder Stickstoff als Abstreifmedium) eingestellt. Feuerverzinkte Erzeugnisse weisen einen hohen Korrosionswiderstand, eine gute Schweißeignung und Umformbarkeit auf, ihre Haupteinsatzgebiete sind die Bau-, Automobil- und Hausgeräteindustrie. Zudem ist die Herstellung eines Überzugs aus einer Zink- Eisenlegierung bekannt. Hierfür werden diese Erzeugnisse nach dem Feuerverzinken bei Temperaturen oberhalb des Zinkschmelzpunktes, meistens zwischen 480 °C und 550 °C einer Diffusions- glühung unterzogen. Dabei wachsen die Zink-Eisenlegierungs- Schichten und zehren die darüberliegende Zinkschicht auf. Dieses Verfahren wird mit "Galvannealing" bezeichnet. Die so erzeugte Zink-Eisenlegierung besitzt ebenfalls einen hohen Korrosionswiderstand, gute Schweißeignung und Umformbarkeit. Haupteinsatzgebiete sind die Automobil- und Hausgeräteindustrie. Darüber hinaus können durch Schmelztauchen auch andere Überzüge aus Aluminium, Aluminium-Silizium, Zink-Aluminium und Aluminium-Zink-Silizium hergestellt werden.
Ferner ist die Herstellung elektrolytisch abgeschiedener Metallüberzüge bekannt, d.h. die elektrolytische, also unter Stromdurchgang erfolgende Abscheidung metallischer Überzüge aus Elektrolyten.
Die elektrolytische Beschichtung ist auch bei solchen Metallen möglich, die sich durch Schmelztauch-Verfahren nicht auftragen lassen. Übliche Schichtdicken bei elektrolytischen Beschichtungen liegen meist zwischen 2,5 und 10 μm, sie sind damit im Allgemeinen geringer als bei Schmelztauchüberzügen. Einige Metalle, z.B. Zink, erlauben auch Dickschichtüberzüge bei elektrolytischer Beschichtung. Elektrolytisch verzinkte Bleche werden vorwiegend in der Automobilindustrie eingesetzt, aufgrund der hohen Oberflächengüte werden diese Bleche vor allen Dingen im Außenhautbereich eingesetzt. Sie besitzen eine gute Umformbarkeit, Schweißeignung und Lagerfähigkeit sowie gut lackierbare und matte Oberflächen.
Insbesondere im Automobilbau besteht eine Bestrebung, die Rohkarosse immer leichter auszubilden. Dies hängt einerseits da- mit zusammen, dass leichtere Fahrzeuge weniger Kraftstoff verbrauchen, zum anderen werden Fahrzeuge mit immer mehr Zu- satzfunktionen und Zusatzaggregaten ausgestattet, welche eine Gewichtserhöhung mit sich bringen, welche durch eine leichtere Rohkarosse kompensiert werden soll.
Gleichzeitig steigen jedoch die Sicherheitsanforderungen für Kraftfahrzeuge, wobei für die Sicherheit der Personen in einem Kraftfahrzeug und deren Schutz bei Unfällen die Karosserie verantwortlich ist. Entsprechend besteht eine Forderung, bei leichteren Karosserierohgewichten eine erhöhte Sicherheit bei Verunfallung herbeizuführen. Dies gelingt nur dadurch, dass insbesondere im Bereich der Fahrgastzelle Werkstoffe mit einer erhöhten Festigkeit eingesetzt werden.
Um die geforderten Festigkeiten zu erzielen, ist es notwendig, Stahlsorten zu verwenden, die verbesserte Eigenschaften mechanischer Art haben bzw. die verwendeten Stahlsorten so zu behandeln, dass sie die geforderten mechanischen Eigenschaften haben.
Um Stahlbleche mit einer erhöhten Festigkeit auszubilden, ist es bekannt, Stahlbauteile in einem Schritt zu formen und gleichzeitig zu härten. Dieses Verfahren wird auch "Presshärten" genannt. Hierbei wird ein Stahlblech auf eine Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur, üblicherweise oberhalb 900 °C, erhitzt und anschließend in einem kalten Werkzeug umgeformt. Das Werkzeug verformt hierbei das heiße Stahlblech, welches aufgrund des Oberflächenkontaktes zur kalten Form sehr schnell abkühlt, so dass die an sich bekannten Härteeffekte bei Stahl auftreten. Zudem ist es bekannt, das Stahlblech zunächst umzuformen und anschließend in einer Kalibrierpresse das umgeformte Stahlblechbauteil abzukühlen und zu härten. Im Gegensatz zum ersteren Verfahren ist hierbei von Vorteil, dass das Blech in kaltem Zustand umgeformt wird und hierdurch komplexere Formgebungen möglich sind. Bei beiden Verfahren wird das Blech jedoch durch die Erhitzung oberflächlich verzundert, so dass nach dem Umformen und dem Härten die Blechoberfläche gereinigt werden uss, beispielsweise durch Sandstrahlen. Anschließend wird das Blech beschnitten und ggf. werden notwendige Löcher eingestanzt. Hierbei ist von Nachteil, dass die Bleche bei der mechanischen Bearbeitung eine sehr hohe Härte aufweisen und die Bearbeitung somit aufwendig wird und insbesondere ein hoher Werkzeugverschleiß besteht.
Die US 6,564,604 B2 hat zum Ziel Stahlbleche zur Verfügung zu stellen, welche anschließend einer Wärmebehandlung unterzogen werden, sowie ein Verfahren zur Herstellung von Teilen durch das Presshärten dieser beschichteten Stahlbleche zur Verfügung zu stellen. Hierbei soll trotz der Temperaturerhöhung sichergestellt sein, dass das Stahlblech nicht entkohlt und die 0- berfläche des Stahlbleches nicht vor, während und nach dem Heißpressen oder der Wärmebehandlung oxidiert. Hierfür soll eine legierte intermetallische Mischung auf die Oberfläche vor oder nach dem Stanzen aufgebracht werden, welche einen Schutz gegen Korrosion und Entkohlung leisten soll und zudem eine Schmierfunktion bieten kann. In einer Ausführungsform schlägt diese Druckschrift vor, eine übliche, offenbar elektrolytisch aufgebrachte Zinkschicht zu verwenden, wobei sich diese Zinkschicht mit dem Stahlsubstrat bei einem nachfolgenden Austeni- tisieren des Blechsubstrats in eine homogene Zn-Fe- Legierungschschicht umwandeln soll. Dieser homogene Schichtaufbau wird anhand von mikroskopischen Aufnahmen belegt. Im Gegensatz zu früheren Annahmen soll diese Beschichtung eine mechanische Widerstandskraft besitzen, die sie davor schützt, zu schmelzen. In der Praxis zeigt sich eine solche Wirkung jedoch nicht. Zusätzlich soll die Verwendung von Zink oder Zinklegierungen einen kathodischen Schutz der Kanten bieten, wenn Schnitte vorhanden sind. Bei dieser Ausführungsform ist jedoch von Nachteil, dass mit einer solchen Beschichtung - entgegen den Angaben in dieser Druckschrift - jedoch an den Kanten kaum ein kathodischer Korrosionsschutz und im Bereich der Blechfläche, bei Verletzungen der Schicht, nur ein schlechter Korrosionschutz erzielt wird.
Im zweiten Beispiel der US 6,564,604 B2 wird eine Beschichtung angegeben, die zu 50% bis 55% aus Aluminium und zu 45% bis 50% aus Zink mit ggf. kleinen Mengen von Silizium besteht. Eine solche Beschichtung ist an sich nicht neu und unter dem Markennamen Galvalume® bekannt. Es wird angegeben, dass die Be- schichtungsmetalle Zink und Aluminium mit Eisen eine homogene Zink-Aluminium-Eisen-Legierungsbeschichtung bilden soll. Bei dieser Beschichtung ist von Nachteil, dass hiermit ein ausreichender kathodischer Korrosionsschutz nicht mehr erreicht wird, bei der Anwendung im Presshärteverfahren jedoch der ü- berwiegende Barriereschutz, der hiermit erreicht wird, nicht ausreicht, da teilbereichsweise Verletzungen der Oberfläche unvermeidlich sind. Zusammenfassend kann gesagt werden, dass das in dieser Druckschrift beschriebene Verfahren nicht in der Lage ist, das Problem zu lösen, dass im Allgemeinen kathodische Korrosionsbeschichtungen auf Basis von Zink nicht geeignet sind, Stahlbleche zu schützen, die nach der Beschichtung einer Wärmebehandlung ausgesetzt werden sollen und zudem möglicherweise einen weiteren Formgebung- bzw. Umformschritt unterworfen werden.
Aus der EP 1 013 785 AI ist ein Verfahren zur Herstellung eines Blechbauteils bekannt, wobei das Blech auf der Oberfläche eine Aluminiumschicht oder eine Aluminiumlegierungsschicht besitzen soll. Ein mit derartigen Beschichtungen versehenes Blech soll einem Presshärteprozess unterzogen werden, wobei als mögliche Beschichtungslegierungen angegeben werden, eine Legierung mit 9-10% Silizium, 2-3,5% Eisen, Rest Aluminium mit Verunreinigungen und eine zweite Legierung mit 2-4% Eisen und der Rest Aluminium mit Verunreinigungen. Derartige Beschichtungen sind an sich bekannt und entsprechen der Beschichtung eines feueraluminierten Stahlblechs. Bei einer derartigen Beschichtung ist von Nachteil, dass hierdurch lediglich ein sogenannter Barriereschutz erreicht wird. In dem Moment, in dem eine solche Barriereschutzschicht verletzt ist oder bei Rissen in der Fe-Al-Schicht, wird das Grundmaterial, in diesem Fall der Stahl, angegriffen und korrodiert. Eine kathodische Schutzwirkung ist nicht vorhanden.
Ferner ist von Nachteil, dass auch eine solche feueraluminierte Beschichtung beim Aufheizen des Stahlblechs auf die Auste- nitisierungstemperatur und dem anschließenden Presshärteschritt so weit chemisch und mechanisch beansprucht wird, dass das fertiggestellte Bauteil eine nicht ausreichende Korrosionsschutzschicht besitzt. Im Ergebnis kann somit festgehalten werden, dass eine derartige feueraluminierte Schicht für das Presshärten komplexer Geometrien, d.h. für das Erhitzen eines Stahlblechs auf eine Temperatur, die über der Austenitisie- rungstemperatur liegt, nicht gut geeignet ist.
Aus der DE 102 46 614 AI ist ein Verfahren zur Herstellung eines beschichten Strukturbauteils für den Fahrzeugbau bekannt. Dieses Verfahren soll die Probleme der zuvor genannten europäischen Patentanmeldung 1 013 785 AI lösen. Insbesondere wird angegeben, dass sich beim Tauchverfahren gemäß der europäischen Patentanmeldung 1 013 785 A eine intermetallische Phase bereits beim Beschichten des Stahls bilden würde, wobei diese Legierungsschicht zwischen dem Stahl und der eigentlichen Beschichtung hart und spröde sei und beim Kaltformen reißen würde. Hierdurch würden sich Mikrorisse bis zu einem Grad bilden, dass sich die Beschichtung selbst vom Grundwerkstoff ablöst und somit ihre Schutzfunktion verliert. Die DE 102 46 614 AI schlägt daher vor, eine Beschichtung als Metall oder einer Metalllegierung mittels eines galvanischen Beschichtungsverfah- rens in organischer, nicht wässriger Lösung aufzubringen, wobei ein besonders gut geeignetes und daher bevorzugtes Be- schichtungsmaterial Aluminium oder eine Aluminiumlegierung sei. Alternativ würden sich auch Zink oder Zinklegierungen eignen. Ein derartiges beschichtetes Blech kann anschließend kalt vorgeformt und warm fertiggeformt werden. Bei diesem Verfahren ist jedoch von Nachteil, dass eine Aluminiumbeschich- tung, auch wenn sie elektrolytisch aufgebracht wurde, bei einer Verletzung der Oberfläche des fertigen Bauteils keinen Korrosionsschutz mehr bietet, da die Schutzbarriere durchbrochen wurde. Bei einer elektrolytisch abgeschiedenen Zinkbe- schichtung ist von Nachteil, dass beim Aufheizen für das Warmumformen das Zink zum großen Teil oxidiert und für einen kathodischen Schutz nicht mehr zur Verfügung steht. Unter Schutzgasatmosphäre dampft das Zink ab.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus gehärtetem Stahlblech mit einem verbesserten kathodischen Korrosionsschutz zu schaffen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in Unteransprüchen gekennzeichnet.
