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Technisches
Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein hochfestes galvanisiertes Stahlblech
mit verbesserter Duktilität, wenn
es in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage galvanisiert wurde.
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Technischer
Hintergrund
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In
den letzten Jahren wurde eine Verbesserung des Brennstoffwirkungsgrades
von Kraftfahrzeugen im Hinblick auf die Bewahrung der globalen Umwelt
gefordert. Ferner wurde zum Schutz von Passagieren in Kraftfahrzeugen
bei einer Kollision eine Verbesserung der Sicherheit von Kraftfahrzeugkarosserien
ebenfalls gefordert. Aus diesen Gründen werden Kraftfahrzeugkarosserien
in positiver Weise leichter und fester gemacht. Es wird gesagt,
dass, um ein Leichtermachen und eine Verstärkung von Kraftfahrzeugkarosserien gleichzeitig
zu erfüllen,
eine hohe Verstärkung
von Ausgangsmaterialien von deren Teilen wirksam ist In der letzten
Zeit wurden hochfeste Stahlbleche in positiver Weise für Kraftfahrzeugteile
verwendet.
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Eine
große
Zahl von Kraftfahrzeugteilen, die aus Stahlblechen bestehen, werden
durch Pressformen geformt. Daher ist hervorragende Pressformbarkeit
für Stahlbleche
für Kraftfahrzeugteile
erforderlich. Um hervorragende Pressformbarkeit zu erhalten, ist
es zunächst
wichtig, hohe Duktilität
sicherzustellen. Aus diesem Grund wird stark gefordert, dass hochfeste
Stahlbleche für
Kraftfahrzeugteile hohe Duktilität
aufweisen.
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Als
hochfestes Stahlblech hervorragender Duktilität wird ein Stahlblech des Strukturverstärkungstyps mit
einer Verbundstruktur aus Ferrit und einer Niedertemperaturumwandlungsphase
vorgeschlagen. Ein Stahlblech des Zweiphasentyps mit einer Verbundstruktur
aus Ferrit und Martensit ist für
dieses Stahlblech des Strukturverstärkungstyps typisch. In der
letzten Zeit wurde ein Stahlblech hoher Duktilität unter Verwendung von von
zurückbehaltenem
Austenit herrührender,
eine Umwandlung induzierender Plastizität praktikabel.
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Hierbei
wird für
Kraftfahrzeugteile hohe Korrosionsbeständigkeit ebenfalls im Falle
bestimmter Bereich, für
die sie verwendet werden, ebenfalls gefordert. Als Ausgangsmaterialien
für Teile,
die für
derartige Bereiche verwendet werden, sind galvanisierte Stahlbleche,
die hauptsächlich
legierte galvanisierte Stahlbleche sind, bevorzugt.
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Daher
wurde, um ein weiteres Leichterwerden und eine Verstärkung von
Kraftfahrzeugkarosserien zu fördern,
ein hochfestes galvanisiertes Stahlblech mit sowohl hervorragender
Korrosionsbeständigkeit
als auch Duktilität
ein unverzichtbares Material.
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Derzeit
werden jedoch eine große
Zahl galvanisierter Stahlbleche in kontinuierlichen Galvanisieranlagen
produziert. In vielen Fällen
sind eine Glüheinrichtung
und Galvanisiereinrichtung kontinuierlich in diesen kontinuierlichen
Galvanisieranlagen installiert. Daher wird das Kühlen nach dem Glühen durch
eine Galvanisierbehandlung nach dem Glühen bei der Galvanisiertemperatur
unterbrochen. Daher ist es schwierig, die durchschnittliche Kühlrate in
den gesamten Stufen groß zu
machen.
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Daher
ist es im Hinblick auf hochfeste galvanisierte Stahlbleche, die
in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage produziert wurden, schwierig,
zu bewerkstelligen, dass Martensit und zurückbehaltener Austenit, die
allgemein unter Kühl bedingungen,
deren Kühlrate
groß ist,
produziert werden, in den Stahlblechen, die einer Galvanisierbehandlung
unterzogen wurden, enthalten sind.
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Ein
Beispiel für
ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten galvanisierten Stahlblechs
des Strukturverstärkungstyps
in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage ist ein Verfahren, das
die Herstellung einer Niedertemperaturumwandlungsphase, wie Martensit,
durch die Zugabe eines Legierungsbildungselements, das eine Zunahme
der Härtbarkeit
bewirkt, wie Cr oder Mo, in einer großen Menge zu dem Stahl einfach
macht. Jedoch tritt das Problem auf, dass die Zugabe einer großen Menge
des Legierungsbildungselements eine Zunahme der Produktionskosten
verursacht.