Eine weitere Aufgabe ist es, einen kathodischen Korrosionsschutz für Stahlbleche zu schaffen, die einer Umformung und Härtung unterworfen werden. Die Aufgabe wird mit einem Korrosionsschutz mit den Merkmalen des Anspruches 27 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet.
Das erfindungsgemäße Verfahren sieht vor, auf ein härtbares Stahlblech eine Beschichtung aus einer Mischung bestehend im Wesentlichen aus Zink und einem oder mehreren sauerstoffaffinen Elementen, wie Magnesium, Silizium, Titanium, Calcium, A- luminium, Bor und Mangang mit einem Gehalt von 0,1 bis 15 Gew.-% an dem Sauerstoffäffinen Element aufzubringen und das beschichtete Stahlblech zumindest teilbereichsweise unter Zutritt von Sauerstoff auf eine Temperatur oberhalb der Auste- nitisierungstemperatur der Blechlegierung zu erwärmen und davor oder anschließend umzuformen, wobei das Blech nach einer ausreichenden Erwärmung abgekühlt wird und die Abkühlrate so bemessen wird, dass eine Härtung der Blechlegierung erfolgt. Im Ergebnis wird ein gehärtetes Bauteil aus einem Stahlblech erzielt, welches einen guten kathodischen Korrosionsschutz besitzt.
Der erfindungsgemäße Korrosionsschutz für Stahlbleche, die zunächst einer Wärmebehandlung unterzogen und anschließend umgeformt und dabei gehärtet werden, ist ein kathodischer Korrosionsschutz, der im Wesentlichen auf Zink basiert. Erfindungsgemäß sind dem die Beschichtung ausbildenden Zink 0,1% bis 15% eines oder mehrerer sauerstoffaffiner Elemente wie Magnesium, Silizium, Titanium, Calcium, Aluminium, Bor und Mangan oder jeder Mischung bzw. Legierung hieraus zugefügt. Es konnte herausgefunden werden, dass derart geringe Mengen eines sauerstoffaffinen Elements wie Magnesium, Silizium, Titanium, Calcium, Aluminium, Bor und Mangan bei dieser speziellen Anwendung einen überraschenden Effekt herbeiführen. Als sauerstoffaffine Elemente kommen erfindungsgemäß zumindest Mg, AI, Ti, Si, Ca, B, Mn in Frage. Wenn nachfolgend Aluminium genannt wird, steht dies stellvertretend auch für die genannten anderen Elemente.
Die Aufbringung der erfindungsgemäßen Beschichtung auf einem Stahlblech kann dabei beispielsweise durch sogenanntes Feuerverzinken, d.h. eine Schmelztauchbeschichtung erfolgen, wobei eine flüssige Mischung aus Zink und dem oder den Sauerstoffaffinen Elementen aufgebracht wird. Ferner ist es möglich die Beschichtung elektrolytisch aufzubringen, d.h. die Mischung aus Zink und dem oder den sauerstoffaffinen Elementen gemeinsam auf der Blechoberfläche abzuscheiden oder zunächst eine Zinkschicht abzuscheiden und dann auf die Zinkoberfläche in einem zweiten Schritt eines oder mehrere Sauerstoffaffine Elemente nacheinander oder jede beliebige Mischung oder Legierung hieraus abzuscheiden oder durch Aufdampfen oder andere geeignete Verfahren abzuscheiden.
Es hat sich überraschend herausgestellt, dass sich trotz der geringen Menge eines Sauerstoffäffinen Elements, wie insbesondere Aluminium, sich beim Aufheizen offensichtlich eine im Wesentlichen aus AL203 bzw. einem Oxid des Sauerstoffäffinen Elements (MgO, CaO, TiO, Si02, B203, MnO) bestehende, sehr wirksame und nachheilende, oberflächliche und deckende Schutzschicht bildet. Diese sehr dünne Oxid-Schicht schützt die darunter liegende Zn-haltige Korrosionsschutzschicht selbst bei sehr hohen Temperaturen vor Oxidation. D.h., dass sich während der speziellen Weiterverarbeitung des verzinkten Bleches im Presshärteverfahren, eine angenähert zweischichtige Korrosionsschutzschicht ausbildet, die aus einer kathodisch hochwirksamen Schicht, mit hohem Anteil Zink besteht und von einer sehr dünnen Oxidationsschutzschicht aus einem oder mehreren Oxiden (AL203, MgO, CaO, TiO, Si02, B203, MnO) gegenüber Oxidation und Abdampfen geschützt ist. Es ergibt sich somit eine kathodische Korrosionsschutzschicht mit einer überragenden chemischen Beständigkeit. Dies bedeutet, dass die Wärmebehandlung in einer oxidierenden Atmosphäre zu erfolgen hat. Unter Schutzgas (sauerstofffreie Atmosphäre) kann eine Oxidation zwar vermieden werden, das Zink würde jedoch aufgrund des hohen Dampfdrucks abdampfen.
Es hat sich zudem herausgestellt, dass die erfindungsgemäße Korrosionsschutzschicht für das Presshärteverfahren auch eine so große Stabilität aufweist, dass ein auf das Austenitisieren der Bleche folgender Umformschritt diese Schicht nicht zerstört. Selbst wenn am gehärteten Bauteil Mikrorisse auftreten, ist die kathodische Schutzwirkung jedoch zumindest deutlich stärker als die Schutzwirkung der bekannten Korrosionsschutzschichten für das Presshärteverfahren.
Um ein Blech mit dem erfindungsgemäßen Korrosionsschutz zu versehen, kann in einem ersten Schritt eine Zinklegierung mit einem Gehalt an Aluminium in Gewichtsprozent von größer als 0,1 jedoch geringer als 15%, insbesondere geringer als 10%, weiter bevorzugt geringer als 5% auf ein Stahlblech, insbesondere ein legiertes Stahlblech aufgebracht werden, worauf in einem zweiten Schritt Teile aus dem beschichteten Blech herausgearbeitet und insbesondere herausgeschnitten oder herausgestanzt werden und bei Zutritt von Luftsauerstoff auf eine Temperatur oberhalb der Austenitisierungstemperatur der Blechlegierung erwärmt und danach mit erhöhter Geschwindigkeit abgekühlt werden. Eine Umformung des aus dem Blech herausgeschnittenen Teils (der Platine) kann vor oder nach dem Erwärmen des Bleches auf die Austenitisierungstemperatur erfolgen.
Es wird angenommen, dass im ersten Schritt des Verfahrens, und zwar bei der Beschichtung des Bleches an der Blechoberfläche bzw. im proximalen Bereich der Schicht, eine dünne Sperrphase aus insbesondere Fe2Al5_xZnx gebildet wird, die die Fe-Zn- Diffusion bei einem Flüssigmetallbeschichtungsverfahren, welches insbesondere bei einer Temperatur bis 690 °C erfolgt, behindert. Somit wird im ersten Verfahrensschritt das Blech mit einer Zink-Metallbeschichtung mit einer Zugabe von Aluminium erstellt, welche nur zur Blechoberfläche hin, als im proximalen Bereich der Auflage eine äußerst dünne Sperrphase, welche gegen ein rasches Wachsen einer Eisen-Zink-Verbindungsphase wirksam ist, aufweist. Zudem ist denkbar, dass allein die Anwesenheit von Aluminium die Eisen-Zink-Diffusionsneigung im Bereich der Grenzschicht senkt.
Erfolgt nun im zweiten Schritt ein Anwärmen des mit einer Zink-Aluminium-Metallschicht versehenen Bleches auf die Austenitisierungstemperatur des Blechwerkstoffes unter Luftsauerstoffzutritt, so wird vorerst die Metallschicht am Blech verflüssigt. An der distalen Oberfläche reagiert das Sauerstoffa- finere Aluminium aus dem Zink mit Luftsauerstoff unter Bildung von festem Oxid bzw. Tonerde, wodurch in dieser Richtung ein Abfall der Aluminiummetallkonzentration entsteht, welche eine stetige Diffusion von Aluminium zur Abreicherung hin, also zum distalen Bereich hin bewirkt. Diese Tonerdeanreicherung, an dem der Luft ausgesetzte Schichtbereich wirkt nun als Oxidati- onsschutz für das Schichtmetall und als Abdampfungssperre für das Zink.
Zudem wird beim Anwärmen das Aluminium aus der proximalen Sperrphase durch stetige Diffusion zum distalen Bereich hin abgezogen und steht dort zur Bildung der oberflächlichen A1203- Schicht zur Verfügung. Somit wird die Ausbildung einer Blech- beschichtung erreicht, welche eine kathodisch hochwirksame Schicht mit hohem Zinkanteil hinterlässt. Gut geeignet ist beispielweise eine Zinklegierung mit einem Gehalt an Aluminium in Gewichtsprozent von größer als 0,2 jedoch kleiner als 4, vorzugsweise von größer 0,26 jedoch kleiner 2,5 Gew.-%.
Wenn in günstiger Weise im ersten Schritt die Aufbringung der Zinklegierungsschicht auf die Blechoberfläche im Durchlauf durch ein Flüssigmetallbad bei einer Temperatur von höher als 425°C, jedoch niedriger als 690°C, insbesondere bei 440°C bis 495°C erfolgt, mit anschließender Abkühlung des beschichteten Blechs, kann nicht nur die proximale Sperrphase wirkungsvoll gebildet werden, bzw. eine sehr gute Diffusionsbehinderung im Bereich der Sperrschicht beobachtet werden, sondern es erfolgt damit auch eine Verbesserung der Warmverformungseigenschaften des Blechmaterials.
Eine vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung ist bei einem Verfahren gegeben, bei welchem ein warm- oder kaltgewalztes Stahlband mit einer Dicke von beispielsweise größer als 0,15 mm und mit einem Konzentrationsbereich mindestens eines der Legierungselemente in den Grenzen in Gew.-%
Kohlenstoff bis 0,4, vorzugsweise 0,15 bis 0,3
Silizium bis 1,9, vorzugsweise 0,11 bis 1,5
Mangan bis 3,0, vorzugsweise 0,8 bis 2,5
Chrom bis 1,5, vorzugsweise 0,1 bis 0,9
Molybdän bis 0,9, vorzugsweise 0,1 bis 0,5
Nickel bis 0,9,
Titan bis 0,2 vorzugsweise 0,02 bis 0,1
Vanadin bis 0,2
Wolfram bis 0,2,
Aluminium bis 0,2, vorzugsweise 0,02 bis 0,07
Bor bis 0,01, vorzugsweise 0,0005 bis 0,005
Schwefel Max. 0,01, vorzugsweise Max. 0,008 Phosphor Max. 0,025, vorzugsweise Max. 0,01 Rest Eisen und Verunreinigungen
eingesetzt wird.
Es konnte festgestellt werden, dass die Oberflächenstruktur des erfindungsgemäßen kathodischen Korrosionsschutzes besonders günstig für eine hohe Haftfähigkeit von Farben und Lacken ist.