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Beispielsweise
schlägt
die japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 62-40405 ein
Herstellungsverfahren für
ein legiertes galvanisiertes Stahlblech des Strukturverstärkungstyps
mit hoher Festigkeit unter Verwendung einer kontinuierlichen Galvanisieranlage
zum Erhitzen eines Stahlblechs, das 0,005–0,15 % C, 0,3–2,0 % Mn
und 0,03–0,8
% Cr umfasst, auf eine Temperatur zwischen der Ac1-Transformationstemperatur
und Ac3-Transformationstemperatur, Durchführen einer
Galvanisierbehandlung des Stahlblechs in der Mitte des Abkühlens des
Stahlblechs, Durchführen
einer Legierungsbehandlung des Stahlblechs, wobei das Stahlblech
auf eine Temperatur zwischen 500 °C
und der Ac1-Transformatianstemperatur erhitzt
wird, und anschließendem
Kühlen
des Stahlblechs auf 300 °C
vor. Dieses Herstellungsverfahren eines legierten galvanisierten
Stahlblechs mit hoher Festigkeit ist dadurch gekennzeichnet, dass
das Kühlen
nach dem Erhitzen auf eine Temperatur zwischen Ac1-Transformationstemperatur
und Ac3-Transformationstemperatur und das
Kühlen
auf 300 °C
nach der Legierungsbehandlung mit Kühlraten durchgeführt werden,
die nicht geringer als eine kritische Kühlrate, die durch eine mit
dem Cr- und Mn-Gehalt
in Verbindung stehende Gleichung definiert ist, sind. Ein Stahlblech
des Zweiphasentyps, das in einer Ferritbasis eine hauptsächlich aus
Martensit bestehende Niedertemperaturumwandlungsstruktur umfasst,
wird dadurch hergestellt und ein Stahlblech mit einer legierten
galvanisierten Schicht auf diesem wird produziert.
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Bei
der in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 62-40405 beschriebenen
Technik ist es jedoch notwendig, Kühlbedingungen nach dem Glühen und
der Galvanisierbehandlung in der kontinuierlichen Galvanisieranlage
so einzustellen, dass diese mit den Zusammensetzungen der jeweiligen
Stahlbleche zusammenpassen. Bei einer derartigen Einstellung der
Kühlbedingungen
treten Probleme wegen Beschränkungen
im Hinblick auf die Ausrüstung
der kontinuierlichen Galvanisieranlage auf. Es kann nicht gesagt
werden, dass die Duktilität
des durch die in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung
Nr. 62-40405 beschriebene Technik hergestellten Stahlblechs ausreichend
ist.
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Hierbei
werden Herstellungsverfahren zur Gewinnung eines hochfesten galvanisierten
Stahlblechs unter Verwendung von angelassenem Martensit für hervorragende
Formbarkeit unter Verwendung einer kontinuierlichen Galvanisieranlage
vorgeschlagen, wobei das Stahlblech von dem galvanisierten Stahlblech
des Strukturverstärkungstyps
mit hoher Festigkeit gemäß der Beschreibung
in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 62-40405 verschieden
ist.
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Beispielsweise
schlägt
die offengelegte japanische Patentanmeldung Nr. 6-93340 ein Verfahren
zur Herstellung eines hochfesten legierten galvanisierten Stahlblechs
vor, das Erhitzen und Halten bei nicht weniger als der Rekristallisationstemperatur
und nicht weniger als der Ac1-Transformationstemperatur,
anschließendes
rasches Kühlen
auf nicht mehr als Ms-Punkttemperatur, Erhitzen bei einer Temperatur,
die nicht geringer als die Ms-Punkttemperatur und nicht geringer
als die Galvanisierbadtemperatur und Legierungsbildungsofen temperatur
ist und anschließendes
Eintauchen in einen Galvanisiertank umfasst.
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Die
offengelegte japanische Patentanmeldung Nr. 6-108152 schlägt ein Verfahren
zur Herstellung eines hochfesten legierten galvanisierten Stahlblechs
mit hervorragender Biegbarkeit vor, das eine Rekristallisationsglühstufe,
die Halten bei einer Temperatur von (Ac3-Transformationstemperatur – 50 °C) bis 900 °C während mindestens
1 s oder mehr umfasst, eine Stufe der Durchführung einer Galvanisierung
und eine anschließende
Stufe der Durchführung
einer erneuten Heizbehandlung bei einer Temperatur von Ac1-Transformationstemperatur bis 250 °C (beide
einschließlich)
umfasst, wobei das Kühlen
von einer Temperatur, die höher
als die Ms-Punkttemperatur
ist, bis zur Ms-Punkttemperatur oder niedriger mit einer Kühlrate,
die nicht geringer als eine kritische Kühlrate ist, die von der Menge
der Legierungselemente abhängt,
nach der Rekristallisationsglühstufe
und vor der erneuten Heizbehandlungsstufe durchgeführt wird.