Die Haftung der Beschichtung am Stahlblechgegenstand kann weiter verbessert werden, wenn die Oberflächenschicht eine zinkreiche, intermetallische Eisen-Zink-Aluminium-Phase und eine eisenreiche Eisen-Zink-Aluminium-Phase besitzt, wobei die eisenreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von höchstens 0,95 (Zn/Fe < 0,95), vorzugsweise von 0,20 bis 0,80 (Zn/Fe = 0,20 bis 0,80) und die zinkreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von mindestens 2,0 (Zn/Fe ≥ 2,0) vorzugsweise von 2,3 bis 19,0 (Zn/Fe = 2,3 bis 19,0) aufweist.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Beispielen näher erläutert, wobei auf Zeichnungen verwiesen wird. Es zeigen dabei :
Figur 1: eine Aufheizkurve von Untersuchungsblechen beim Glühen in einem Strahlungsofen;
Figur 2: mikroskopische Aufnahme des Querschliffs einer geglühten Probe eines nicht erfindungsgemäßen feueraluminierten Stahlblechs;
Figur 3: den Potentialverlauf über die Messzeit bei einer galvanostatischen Auflösung für ein nicht erfindungsgemäßes feueraluminiertes Stahlblech; Figur 4: mikroskopische Aufnahme des Querschliffs einer geglühten Probe eines Stahlblechs mit einer nicht erfindungsgemäßen Beschichtung aus einer Aluminium- Zink-Silizium- Legierung;
Figur 5: den Potentialverlauf über die Messzeit bei einem galvanostatischen Auflösungsversuch eines nicht erfindungsgemäßen Stahlblechs mit einer Beschichtung aus einer Aluminium-Zink-Silizium-Legierung;
Figur 6: mikroskopische Aufnahme des Querschliffs einer geglühten Probe eines erfindungsgemäßen kathodischen korrosionsgeschützten Blechs;
Figur 7: den Potentialverlauf für das Blech nach Figur 6;
Figur 8: die mikroskopische Aufnahme des Querschliffs einer geglühten Probe eines erfindungsgemäßen mit einem kathodischen Korrosionsschutz versehenen Blechs;
Figur 9: den Potentialverlauf des Blechs nach Figur 8;
Figur 10: mikroskopische Aufnahmen der Oberfläche eines erfindungsgemäß beschichteten Blechs im ungehärteten - nicht thermisch behandelten - Zustand nach den Figuren 8 und 9 im Vergleich mit einem nicht erfindungsgemäß beschichteten und behandelten Blech;
Figur 11: mikroskopische Aufnahme des Querschliffs eines nicht erfindungsgemäß beschichteten und behandelten Blechs;
Figur 12: den Potentialverlauf des nicht erfindungsgemäßem Blechs nach Figur 11; Figur 13: mikroskopische Aufnahme des Querschliffs eines erfindungsgemäß beschichteten und wärmebehandelten Blechs;
Figur 14: den Potentialverlauf des Blechs nach Figur 13;
Figur 15: die mikroskopische Aufnahme des Querschliffs eines nicht erfindungsgemäßen elektrolytisch verzinkten Stahlblechs;
Figur 16: den Potentialverlauf des Blechs nach Figur 15;
Figur 17: die mikroskopische Aufnahme des Querschliffs einer geglühten Probe eines nicht erfindungsgemäßen Blechs mit einer Zink-Nickel-Beschichtung;
Figur 18: den Potentialverlauf des nicht erfindungsgemäßen Blechs nach Figur 17;
Figur 19: ein Vergleich der zum Auflösen erforderlichen Potentiale als Funktion der Zeit für die geprüften Materialien;
Figur 20: ein Diagramm zeigend die zur Beurteilung des Korrosionsschutzes herangezogenen Fläche;
Figur 21: ein Diagramm zeigend die unterschiedlichen Schutzenergien der geprüften Materialien;
Figur 22: ein Diagramm zeigend die unterschiedlichen Schutzenergien eines erfindungsgemäßem Blechs bei zwei verschiedenen Aufheizbedingungen; Figur 23: qualitativ die Phasenausbildung als "Leopardenmuster" bei erfindungsgemäßen Beschichtungen;
Figur 24: ein Diagramm zeigend mögliche erfindungsgemäße Verfahrensabläufe;
Figur 25: ein Diagramm zeigend die Verteilung der Elemente Aluminium Zink und Eisen abhängig von der Tiefe der 0- berflächenschicht vor dem Glühen des Blechs;
Figur 26: ein Diagramm zeigend die Verteilung der Elemente Aluminium Zink und Eisen abhängig von der Tiefe der 0- berflächenschicht nach dem Glühen des Blechs als Nachweis der Bildung einer oberflächlichen Schutzhaut aus Aluminiumoxid.
Es werden etwa 1 mm dicke Stahlbleche mit einer beidseitig gleichen Korrosionsschutzschicht von jeweils 15 μm Schichtdicke hergestellt und untersucht. Die Bleche werden für 4 Minuten und 30 Sekunden in einen 900 °C heißen Strahlungsofen gegeben und nachfolgend zwischen Stahlplatten rasch abgekühlt. Die Zeit zwischen der Ofenentnahme der Bleche und der Abkühlung zwischen den Stahlplatten betrug 5 Sekunden. Die Aufheizkurve der Bleche beim Glühen im Strahlungsofen hat in etwa den Verlauf nach Figur 1.
Anschließend wurden die erhaltenen Proben auf optische und elektrochemische Unterschiede analysiert. Beurteilungskriterien waren hierbei das Aussehen der geglühten Stahlbleche sowie die Schutzenergie. Die Schutzenergie ist das Maß für den elektrochemischen Schutz der Schicht, bestimmt durch galvanostatische Auflösung. Die elektrochemische Methode der galvanostatischen Auflösung der metallischen Oberflächenbeschichtungen eines Materials erlaubt den Mechanismus des Korrosionsschutzes der Schicht zu klassifizieren. Es wird das Potential-Zeitverhalten einer vor Korrosion schützenden Schicht bei einem vorgegebenen konstanten Stromfluss ermittelt. Für die Messungen wurde eine Stromdichte von 12,7 mA/cm2 vorgegeben. Die Messanordnung ist ein Drei-Elektrodensystem. Als Gegenelektrode wurde ein Platinnetz verwendet, wobei die Referenzelektrode aus Ag/AgCl(3M) besteht. Der Elektrolyt besteht aus 100 g/1 ZnS04*5H20 und 200 g/1 NaCl gelöst in deionisiertem Wasser.
Ist das Potential, das zum Auflösen der Schicht benötigt wird, größer oder gleich dem Stahlpotential, welches leicht durch Abbeizen oder Abschleifen der Oberflächenbeschichtung ermittelt werden kann, spricht man von einem reinen Barriereschutz ohne einem aktiven kathodischen Korrosionsschutz. Der Barriereschutz zeichnet sich dadurch aus, dass er das Grundmaterial vom korrosiven Medium trennt.
Nachfolgend werden die Ergebnisse der Beschichtungsbeispiele beschrieben.
Beispiel 1 (nicht erfindungsgemäß)
Ein feueraluminiertes Stahlblech wird durch das Hindurchführen eines Stahlblechs durch ein flüssiges Aluminiumbad hergestellt. Beim Glühen auf 900 °C entsteht durch die Reaktion des Stahls mit der Aluminiumbeschichtung eine Aluminium-Eisen- Oberflächenschicht. Das entsprechend geglühte Blech zeigt ein dunkelgraues Aussehen, die Oberfläche ist homogen und zeigt visuell keine Fehlstellen. Bei der galvanostatischen Auflösung der Oberflächenbeschich- tung des feueraluminierten Bleches muss zu Beginn der Messung ein sehr hohes Potential (+2,8 V) angelegt werden, um den Stromschluss von 12,7 mA/cm2 zu gewährleisten. Nach kurzer Messzeit fällt das benötigte Potential auf das Stahlpotential ab. Aus diesem Verhalten ist ersichtlich, dass ein geglühtes Blech mit einer Schicht, die durch Feueraluminierung erzielt wurde, einen sehr effizienten Barriereschutz bietet. Sobald aber Löcher in der Beschichtung entstehen, fällt das Potential auf Stahlpotential ab und es kommt zum Abtrag des Grundmaterials. Da das für die Auflösung benötigte Potential nie niedriger als das Stahlpotential ist, liegt ein reiner Barriereschutz ohne kathodische Korrosionsschutzwirkung vor. Der Potentialverlauf über die Messzeit ist in Figur 3 dargestellt, eine mikroskopische Aufnahme eines Querschliffs in Figur 2.
Beispiel 2 (nicht erfindungsgemäß)
Ein Stahlblech wurde durch Feuerverzinkung mit einer Aluminium-Zink-Schicht überzogen, wobei die Schmelze aus 55% Aluminium, 44% Zink und etwa 1% Silizium besteht. Nach der Oberflä- chenbeschichtung und einem anschließenden Glühen bei 900 °C zeigt sich eine grau-bläuliche Oberfläche ohne Fehlstellen. Ein Querschliff ist in Figur 4 dargestellt.
Das geglühte Material wird anschließend der galvanostatischen Auflösung unterworfen. Das Material zeigt zu Beginn der Messung ein für die Auflösung notwendiges Potential von ca. -0,92 V und liegt damit deutlich unter dem Stahlpotential. Dieser Wert ist vergleichbar mit dem Potential, das für die Auflösung einer feuerverzinkten Beschichtung vor dem Glühprozess benötigt wird. Diese sehr zinkreiche Phase endet aber schon nach ca. 350 Sekunden Messzeit. Anschließend folgt ein rascher Anstieg auf ein Potential, das nunmehr knapp unter dem Stahlpo- tential liegt. Nach dem Durchbrechen dieser Schicht fällt das Potential zunächst auf einen Wert von ca. -0,54 V und steigt dann kontinuierlich bis zu einem Wert von ca. -0,35 V an. Erst dann sinkt es langsam auf Stahlpotential ab. Dieses Material zeigt aufgrund des sehr negativen Potentials zu Beginn der Messung, das deutlich unter dem Stahlpotential liegt, zusätzlich zum Barriereschutz, einen gewissen kathodischen Korrosionsschutz. Allerdings ist der Teil der Schicht, der einen kathodischen Korrosionsschutz liefert, schon nach ca. 350 Sekunden Messzeit aufgebraucht. Die restliche Schicht kann nur noch einen geringen kathodischen Korrosionsschutz bieten, da die Differenz zwischen dem erforderlichen Potential für die Schichtauflösung und dem Stahlpotential nunmehr nur noch weniger als 0,12 V beträgt. In einem schlecht leitenden Elektrolyten ist dieser Teil des kathodischen Korrosionsschutzes nicht mehr nutzbar. Das Potential-Zeit Diagramm ist in Figur 5 dargestellt.
Beispiel 3 (erfindungsgemäß)
Ein Stahlblech wird mit einer Schmelze feuerverzinkt, die im Wesentlichen aus 95% Zink und 5% Aluminium besteht. Nach dem Glühen zeigt das Blech eine silbrig-graue Oberfläche ohne Fehlstellen. Im Querschliff (Figur 6) zeigt sich, dass die Beschichtung aus einer hellen Phase und einer dunklen Phase besteht, wobei die. Phasen Zn-Fe-Al-haltige Phasen sind. Die hellen Phasen sind zinkreicher, die dunklen Phasen eisenreicher. Ein Teil des Aluminiums hat bei der Glühung mit Luftsauerstoff reagiert und eine schützende Al2θ3-Haut gebildet.
Bei der galvanostatischen Auflösung zeigt das Blech zu Beginn der Messung ein für die Auflösung erforderliches Potential von ca. -0,7 V. Dieser Wert liegt deutlich unter dem Potential des Stahls. Nach einer Messzeit von ca. 1.000 Sekunden stellt sich ein Potential von ca. -0,6 V ein. Auch dieses Potential liegt noch deutlich unter dem Stahlpotential. Nach einer Messzeit von ca. 3.500 Sekunden ist dieser Teil der Schicht aufgebraucht und das notwendige Potential zur Auflösung der Schicht nähert sich dem Stahlpotential. Diese Beschichtung bietet somit nach dem Glühen zusätzlich zum Barriereschutz einen kathodischen Korrosionsschutz. Das Potential liegt bis zu einer Messzeit von 3.500 Sekunden bei einem Wert von < -0,6 V, so dass ein nennenswerter kathodischer Schutz über lange Zeit hinweg aufrecht erhalten wird, auch wenn das Blech der Austenitisierungstemperatur zugeführt wurde. Das Potential-Zeit- Diagramm ist in Figur 7 dargestellt.
Beispiel 4 (erfindungsgemäß)
Das Blech wird durch eine Schmelze bzw. durch ein Zinkbad geführt, mit einem Zinkanteil von 99,8% und einem Aluminiumgehalt von 0,2%. Im Zinküberzug vorhandenes Aluminium reagiert bei der Glühung mit Luftsauerstoff und bildet eine schützende Al203-Haut. Durch ständige Diffusion des Sauerstoffafinen Aluminiums an die Oberfläche wird diese Schutzhaut aufrecht erhalten und ausgebaut. Nach dem Glühen des Blechs zeigt sich eine silbrig-graue Oberfläche ohne Fehlstellen. Aus dem ursprünglich etwa 15 μm dicken Zinküberzug entwickelt sich bei der Glühung aufgrund Diffusion eine etwa 20 bis 25 μm dicke Schicht, wobei diese Schicht (Figur 8) aus einer dunkel erscheinenden Phase mit einer Zusammensetzung Zn/Fe von etwa 30/70 besteht und aus einem hellen Bereich mit der Zusammensetzung Zn/Fe von etwa 80/20. An der Oberfläche der Beschichtung ist ein erhöhter Aluminiumanteil nachweisbar. Aufgrund des Nachweises von Oxiden an der Oberfläche kann auf ein Vorhandensein einer dünnen Al2θ3~Schutzschicht geschlossen werden. Zu Beginn der galvanostatischen Auflösung liegt das geglühte Material auf einem Potential von ca. -0,75 V. Nach einer Messzeit von ca. 1.500 Sekunden steigt das für die Auflösung notwendige Potential auf < -0,6 V an. Die Phase hält bis zu einer Messzeit von ca. 2.800 Sekunden. Dann steigt das erforderliche Potential auf Stahlpotential. Auch in diesem Fall liegt zusätzlich zum Barriereschutz ein kathodischer Korrosionsschutz vor. Das Potential liegt bis zu einer Messzeit von 2.800 Sekunden bei einem Wert von < -0,6 V. Auch ein derartiges Material besitzt somit über eine sehr lange Zeit einen kathodischen Korrosionsschutz. Das Potential-Zeit-Diagramm ist Figur 9 zu entnehmen.
Beispiel 5 (nicht erfindungsgemäß)
Das Blech wird nach Austritt des Blechbandes aus der Zinkschmelze (ca. 450 °C Bandtemperatur) auf eine Temperatur von etwa 500 °C erhitzt. Hierbei wird die Zinkschicht vollständig in Zn-Fe-Phasen umgewandelt. Die Zinkschicht wird also zur Gänze, d.h. bis an die Oberfläche in Zn-Fe-Phasen umgewandelt. Hieraus resultieren auf dem Stahlblech zinkreiche Phasen, die alle mit einem Zn-Fe-Verhältnis von > 70% Zink ausgebildet sind. Bei dieser Korrosionsschutzschicht ist im Zinkbad etwas Aluminium enthalten, in einer Größenordnung von etwa 0,13%.
Ein 1 mm dickes Stahlblech mit der genannten wärmebehandelten und vollständig umgewandelten Beschichtung wird für 4 Minuten und 30 Sekunden in einem 900 °C heißen Ofen aufgeheizt. Es resultiert eine gelb-grüne Oberfläche.
Die gelb-grüne Oberfläche deutet auf eine Oxidation der Zn-Fe- Phasen beim Glühen hin. Eine Aluminiumoxid-Schutzschicht ist nicht nachweisbar. Der Grund für das Ausbleiben einer Aluminiumoxid-Schutzschicht kann damit erklärt werden, dass bei der Glühbehandlung das Aluminium aufgrund fester Zn-Fe-Phasen nicht so rasch an die Oberfläche wandern und die Zn-Fe- Beschichtung vor Oxidation schützen kann. Beim Erhitzen dieses Materials liegt bei Temperaturen um 500 °C noch keine flüssige zinkreiche Phase vor, denn diese bildet sich erst bei höheren Temperaturen von 782 °C. Sind 782 °C erreicht, liegt thermodyna- misch eine flüssige zinkreiche Phase vor, in welcher das Aluminium frei verfügbar ist. Trotzdem wird die Oberflächenschicht nicht gegen Oxidation geschützt.
Möglicherweise liegt zu diesem Zeitpunkt die Korrosionsschutzschicht bereits teilweise oxidiert vor und es kann sich keine deckende Aluminiumoxid-Haut mehr ausbilden. Die Schicht zeigt sich im Querschliff wellig zerklüftet und besteht aus Zn- und Zn-Fe-Oxiden (Figur 11) . Zudem ist die Oberfläche des genannten Materials aufgrund der hochkristallinen nadeiförmigen O- berflächenausbildung der Oberfläche viel größer, was ebenfalls für die Ausbildung einer deckenden und dickeren Aluminiumoxid- Schutzschicht von Nachteil sein könnte. Die genannte, nicht erfindungsgemäße Beschichtung bildet im Ausgangszustand, also nicht im thermisch behandelten Zustand, eine spröde Schicht, die mit zahlreichen Rissen, sowohl quer als auch längs zur Beschichtung versehen ist. (Figur 10 im Vergleich zu den vorhergenannten erfindungsgemäßen Beispiel (links im Bild) ) . Hierdurch kann im Zuge der Aufheizung sowohl eine Entkohlung als auch eine Oxidation der Stahlsubstrates speziell bei kalt vorgeformten Bauteilen erfolgen.
Bei der galvanostatischen Auflösung dieses Materials wird für die Auflösung unter konstantem Stromfluss zu Beginn der Messung ein Potential von ca. +1V angelegt, das sich dann auf einen Wert von ca. +0,7V einpendelt. Auch hier liegt das Potential während der gesamten Auflösung deutlich über dem Stahlpotential (Figur 12) . Folglich muss bei diesen Glühbedingungen auch von einem reinen Barriereschutz gesprochen werden. Auch in diesem Fall konnte kein kathodischer Korrosionsschutz ermittelt werden.
Beispiel 6 (erfindungsgemäß)
Ein Blech, wie im zuvor genannten Beispiel wird unmittelbar nach der Schmelztauchverzinkung einer Wärmebehandlung unterzogen, bei etwa 490°C bis 550°C, wobei die Zinkschicht nur teilweise in Zn-Fe-Phasen umgewandelt wird. Der Prozess wird hierbei so gefahren, dass die Phasenumwandlung nur teilweise durchgeführt wird und somit noch nicht umgewandeltes Zink mit Aluminium an der Oberfläche vorhanden ist und somit freies Aluminium als Oxidationsschutz für die Zinkschicht verfügbar ist.
Ein 1 mm dickes Stahlblech wird mit der erfindungsgemäßen wärmebehandelten und nur teilweise in Zn-Fe-Phasen umgewandelten Beschichtung rasch induktiv auf 900 °C aufgeheizt. Es ergibt sich eine Oberfläche, die grau und ohne Fehlstellen ist. Eine REM/EDX-Untersuchung des Querschliffs (Figur 13) zeigt eine etwa 20 μm dicke Oberflächenschicht, wobei aus dem ursprünglich etwa 15 μm dicken Zinküberzug der Beschichtung sich bei der induktiven Glühung aufgrund Diffusion eine etwa 20 μm Zn- Fe-Schicht gebildet hat, wobei diese Schicht den für die Erfindung typischen zweiphasigen Aufbau mit einem "Leopardenmuster" zeigt, mit einer im Bild dunkel erscheinenden Phase mit einer Zusammensetzung Zn/Fe von etwa 30/70 und hellen Bereiche mit der Zusammensetzung Zn/Fe von etwa 80/20. Darüber hinaus sind einzelne Bereiche mit Zinkanteilen > 90% Zink vorhanden. An der Oberfläche ist eine Schutzschicht aus Aluminiumoxid nachweisbar. Bei der galvanostatischen Ablösung der Oberflächenbeschichtung einer schnell aufgeheizten Blechplatine mit der erfindungsgemäßen und im Gegensatz zu Beispiel 5 nur unvollständig vor dem Presshärten wärmebehandelten feuerverzinkten Schicht liegt zu Beginn der Messung das für die Auflösung notwendige Potential bei ca. -0,94 V und ist damit vergleichbar mit dem Potential, das für die Auflösung einer ungeglühten Zinkbeschichtung notwendig ist. Nach. einer Messzeit von ca. 500 Sekunden steigt das Potential auf einen Wert von -0,79 V an und liegt damit weit unter dem Stahlpotential. Nach ca. 2.200 Sekunden Messzeit sind < -0,6 V für die Ablösung notwendig, wobei das Potential anschließend auf -0,38V ansteigt und sich dann dem Stahlpotential nähert (Figur. 14). Bei dem erfindungsgemäßen, schnell aufgeheizten unvollständig vor dem Presshärten wärmebehandelten Material kann sich also sowohl ein Barriereschutz als auch ein sehr guter kathodischer Korrosionsschutz ausbilden. Auch bei diesem Material kann der kathodische Korrosionsschutz über eine sehr lange Messzeit aufrecht erhalten werden.
Beispiel 7 (nicht erfindungsgemäß)
Ein Blech wird elektrolytisch verzinkt durch elektrochemische Abscheidung von Zink auf Stahl. Beim Glühen entsteht durch die Diffusion des Stahls mit der Zinkschicht eine dünne Zn-Fe- Schicht. Der Großteil des Zinks oxidiert zu Zinkoxid, welches durch das gleichzeitige Entstehen von Eisenoxiden grün erscheint. Die Oberfläche zeigt ein grünes Aussehen mit lokalen Zunderstellen, an welchen die Zinkoxidschicht nicht am Stahl haftet .
Eine REM/EDX-Untersuchung (Figur 15) des Beispielblechs im Querschliff bestätigt, dass ein Grossteil der Beschichtung aus Zink-Eisen-Oxidbelegungen besteht. Bei der galvanostatischen Auflösung liegt das für den Stromfluss benötigte Potential bei ca. +1 V und somit deutlich über dem Stahlpotential. Im Laufe der Messung schwankt das Potential zwischen +0,8 und -0,1 V, liegt aber während der gesamten Auflösung der Beschichtung ü- ber dem Stahlpotential. Daraus folgt, dass der Korrosionsschutz eines geglühten, elektrolytisch verzinkten Bleches ein reiner Barriereschutz ist, der allerdings weniger effizient ist als bei feueralumiertem Blech, da das Potential zu Beginn der Messung bei elektrolytisch beschichtetem Blech niedriger liegt als bei feueraluminiertem Blech. Das zur Auflösung benötigte Potential liegt während der gesamten Auflösung über dem Stahlpotential. Damit liegt auch bei einem geglühten, elektrolytisch beschichteten Blech zu keinem Zeitpunkt ein kathodischer Korrosionsschutz vor. Das Potential-Zeit-Diagramm ist Figur 16 zu entnehmen. Das Potential liegt grundsätzlich über Stahlpotential, schwankt aber je nach Versuch bei identischen Versuchsbedingungen im Detail.
Beispiel 8 (nicht erfindungsgemäß)
Ein Blech wird durch elektrochemische Abscheidung von Zink und Nickel auf der Stahloberfläche hergestellt. Das Gewichtsverhältnis von Zink zum Nickel in der Korrosionsschutzschicht beträgt etwa 90/10. Die abgeschiedene Schichtdicke liegt bei 5 μm.
Das Blech wird mit der Beschichtung für 4 Minuten und 30 Sekunden bei 900 °C bei Anwesenheit von Luftsauerstoff geglüht. Beim Glühen entsteht durch die Diffusion des Stahls mit der Zinkschicht eine dünne Diffusionsschicht aus Zink, Nickel und Eisen. Aufgrund des Fehlens von Aluminium oxidiert der Großteil des Zinks jedoch wiederum zu Zinkoxid. Die Oberfläche zeigt ein verzundertes, grünes Aussehen mit kleinen lokalen Abplatzungen, an welchen die Oxidschicht nicht am Stahl haftet . Eine REM/EDX-Untersuchung eines Querschliffs (Figur 17) zeigt, dass der Großteil der Beschichtung oxidiert wurde und somit für einen kathodischen Korrosionsschutz nicht zur Verfügung steht.
Zu Beginn der Messung liegt das für die Auflösung der Schicht erforderliche Potential mit 1,5 V weit über dem Stahlpotential. Nach ca. 250 Sekunden sinkt es auf ca. 0,04 V ab und oszilliert zwischen + 0,25 V. Nach ca. 1.700 Sekunden Messzeit pendelt es sich schließlich auf einen Wert von - 0,27 V ein und bleibt bis zum Ende der Messung auf diesem Wert. Das für die Auflösung der Schicht benötigte Potential liegt die gesamte Messzeit deutlich über dem Stahlpotential. Folglich liegt bei dieser Beschichtung nach dem Glühen ein reiner Barriereschutz ohne jeglichem kathodischen Korrosionsschutz vor (Figur. 18) .
9. Nachweis der Aluminiumoxidschicht durch GDOES-Analyse
Mithilfe einer GDOES (Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy) - ^Untersuchung kann man die Ausbildung der Aluminiumoxidschicht bei der Glühung (und die Wanderung des Aluminiums an die Oberfläche) nachweisen.
Zur GDOES-Messung:
Ein 1 mm dickes, gemäß Beispiel 4 beschichtetes Stahlblech mit einer Schichtdicke von 15 μm wurde für 4 min 30 s in einen 900 °C heißen Strahlungsofen in Luft gegeben, danach zwischen zwei 5 cm dicken Stahlplatten rasch abgekühlt und die Oberfläche mit einer GDOES-Messung analysiert. In Fig. 25 und 26 sind die GDOES-Analysen des gemäß Beispiel 4 beschichteten Bleches vor und nach dem Glühen dargestellt. Vor dem Härten (Fig. 25) erreicht man nach etwa 15 μm den Ü- bergang Zinkschicht-Stahl, nach dem Härten ist die Schicht etwa 23 μm dick.
Nach dem Härten (Fig. 26) sieht man den erhöhten Aluminiumanteil an der Oberfläche im Vergleich zum ungeglühten Blech.
10. Zusammenfassung
Die Beispiele zeigen, dass nur die erfindungsgemäß für das Presshärte-Verfahren verwendeten, korrosionsgeschützten Bleche auch nach dem Glühen noch einen kathodischen Korrosionsschutz, insbesondere mit einer kathodischen Korrosionsschutzenergie > 4 J/cm2 bieten. Die zum Auflösen erforderlichen Potentiale als Funktion der Zeit werden in Figur 19 miteinander verglichen.
Für die Bewertung der Qualität des kathodischen Korrosionsschutzes darf nicht nur die Zeit, während der der kathodische Korrosionsschutz aufrecht erhalten werden kann, herangezogen werden, sondern muss auch die Differenz zwischen dem für die Auflösung notwendigen Potential und dem Stahlpotential berücksichtigt werden. Je größer diese Differenz ist, umso wirksamer ist der kathodische Korrosionsschutz auch bei schlecht leitenden Elektrolyten. Der kathodische Korrosionsschutz ist bei einer Spannungsdifferenz von 100 mV zum Stahlpotential in schlecht leitenden Elektrolyten vernachlässigbar gering. Zwar liegt auch bei einer kleineren Differenz zum Stahlpotential prinzipiell noch ein kathodischer Korrosionsschutz vor, sofern ein Stromfluss bei der Verwendung einer Stahlelektrode nachgewiesen wird, allerdings ist dieser vernachlässigbar gering für praktische Aspekte, da das korrosive Medium sehr gut leiten muss, damit dieser Beitrag zum kathodischem Korrosionsschutz genutzt werden kann. Dies ist unter atmosphärischen Bedingungen (Regenwasser, Luftfeuchtigkeit etc.) praktisch nicht der Fall. Es wurde daher für die Auswertung nicht die Differenz zwischen dem für die Auflösung benötigten Potential und Stahlpotential herangezogen, sondern ein Schwellenwert von 100 mV unter dem Stahlpotential verwendet. Nur die Differenz bis zu diesem Schwellenwert wurde für die Auswertung des kathodischen Schutzes berücksichtigt.
Als Bewertungskriterium für den kathodischen Schutz der jeweiligen Oberflächenbeschichtung nach dem Glühen, wurde die Fläche zwischen der Potentialkurve bei der galvanostatischen Auflösung und dem festgelegten Schwellenwert von 100 mV unter dem Stahlpotential festgelegt (Figur 20) . Nur jene Fläche, die unter dem Schwellenwert liegt, wird berücksichtigt. Die darüber- liegende Fläche trägt vernachlässigbar wenig bzw. gar nicht zum kathodischen Korrosionsschutz bei und geht daher nicht in die Bewertung ein.
Die so erhaltene Fläche entspricht, wird sie mit der Stromdichte multipliziert, der Schutzenergie pro Flächeneinheit mit der das Grundmaterial aktiv vor Korrosion geschützt werden kann. Je größer diese Energie ist, umso besser ist der kathodische Korrosionsschutz. In Figur 21 werden die ermittelten Schutzenergien pro Flächeneinheit miteinander verglichen. Während ein Blech mit der bekannten Aluminium-Zink-Schicht aus 55% Aluminium und 44% Zink, wie diese auch aus dem Stand der Technik bekannt ist, nur eine Schutzenergie pro Flächeneinheit von ca. 1,8 J/cm2 aufweist, beträgt die Schutzenergie pro Flächeneinheit bei erfindungsgemäß beschichteten Blechen 5,6 J/cm2 und 5, 9 J/cm2.
Als kathodischer Korrosionsschutz im Sinne der Erfindung wird nachfolgend festgelegt, dass bei 15 μm dicken Beschichtungen und den dargestellten Prozess- und Versuchsbedingungen zumindest eine kathodische Korrosionsschutzenergie von 4 J/cm2 vorhanden ist.
Eine Zinkschicht, die elektrolytisch auf der Stahlblechoberfläche abgeschieden wurde, ist für sich allein nicht in der Lage einen erfindungsgemäßen Korrosionsschutz, auch nach einem Erhitzungsschritt über die Austenitisierungstemperatur zu leisten. Erfindungsgemäß kann jedoch die Erfindung auch mit einer elektrolytisch abgeschiedenen Beschichtung erzielt werden. Hierzu kann das Zink zusammen mit dem oder den sauerstoffaffinen Elementen in einem Elektrolyseschritt gleichzeitig auf der Blechoberfläche abgeschieden werden, so dass auf der Blechoberfläche eine Beschichtung mit homogenem Aufbau entsteht, die sowohl Zink als auch das oder die sauerstof affinen Elemente enthält. Bei der Erhitzung auf die Austenitisierungstemperatur verhält sich eine derartige Beschichtung wie eine im Feuerverzinkungsverfahren auf die Blechoberfläche aufgebrachte Beschichtung der gleichen Zusammensetzung.
Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform wird in einem ersten Elektrolyseschritt ausschließlich Zink auf der Blechoberfläche abgeschieden und in einem zweiten Elektrolyseschritt das oder die sauerstoffaffinen Elemente auf der Zinkschicht abgeschieden. Die zweite Beschichtung aus den Sauerstoffaffinen Elementen kann hierbei deutlich dünner sein als die Zinkbeschichtung. Beim Aufheizen einer derartigen erfindungsgemäßen Beschichtung oxidiert die auf der Zinkschicht befindliche äußere Schicht aus dem oder den Sauerstoffäffinen Elementen und schützt mit einer Oxidhaut das darunterliegende Zink. Selbstverständlich wird das sauerstoffaffine Elemente oder werden die sauerstoffaffinen Elemente so ausgewählt, dass diese nicht von der Zinkschicht abdampfen oder in einer Weise oxidiert werden, die keine schützende Oxidhaut hinterlässt. Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform wird zunächst eine Zinkschicht elektrolytisch abgeschieden und anschließend eine Schicht aus dem oder den Sauerstoffäffinen Elementen durch Bedampfen oder andere geeignete Beschichtungsverfahren nicht-elektrolytischer Art aufgebracht.
Typisch für die erfindungsgemäßen Beschichtungen ist, dass neben der oberflächlichen Schutzschicht aus einem Oxid des oder der eingesetzten Sauerstoffaffinen Elemente, insbesondere A120 nach der Aufheizbehandlung für das Presshärten die erfindungsgemäßen Schichten im Querschliff ein typisches "Leopardenmuster" zeigen, das aus einer zinkreichen, intermetallischen Fe- Zn-Al-Phase und einer eisenreichen Fe-Zn-Al-Phase besteht, wobei die eisenreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von höchstens 0,95 (Zn/Fe≤O, 95) , vorzugsweise von 0,20 bis 0,80 (Zn/Fe=0,20 bis 0,80) und die zinkreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von mindestens 2,0 (Zn/Fe≥2,0), vorzugsweise von 2,3 bis 19,0 (Zn/Fe=2,3 bis 19,0) aufweist. Es konnte festgestellt werden, dass, nur wenn ein solcher zweiphasiger Aufbau erreicht wird, eine ausreichende kathodische Schutzwirkung noch vorhanden ist. Ein solcher zweiphasiger Aufbau stellt sich jedoch nur dann ein, wenn zuvor die Bildung eine AI2O3- Schutzschicht an der Oberfläche der Beschichtung stattgefunden hat. Im Gegensatz zu einer bekannten Beschichtung gemäß der US 6,564,604 B2, die einen homogenen Aufbau bzgl. Struktur und Textur besitzt, wobei Zn-Fe-Nadeln in einer Zinkmatrix vorliegen sollen, wird hier ein inhomogener Aufbau aus mindestens zwei unterschiedlichen Phasen erzielt.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ein kontinuierlich und damit wirtschaftlich erzeugtes Stahlblech für das Herstellen pressgehärteter Bauteile geschaffen wird, welches einen kathodischen Korrosionsschutz besitzt, der zuverlässig auch beim Aufheizen des Bleches über die Austenitisierungstemperatur und dem anschließenden Umformen erhalten bleibt.

Claims

Patentansprüche
Verfahren zum Herstellen eines gehärteten Stahlbauteils mit kathodischem Korrosionsschutz wobei:
a) auf ein Blech aus einer härtbaren Stahllegierung in einem kontinuierlichen Beschichtungsprozess eine Beschichtung aufgebracht wird, wobei
b) die Beschichtung im Wesentlichen aus Zink besteht, und
c) die Beschichtung zudem ein oder mehrere Sauerstoffaffine Elemente in einer Gesamtmenge von 0,1 Gew.-% bis 15 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthält, und
d) das beschichtete Stahlblech anschließend zumindest teilbereichsweise unter Zutritt von Luftsauerstoff auf eine zum Härten notwendige Temperatur gebracht und bis zu einer für das Härten notwendigen Gefügeänderung erhitzt wird, wobei
e) auf der Beschichtung eine oberflächliche Haut aus einem Oxid des oder der Sauerstoffäffinen Elemente gebildet wird, und f) das Blech vor oder nach dem Erhitzen umgeformt wird, wobei g) das Blech nach der ausreichenden Erwärmung abgekühlt wird, wobei die Abkühlrate so bemessen wird, dass eine Härtung der Blechlegierung erzielt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass als sauerstoffaffine Elemente in der Mischung Magnesium und/oder Silicium und/oder Titanium und/oder Calcium und/oder Aluminium und/oder Mangan und/oder Bor verwendet werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 und/oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung im Schmelztauchverfahren aufgebracht wird, wobei eine Mischung aus im Wesentlichen Zink mit dem oder den Sauerstoffäffinen Elementen verwendet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1 und/oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung elektrolytisch aufgebracht wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass bei der elektrolytischen Beschichtung zunächst eine Zinkschicht abgeschieden wird und auf die abgeschiedene Zinkschicht in einem zweiten Schritt nachfolgend das oder die Sauerstoffäffine Elemente abgeschieden werden.
6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass zunächst eine Zinkschicht elektrolytisch auf der Oberfläche des Blechs abgeschieden wird und anschließend auf die Zinkoberfläche eine Beschichtung aus dem oder den Sauerstoffäffinen Elementen aufgebracht wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das oder die Sauerstoffäffinen Elemente aufgedampft oder mit anderen geeigneten Verfahren aufgebracht werden.
8. Verfahren nach Anspruch 1 und/oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 0,2 Gew.-% bis 5 Gew.-% der sauerstoffaffinen Elemente verwendet werden.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass 0,26 Gew.-% bis 2,5 Gew.-% der sauerstoffaffinen Elemente verwendet werden.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass als sauerstoffaffines Element im Wesentlichen Aluminium verwendet wird.
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtungsmischung so ausgewählt wird, dass die Schicht während des Aufheizens oberflächlich eine Oxidhaut aus Oxiden des oder der sauerstoffaffinen Elemente bildet und die Beschichtung zumindest zwei Phasen ausbildet, wobei eine zinkreiche und eine eisenreiche Phase ausgebildet werden.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die eisenreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von höchstens 0,95 (Zn/Fe≤0,95) vorzugsweise von 0,20 bis 0,80 (Zn/Fe=0,20 bis 0,80) und die zinkreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von mindestens 2,0 (Zn/Fe>2,0) vorzugsweise von 2,3 bis 19,0 (Zn/Fe=2,3 bis 19,0) ausgebildet werden.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die eisenreiche Phase ein Verhältnis von Zink zu Eisen von etwa 30:70 besitzt und die zinkreiche Phase mit einem Verhältnis von Zink zu Eisen von etwa 80:20 ausgebildet wird.
14. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schicht zudem einzelne Bereiche mit Zinkanteilen > 90 % Zink enthält.
15. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung so ausgebildet wird, dass sie bei einer Ausgangsdicke von 15 μm nach dem Härte- prozess eine kathodische Schutzwirkung von mindestens 4 J/cm2 entwickelt.
16. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung mit der Mischung aus Zink und dem oder den Sauerstoffäffinen Elementen im Durchlauf durch ein Flüssigmetallbad bei einer Temperatur 425 °C bis 690 °C mit anschließender Abkühlung des beschichteten Bleches erfolgt.
17. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung mit der Mischung aus Zink und den sauerstoffaffinen Elementen im Durchlauf durch ein Flüssigmetallbad bei einer Temperatur von 440 °C bis 495°C mit anschließender Abkühlung des beschichteten Bleches erfolgt.
18. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Blech induktiv erhitzt wird.
19. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Blech induktiv im Werkzeug erhitzt wird.
20. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Blech im Strahlungsofen erhitzt wird.
21. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung im Umformwerkzeug stattfindet .
22. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung beim Umformen mittels gekühlter Umformwerkzeuge durchgeführt wird.
23. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung nach dem Umformen im Umformwerkzeug erfolgt.
24. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen in einem Formhärtewerkzeug erfolgt in das das umgeformte Blech nach dem Erwärmen eingelegt wird und in dem ein Formschluss zwischen dem umgeformten Blech und korrespondierend geformten, gekühlten Formhärtewerkzeugen herbeigeführt wird.
25. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Erhitzen und Abkühlen in dem Formhärtewerkzeug erfolgt, wobei das Erhitzen induktiv erfolgt und nach dem induktiven Erhitzen die Form gekühlt wird.
26. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Umformung und das Härten des Bauteils mit einer Rollformvorrichtung erfolgt, wobei das beschichtete Blech zumindest teilweise auf die Austenitisierungstemperatur erhitzt wird, davor, dabei und/oder anschließend rollgeformt wird und im Anschluss an die Rollformen mit einer Abkühlrate abgekühlt wird, die eine Härtung der Blechlegierung herbeiführt.
27. Korrosionsschutzschicht für Stahlbleche die einem Härteschritt unterzogen werden, wobei die Korrosionsschutzschicht nach dem Aufbringen auf das Stahlblech einer Wärmebehandlung unter Sauerstoffzutritt unterzogen ist, wobei die Beschichtung aus im Wesentlichen Zink besteht und zudem ein oder mehrere sauerstoffaffine Elemente in einer Gesamtmenge von 0,1 Gew.-% bis 15,0 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthält, wobei die Korrosionsschutzschicht oberflächlich eine Oxidhaut aus Oxiden des oder der sauerstoffaffinen Elemente besitzt und die Beschichtung zumindest zwei Phasen ausbildet, wobei eine zinkreiche und eine eisenreiche Phase ausgebildet sind.
28. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht als sauerstoffaffine Elemente in der Mischung Magnesium und/oder Silizium und/oder Titanium und/oder Calcium und/oder Aluminium und/oder Bor und/oder Mangan enthält.
29. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 27 und/oder 28, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht eine durch ein Schmelztauchverfahren aufgebrauchte Korrosionsschutzschicht ist.
30. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung aus einer Mischung aus im Wesentlichen Zink besteht und die Mischung zudem ein oder mehrere Sauerstoffäffine Elemente enthält.
31. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 27 und/oder 28, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht eine durch ein elektrolytisches Abscheideverfahren aufgebrachte Korrosionsschutzschicht ist.
32. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, dass Korrosionsschutzschicht eine Korrosionsschutzschicht ist, die durch das elektrolytische Abscheiden von im Wesentlichen Zink und gleichzeitig eines oder mehrerer Sauerstoffaffiner Elemente entstanden ist.
33. Korrosionsschutzschicht nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht durch zunächst das elektrolytische Abscheiden von im Wesentlichen Zink und das anschließende Aufdampfen oder Aufbringen mit anderen geeigneten Verfahren eines oder mehrerer sauerstoffaffiner Elemente entstanden ist.
34. Korrosionsschutzschicht nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sauerstoffaffinen Elemente in einer Gesamtmenge von 0,1 bis 15,0 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthalten sind.
35. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 33, dadurch gekennzeichnet, dass diese Sauerstoffäffinen Elemente in einer Gesamtmenge von 0,02 bis 0,5 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthalten sind.
36. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 33, dadurch gekennzeichnet, dass die sauerstoffaffinen Elemente in einer Gesamtmenge von 0,6 bis 2,5 Gew.-% bezogen auf die gesamte Beschichtung enthalten sind.
37. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 36, dadurch gekennzeichnet, dass als Sauerstoffäffines E- lement im Wesentlichen Aluminium enthalten ist.
38. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 37, dadurch gekennzeichnet, dass die eisenreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von höchstens 0,95 (Zn/Fe≤0,95) vorzugsweise 0,20 bis 0,80 (Zn/Fe=0,20 bis 0,80) und zinkreiche Phase ein Verhältnis Zink zu Eisen von mindestens 2,0 (Zn/Fe>2,0) vorzugsweise von 2,3 bis 19,0 (Zn/Fe=2,3 bis 19,0) aufweist.
39. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 38, dadurch gekennzeichnet, dass die eisenreiche Phase ein Verhältnis von Zink zu Eisen von etwa 30:70 besitzt und die zinkreiche Phase .ein Verhältnis von Zink zu Eisen von etwa 80:20 besitzt.
40. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 39, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht zudem einzelne Bereiche mit Zinkanteilen ≥ 90 Gew.-% Zink enthält.
41. Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 40, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht bei einer Ausgangsdicke von 15 μm eine kathodische Schutzenergie von mindestens 4 J/cm2 besitzt.
42. Gehärtetes Blechbauteil hergestellt mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 27 mit einer Korrosionsschutzschicht nach einem der Ansprüche 27 bis 41.
43. Gehärtetes Stahlbauteil nach Anspruch 42, wobei das Bauteil aus einem warm- oder kaltgewalzten Stahlband mit einer Dicke von ≥ 0,15 mm und mit einem Konzentrationsbereich mindestens eines der Legierungselemente in den Grenzen in Gew.-%
Kohlenstoff bis 0,4, vorzugsweise 0,15 bis 0,3 Silizium bis 1,9, vorzugsweise 0,11 bis 1,5 Mangan bis 3,0, vorzugsweise 0,8 bis 2,5 Chrom bis 1,5, vorzugsweise 0,1 bis 0,9 Molybdän bis 0,9, vorzugsweise 0,1 bis 0,5 Nickel bis 0,9, Titan bis 0,2 vorzugsweise 0,02 bis 0,1 Vanadin bis 0,2 Wolfram bis 0,2, Aluminium bis 0,2, vorzugsweise 0,02 bis 0,07 Bor bis 0,01, vorzugsweise 0,0005 bis 0,005 Schwefel Max. 0,01, vorzugsweise Max. 0,008 Phosphor Max. 0,025, vorzugsweise Max. 0,01 Rest Eisen und Verunreinigungen
ausgebildet ist.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102017110864B3 (de) 2017-05-18 2018-10-18 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlblechbauteile mit unterschiedlichen Blechdicken

Families Citing this family (111)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE10333165A1 (de) * 2003-07-22 2005-02-24 Daimlerchrysler Ag Pressgehärtetes Bauteil und Verfahren zur Herstellung eines pressgehärteten Bauteils
ATE478971T1 (de) * 2003-07-29 2010-09-15 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum herstellen von geharteten bauteilen aus stahlblech
US7685907B2 (en) * 2004-08-13 2010-03-30 Vip Tooling, Inc. Method for manufacturing extrusion die tools
US20100199738A1 (en) * 2004-08-13 2010-08-12 Vip Tooling, Inc., (An Indiana Corporation) Modular extrusion die tools
DE102005041741B4 (de) * 2005-09-02 2010-03-18 Daimler Ag Verfahren zum Herstellen eines pressgehärteten Bauteils
JP4690848B2 (ja) * 2005-10-13 2011-06-01 新日本製鐵株式会社 外観、加工性、溶接性に優れた高張力溶融Ｚｎめっき鋼材及びその製造方法
WO2007048883A1 (fr) * 2005-10-27 2007-05-03 Usinor Procede de fabrication d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques a partir d'une tole laminee et revetue
US20100057254A1 (en) * 2006-11-13 2010-03-04 Salamanca Hugo P Methods for using robotics in mining and post-mining processing
DE102005059614A1 (de) * 2005-12-12 2007-06-14 Nano-X Gmbh Beschichtungsmaterial zum Schutz von Metallen, insbesondere Stahl, vor Korrosion und/oder Verzunderung, Verfahren zum Beschichten von Metallen und Metallelement
SE531379C2 (sv) * 2006-06-08 2009-03-17 Nord Lock Ab Metod för att härda och belägga stålbrickor för låsning samt stållåsbricka
US8721809B2 (en) * 2007-02-23 2014-05-13 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of thermomechanical shaping a final product with very high strength and a product produced thereby
DE102007013739B3 (de) * 2007-03-22 2008-09-04 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum flexiblen Walzen von beschichteten Stahlbändern
DE102007022174B3 (de) 2007-05-11 2008-09-18 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen und Entfernen einer temporären Schutzschicht für eine kathodische Beschichtung
HUE037930T2 (hu) * 2007-07-19 2018-09-28 Muhr & Bender Kg Hosszirányban változó vastagságú acélszalag lágyítására szolgáló eljárás
JP5425770B2 (ja) * 2007-07-19 2014-02-26 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 長さ方向において厚さが変化する鋼ストリップ
DE102007038215A1 (de) 2007-08-13 2009-02-19 Nano-X Gmbh Verfahren zur Herstellung einer aktiven Korrosionsschutzbeschichtung auf Bauteilen aus Stahl
DE102007038214A1 (de) 2007-08-13 2009-02-19 Volkswagen Ag Verfahren zum Korrosionsschutz von Karosserie-, Fahrwerks-, Motorbauteilen oder Abgasanlagen
EP2025771A1 (de) * 2007-08-15 2009-02-18 Corus Staal BV Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Stahlbandes zur Herstellung von Platinenzuschnitten zur thermomechanischen Formgebung, so hergestelltes Band und Verwendung eines solchen Bandes
JP2009061473A (ja) * 2007-09-06 2009-03-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度部品の製造方法
DE102007043154B4 (de) 2007-09-11 2017-01-26 Voestalpine Krems Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Härten von Profilen
DE102007048504B4 (de) * 2007-10-10 2013-11-07 Voestalpine Stahl Gmbh Korrosionsschutzbeschichtung für Stahlbleche und Verfahren zum Konditionieren einer Korrosionsschutzbeschichtung
DE102007050907A1 (de) 2007-10-23 2009-04-30 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechprofils
SE531689C2 (sv) * 2007-11-26 2009-07-07 Gestamp Hardtech Ab Sätt att framställa en lackerad höghållfast produkt
DE102007061489A1 (de) 2007-12-20 2009-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen von gehärteten Bauteilen aus härtbarem Stahl und härtbares Stahlband hierfür
CA2709520C (en) * 2007-12-28 2013-06-25 Greatpoint Energy, Inc. Petroleum coke compositions for catalytic gasification
AU2009238926B2 (en) * 2008-04-22 2012-03-29 Nippon Steel Corporation Plated steel sheet and method of hot-pressing plated steel sheet
DE102008037442B3 (de) * 2008-10-13 2010-02-25 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zur Bestimmung von Formänderungen eines Werkstücks
EP2379756A1 (de) 2008-12-19 2011-10-26 Tata Steel IJmuiden B.V. Verfahren zur herstellung eines beschichteten teils unter verwendung von warmformtechniken
JP4825882B2 (ja) * 2009-02-03 2011-11-30 トヨタ自動車株式会社 高強度焼き入れ成形体及びその製造方法
DE102009007909A1 (de) 2009-02-06 2010-08-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils durch Warmformen und durch Warmformen hergestelltes Stahlbauteil
DE102009016852A1 (de) * 2009-04-08 2010-10-14 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung wärmebehandelter Blechformteile aus einem Stahlblechmaterial mit einer Korrosionsschutzbeschichtung und derartiges Blechformteil
CN101985199B (zh) * 2009-07-29 2012-09-05 比亚迪股份有限公司 一种电子产品外壳的制备方法
PT2290133E (pt) 2009-08-25 2012-06-19 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Método para a produção de um componente de aço com um revestimento metálico anti-corrosão e um componente de aço
DE102009051673B3 (de) * 2009-11-03 2011-04-14 Voestalpine Stahl Gmbh Herstellung von Galvannealed-Blechen durch Wärmebehandlung elektrolytisch veredelter Bleche
CN101935789B (zh) * 2009-11-19 2012-03-07 江苏麟龙新材料股份有限公司 含Al-Zn-Si-Mg-RE-Ti-Ni的热浸镀铸铝合金及其制备方法
DE102009056443A1 (de) * 2009-12-02 2011-06-09 Benteler Automobiltechnik Gmbh Crashbox und Verfahren zu deren Herstellung
KR101171450B1 (ko) 2009-12-29 2012-08-06 주식회사 포스코 도금 강재의 열간 프레스 성형방법 및 이를 이용한 열간 프레스 성형품
DE102010004823B4 (de) * 2010-01-15 2013-05-16 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines metallischen Formbauteils für Kraftfahrzeugkomponenten
KR101798257B1 (ko) 2010-02-19 2017-11-15 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 열간 성형에 적당한 스트립, 시트 또는 블랭크, 및 이의 제조 방법
DE102010017354A1 (de) * 2010-06-14 2011-12-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgeformten und gehärteten, mit einer metallischen Korrosionsschutzbeschichtung überzogenen Stahlbauteils aus einem Stahlflachprodukt
DE102010037077B4 (de) 2010-08-19 2014-03-13 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Konditionieren der Oberfläche gehärteter korrosionsgeschützter Bauteile aus Stahlblech
CA2809187A1 (en) * 2010-08-31 2012-03-08 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for hot forming a coated metal part and formed part
WO2012043837A1 (ja) 2010-09-30 2012-04-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品およびその製造方法
DE102011053941B4 (de) 2011-09-26 2015-11-05 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile mit Bereichen unterschiedlicher Härte und/oder Duktilität
DE102011053939B4 (de) 2011-09-26 2015-10-29 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile
KR20130132566A (ko) * 2010-12-24 2013-12-04 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 경화된 구조적 요소의 제조 방법
DE102011001140A1 (de) * 2011-03-08 2012-09-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt, Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts und Verfahren zum Herstellen eines Bauteils
BR112013023792A2 (pt) * 2011-03-18 2016-12-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço para elemento gravado a quente e método de produção da mesma
ES2389188B1 (es) * 2011-03-29 2013-09-02 Rovalma Sa Proteccion catodica mediante recubrimiento para circuitos de refrigeracion u otros agujeros o canales.
DE202011107125U1 (de) 2011-04-13 2011-11-30 Tata Steel Ijmuiden Bv Warmformbares Band, Blech oder Zuschnitt und warmgeformtes Produkt
JP5472531B2 (ja) * 2011-04-27 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ部材用鋼板およびその製造方法
CN103582531A (zh) * 2011-06-07 2014-02-12 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 可热成型的带材、片材或坯料，其生产方法、热成型产品的方法和热成型的产品
DE102011108162B4 (de) * 2011-07-20 2013-02-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Warmumformen eines Vorproduktes aus Stahl
US9677145B2 (en) 2011-08-12 2017-06-13 GM Global Technology Operations LLC Pre-diffused Al—Si coatings for use in rapid induction heating of press-hardened steel
DE102011056444C5 (de) 2011-12-14 2015-10-15 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum partiellen Härten von Blechbauteilen
BR112014014946A2 (pt) * 2011-12-20 2017-06-13 Skf Ab método para manufaturar um componente de aço por soldagem de topo a arco e um componente produzido empregando-se o método
DE102012101018B3 (de) 2012-02-08 2013-03-14 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Schmelztauchbeschichten eines Stahlflachprodukts
US9605335B2 (en) 2012-03-30 2017-03-28 Kobe Steel, Ltd. Hot-dip galvanized steel sheet for stamping having excellent cold workability, die hardenability, and surface quality, and producing method thereof
DE102012024616A1 (de) 2012-12-17 2014-06-18 GM Global Technology Operations LLC (n. d. Gesetzen des Staates Delaware) Stahlblech und Formteil daraus
DE102013100682B3 (de) * 2013-01-23 2014-06-05 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile und ein Strukturbauteil, welches nach dem Verfahren hergestellt ist
DE102013204449A1 (de) * 2013-03-14 2014-09-18 Zf Friedrichshafen Ag Verfahren zur Herstellung eines korrosionsgeschützten Blechteils
TWI567235B (zh) 2013-05-17 2017-01-21 Ａｋ鋼鐵資產公司 供壓模淬火（ｐｒｅｓｓ ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）應用之鍍鋅鋼及製造方法
CN103342012B (zh) * 2013-07-08 2015-12-02 湖北交投四优钢科技有限公司 一种渗铝钢板网及制备方法
CN103320745B (zh) * 2013-07-08 2014-01-08 湖北交投四优钢科技有限公司 一种渗铝钢及制备方法
DE102013108046A1 (de) 2013-07-26 2015-01-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren und Vorrichtung zum partiellen Härten von Halbzeugen
CN105018923B (zh) * 2014-04-29 2018-10-02 宝山钢铁股份有限公司 一种覆钛低碳钢复合板制备方法
DE102014210008A1 (de) * 2014-05-26 2015-11-26 Muhr Und Bender Kg Verfahren und Anlage zum Herstellen eines gehärteten Formteils
DE102014109315C5 (de) 2014-07-03 2022-02-24 Thyssenkrupp Ag Verfahren zum Herstellen von Profilen aus Metall
DE102014109553A1 (de) * 2014-07-08 2016-01-14 Thyssenkrupp Ag Härtewerkzeug und Verfahren zum Herstellen gehärteter Profilformteile
US9850553B2 (en) 2014-07-22 2017-12-26 Roll Forming Corporation System and method for producing a hardened and tempered structural member
DE102014110415B4 (de) 2014-07-23 2016-10-20 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Aufheizen von Stahlblechen und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
DE102014110564B4 (de) * 2014-07-25 2016-12-22 Thyssenkrupp Ag Verfahren zum Herstellen eines Profils und eine Fertigungsanlage zur Herstellung eines Profils
EP3215656B1 (de) * 2014-11-04 2019-10-16 Voestalpine Stahl GmbH Verfahren zum herstellen einer korrosionsschutzbeschichtung für härtbare stahlbleche und korrosionsschutzschicht für härtbare stahlbleche
CN104635748B (zh) * 2014-12-18 2017-11-17 温州泓呈祥科技有限公司 冲压式太阳能发电跟踪转盘
CN105296862A (zh) * 2015-02-10 2016-02-03 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于穿梭车货架的高强度防腐钢板及其加工工艺
CN104651728A (zh) * 2015-02-10 2015-05-27 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于仓储设备的抗腐蚀钢板及其制备方法
DE102015113056B4 (de) 2015-08-07 2018-07-26 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren zum kontaktlosen Kühlen von Stahlblechen und Vorrichtung hierfür
ES2781198T3 (es) 2015-05-29 2020-08-31 Voestalpine Stahl Gmbh Método para el enfriamiento sin contacto de chapas de acero y dispositivo para ello
RU2684659C1 (ru) 2015-06-03 2019-04-11 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Деформационно-упрочненный компонент из гальванизированной стали, способ его изготовления и способ получения стальной полосы, пригодной для деформационного упрочнения компонентов
WO2017017484A1 (en) * 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Method for the manufacture of a hardened part which does not have lme issues
WO2017017483A1 (en) 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Steel sheet coated with a metallic coating based on aluminum
WO2017017485A1 (en) 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal A method for the manufacture of a phosphatable part starting from a steel sheet coated with a metallic coating based on aluminium
EP3159419B1 (de) 2015-10-21 2018-12-12 Voestalpine Krems Gmbh Verfahren zum erzeugen rollgeformter teilgehärteter profile
EP3162558A1 (de) 2015-10-30 2017-05-03 Outokumpu Oyj Komponente aus metallischem verbundstoffmaterial und verfahren zur herstellung der komponente durch warmformung
DE102015016656A1 (de) 2015-12-19 2017-06-22 GM Global Technology Operations LLC (n. d. Ges. d. Staates Delaware) Verfahren zur Herstellung eines beschichteten, durch Warmumformung gehärteten Körpers sowie ein nach dem Verfahren hergestellter Körper
DE102016102504A1 (de) * 2016-02-08 2017-08-10 Salzgitter Flachstahl Gmbh Aluminiumbasierte Beschichtung für Stahlbleche oder Stahlbänder und Verfahren zur Herstellung hierzu
DE102016102344B4 (de) * 2016-02-10 2020-09-24 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlbauteile
DE102016102324B4 (de) * 2016-02-10 2020-09-17 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlbauteile
DE102016102322B4 (de) * 2016-02-10 2017-10-12 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlbauteile
TWI601849B (zh) * 2016-06-08 2017-10-11 China Steel Corp Method for manufacturing thermoformed zinc-based plated steel sheet and hot stamping method thereof
DE102017214561B4 (de) 2016-08-29 2019-05-16 Magna Powertrain Inc. Verfahren zum Bilden einer Keilverzahnung in einer Komponente unter Verwendung von ultrahochfestem Stahl
US10837072B2 (en) 2016-08-29 2020-11-17 Magna Powertrain Inc. Splined power transmission components made using heat-assisted calibration process and method of forming such splined power transmission components
US10371646B2 (en) * 2016-09-19 2019-08-06 The Boeing Company Method and system for automated data collection and part validation
DE102016122323A1 (de) 2016-11-21 2018-05-24 Illinois Tool Works Inc. Schweißbare Gewindeplatte
HUE051081T2 (hu) 2017-02-10 2021-03-01 Outokumpu Oy Melegalakítással gyártott acél alkatrész, gyártási eljárás és az alkatrész felhasználása
MX2020009042A (es) 2018-03-01 2021-01-08 Nucor Corp Recubrimiento de aleacion a base de zinc para acero y metodos.
CA3092904A1 (en) * 2018-03-01 2019-09-06 Nucor Corporation Zinc alloy coated hardenable steels and method of manufacturing the same
US10481052B2 (en) 2018-03-28 2019-11-19 Ford Global Technologies, Llc Quality control process to assess the aluminized coating characteristics of hot stamped parts
US11084169B2 (en) * 2018-05-23 2021-08-10 General Electric Company System and method for controlling a robotic arm
KR102176342B1 (ko) * 2018-09-28 2020-11-09 주식회사 포스코 전기강판 제품의 제조 방법
EP3726206B1 (de) 2019-03-26 2022-11-02 FEI Company Verfahren und systeme zur einschlussanalyse
US11149327B2 (en) 2019-05-24 2021-10-19 voestalpine Automotive Components Cartersville Inc. Method and device for heating a steel blank for hardening purposes
CN114929905A (zh) * 2019-12-20 2022-08-19 昂登坦汽车工程有限责任公司 工艺方法和用于形成物件的产品线
US12031215B2 (en) 2020-01-29 2024-07-09 Nucor Corporation Zinc alloy coating layer of press-hardenable steel
TWI741613B (zh) * 2020-05-21 2021-10-01 元大興企業有限公司 耐候性型鋼成型設備及耐候性型鋼
CN112011752B (zh) * 2020-08-20 2022-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀热成形钢零部件及其制造方法
CN112846665A (zh) * 2021-01-06 2021-05-28 王志刚 轴向金属密封环的生产方法
EP4029964A1 (de) 2021-01-14 2022-07-20 Hilti Aktiengesellschaft Härtung eines zinkbeschichteten schraubenkörpers
DE102021123279A1 (de) 2021-09-08 2023-03-09 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren zum Erzeugen von gehärteten Stahlblechbauteilen
DE102022107131A1 (de) 2022-03-25 2023-09-28 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlblechbauteile
CN118786228A (zh) 2023-02-10 2024-10-15 奥钢联金属成型有限公司 制备硬化钢部件的方法

Family Cites Families (61)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3630792A (en) * 1969-04-28 1971-12-28 Cominco Ltd Process for the production of colored coatings
US3791801A (en) * 1971-07-23 1974-02-12 Toyo Kohan Co Ltd Electroplated steel sheet
SE435527B (sv) 1973-11-06 1984-10-01 Plannja Ab Forfarande for framstellning av en detalj av herdat stal
JPS52120252A (en) * 1976-04-02 1977-10-08 Honda Motor Co Ltd Method and device for forging thin plate member
JPS55110783A (en) * 1979-02-15 1980-08-26 Sumitomo Metal Ind Ltd Surface treated steel plate with excellent spot weldability
JPS569386A (en) * 1979-07-02 1981-01-30 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of electro-zinc plated steel plate
JPS58189363A (ja) * 1982-04-26 1983-11-05 Nisshin Steel Co Ltd 合金化亜鉛めつき鋼板の製造方法
FR2534161B1 (fr) * 1982-10-06 1985-08-30 Maubeuge Fer Procede et dispositif de production en continu d'une bande metallique galvanisee et profilee
JPS61119693A (ja) * 1984-11-14 1986-06-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 積層メツキ鋼板
JPS62142755A (ja) * 1985-12-17 1987-06-26 Nippon Steel Corp 合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法
JPS6362855A (ja) * 1986-09-03 1988-03-19 Toyota Motor Corp 差厚合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
EP0269005B1 (de) * 1986-11-21 1993-09-08 NIPPON MINING &amp; METALS COMPANY, LIMITED Gefärbte Zinkbeschichtung
US4830683A (en) * 1987-03-27 1989-05-16 Mre Corporation Apparatus for forming variable strength materials through rapid deformation and methods for use therein
BE1001029A3 (nl) * 1987-10-22 1989-06-13 Bekaert Sa Nv Staalsubstraat met metaaldeklagen ter versterking van vulkaniseerbare elastomeren.
JPH01242714A (ja) * 1988-03-25 1989-09-27 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 鉄鋼部品の熱処理方法
US4913746A (en) * 1988-08-29 1990-04-03 Lehigh University Method of producing a Zn-Fe galvanneal on a steel substrate
JPH02190483A (ja) * 1989-01-19 1990-07-26 Nippon Steel Corp プレス成形性に優れた亜鉛めっき鋼板
JPH042758A (ja) 1990-04-18 1992-01-07 Nippon Steel Corp プレス成形性及び塗装耐食性に優れた溶融系合金亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH05214544A (ja) * 1991-04-10 1993-08-24 Kawasaki Steel Corp 高耐食性亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
US5972522A (en) * 1991-04-10 1999-10-26 Kawasaki Steel Corporation Corrosion resistant Zn or part-Zn plated steel sheet with MgO coating free of Mg
AT402032B (de) * 1991-07-17 1997-01-27 Evg Entwicklung Verwert Ges Maschine zum bearbeiten von gittermatten aus miteinander verschweissten längs- und querdrähten
JP3106635B2 (ja) * 1991-11-28 2000-11-06 日本鋼管株式会社 プレス成形性およびスポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
JPH05171491A (ja) * 1991-12-26 1993-07-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 塗装後耐食性に優れた２層めっき鋼材
AT397815B (de) * 1992-03-31 1994-07-25 Voest Alpine Ind Anlagen Verfahren zum verzinken eines bandes sowie anlage zur durchführung des verfahrens
JPH06256925A (ja) * 1993-03-08 1994-09-13 Nippon Steel Corp プレス成形性に優れた亜鉛−鉄合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2962973B2 (ja) * 1993-08-09 1999-10-12 滲透工業株式会社 溶融亜鉛めっき装置材料
JPH08325689A (ja) 1995-05-30 1996-12-10 Nippon Steel Corp 潤滑性、化成処理性に優れた溶融亜鉛系めっき熱延鋼板の製造設備
JP3345219B2 (ja) 1995-06-15 2002-11-18 酒井医療株式会社 起立訓練ベッド
SE9602257L (sv) * 1996-06-07 1997-12-08 Plannja Hardtech Ab Sätt att framställa ståldetalj
JP3400289B2 (ja) * 1997-03-26 2003-04-28 川崎製鉄株式会社 めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
IT1291883B1 (it) * 1997-04-18 1999-01-21 Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione in continuo, tramite deposizione fisica da fase vapore, di nastri metallici rivestiti con elevata
US6178800B1 (en) * 1998-07-14 2001-01-30 Msp Industries Corporation Zone heating methods and apparatuses for metal workpieces for forging
FR2787735B1 (fr) 1998-12-24 2001-02-02 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une piece a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud
JP2000336467A (ja) * 1999-03-24 2000-12-05 Kawasaki Steel Corp 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US6465114B1 (en) * 1999-05-24 2002-10-15 Nippon Steel Corporation -Zn coated steel material, ZN coated steel sheet and painted steel sheet excellent in corrosion resistance, and method of producing the same
JP3675313B2 (ja) 1999-07-15 2005-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2001109121A (ja) 1999-10-06 2001-04-20 Konica Corp ハロゲン化銀写真感光材料用自動現像装置
KR20010039405A (ko) * 1999-10-30 2001-05-15 이계안 아연-철 합금 도금 강판의 제조방법
TW504519B (en) * 1999-11-08 2002-10-01 Kawasaki Steel Co Hot dip galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer, and method for producing the same
JP2001295015A (ja) * 2000-02-09 2001-10-26 Nisshin Steel Co Ltd 高Ａｌ含有溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板
JP2001264591A (ja) 2000-03-22 2001-09-26 Yasuhiro Koike 光通信用発光複合部品
FR2807447B1 (fr) * 2000-04-07 2002-10-11 Usinor Procede de realisation d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques, mise en forme par emboutissage, a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud et revetue
EP1288325B1 (de) * 2000-04-24 2014-10-15 JFE Steel Corporation Verfahren zur herstellung eines galvanisierten stahlbleches
DE10023312C1 (de) * 2000-05-15 2001-08-23 Thyssenkrupp Stahl Ag Galvannealed-Feinblech und Verfahren zum Herstellen von derartigem Feinblech
JP2001329352A (ja) * 2000-05-19 2001-11-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
DE10039375A1 (de) * 2000-08-11 2002-03-28 Fraunhofer Ges Forschung Korrosionsgeschütztes Stahlblech und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4489273B2 (ja) * 2000-10-02 2010-06-23 本田技研工業株式会社 車体パネルの製造方法
DE10049660B4 (de) * 2000-10-07 2005-02-24 Daimlerchrysler Ag Verfahren zum Herstellen lokal verstärkter Blechumformteile
BR0108494A (pt) * 2000-12-19 2003-04-29 Posco Pós que têm uma propriedade de radiação de raio infravermelho longo e antibacteriana e uma placa de aço de bioonda que é revestida com resina contendo os mesmos
KR100455083B1 (ko) * 2000-12-22 2004-11-08 주식회사 포스코 내식성 및 용접성이 우수한 아연-코발트-텅스텐 합금전기도금강판 및 그 도금용액
DE10065495C2 (de) 2000-12-28 2002-11-14 Semikron Elektronik Gmbh Leistungshalbleitermodul
DE10120063C2 (de) 2001-04-24 2003-03-27 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung von metallischen Profilbauteilen für Kraftfahrzeuge
DE10120919A1 (de) 2001-04-27 2002-10-31 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechprofils
JP3582504B2 (ja) * 2001-08-31 2004-10-27 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板
JP3582512B2 (ja) * 2001-11-07 2004-10-27 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板およびその製造方法
EP1439240B2 (de) * 2001-10-23 2018-10-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Verfahren zur heisspressbearbeitung von einem plattierten stahlprodukt
DE10209264B4 (de) * 2002-03-01 2005-06-02 Ab Skf Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus Metall
DE10254695B3 (de) 2002-09-13 2004-04-15 Daimlerchrysler Ag Verfahren zur Herstellung eines metallischen Formbauteils
DE10246614A1 (de) 2002-10-07 2004-04-15 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Strukturbauteils für den Fahrzeugbau
DE10257737B3 (de) * 2002-12-10 2004-02-26 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur elektrolytischen Magnesium-Abscheidung auf verzinktem Blech
ATE478971T1 (de) * 2003-07-29 2010-09-15 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum herstellen von geharteten bauteilen aus stahlblech

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2005021822A1 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102017110864B3 (de) 2017-05-18 2018-10-18 Voestalpine Metal Forming Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Erzeugen gehärteter Stahlblechbauteile mit unterschiedlichen Blechdicken

Also Published As

Publication number Publication date
PL1651789T3 (pl) 2011-03-31
ES2525731T3 (es) 2014-12-29
JP5113385B2 (ja) 2013-01-09
WO2005021820A1 (de) 2005-03-10
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