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Die
beiden in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 6-93340
und der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 6-108152 beschriebenen
Techniken sind Herstellungsverfahren für ein hochfestes legiertes
galvanisiertes Stahlblech, wobei das Stahlblech von einem Austenittemperaturbereich
auf eine Temperatur von nicht mehr als der Ms-Punkttemperatur vor einer Galvanisier-
oder Legierungsbehandlung zur Bildung eines Stahlblechs mit Martensitstruktur
abgeschreckt wird und dann dieses zur Bildung von angelassenem Martensit
erneut erhitzt wird.
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Jedoch
erfüllen
die beiden Stahlbleche, die durch die in der offengelegten japanischen
Patentanmeldung 6-93340 und der offengelegten japanischen Patentanmeldung
6-108152 beschriebenen Techniken produziert wurden, unzureichend
die Duktilität,
die derzeit als Ausgangsmaterialien für Kraft fahrzeugteile oder dergleichen
erforderlich ist. Daher wird eine weitere Verbesserung der Duktilität gewünscht.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein hochfestes galvanisiertes Stahlblech,
das ausreichende Duktilität für ein Ausgangsmaterial
für Kraftfahrzeugteile
und gut ausbalancierte Festigkeit und Dehnung aufweist, und ein
Herstellungsverfahren hierfür
bereit, die die oben genannten Probleme des Standes der Technik
lösen.
Das hochfeste galvanisierte Stahlblech der vorliegenden Erfindung
wird günstigerweise
unter Verwendung einer kontinuierlichen Galvanisierungsanlage produziert.
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Die
JP-A-02 175 817 offenbart ein warmgewalztes Stahlblech mit einer
Zusammensetzung wie die der vorliegenden Erfindung und einer Verbundstruktur
aus angelassenem Martensit und feinem Martensit, wobei die Struktur
durch Warmwalzen, Abschrecken, abermaliges Erhitzen und erneutes
Abschrecken erhalten wird und hohe Zugfestigkeit und Kaltumformbarkeit
sicherstellt. Kaltwalzen und Galvanisieren sind nicht angegeben.
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Um
ein galvanisiertes Stahlblech hoher Duktilität und hoher Festigkeit unter
Verwendung einer kontinuierlichen Galvanisieranlage zu produzieren,
führten
die Erfinder wiederholt intensive Untersuchungen im Hinblick auf
die chemischen Zusammensetzungen von Stahlblechen und die Mikrostruktur
derselben durch. Infolgedessen wurde ermittelt, dass dadurch, dass
die Struktur eines galvanisierten Stahlblechs hoher Festigkeit,
das nach einer Galvanisierbehandlung erhalten wurde, zu einer Verbundstruktur,
die angelassenen Martensit, zurückbehaltenen
Austenit und zum Rest Ferrit und eine Niedertemperaturtransformationsphase
umfasste, gemacht wurde, bewirkt werden kann, dass das Stahlblech
hervorragende Duktilität
zeigt.
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Ferner
wurde die folgende Erkenntnis erhalten: Um die Struktur eines Stahlblechs
zu einer Verbundstruktur zu bringen, die angelassenen Martensit,
zurückbehaltenen
Austenit und zum Rest Ferrit und eine Niedertemperaturtransformationsphase
umfasst, wird die Struktur des Stahlblechs, dessen chemische Zusammensetzung
innerhalb eines gegebenen Bereichs eingestellt ist, zunächst zu
einer Mikrostruktur mit lattenähnlichem
Martensit gebracht und das Stahlblech dann abermaligen Heiz- und
Galvanisierbehandlungen unter gegebenen Bedingungen in einer kontinuierlichen
Galvanisieranlage unterzogen. Auf diese Weise kann das Stahlblech
dazu gebracht werden, dass es die oben genannte Verbundstruktur,
die angelassenen Martensit, zurückbehaltenen
Austenit und zum Rest Ferrit und die Niedertemperaturtransformationsphase
umfasst, aufweist, wodurch ein hochfestes galvanisiertes Stahlblech,
das im Hinblick auf die Duktilität
sehr gut ist, erhalten wird.
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Die
vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der oben genannten Erkenntnisse
erhalten.
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Das
heißt,
eine erste vorliegende Erfindung ist ein galvanisiertes Stahlblech
mit hervorragender Duktilität,
das dadurch gekennzeichnet ist, dass es als oberste Schicht des
Stahlblechs eine galvanisierte Schicht oder eine legierte galvanisierte
Schicht umfasst,
wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung
aufweist, die umfasst:
0,05–0,20 Masse-% C, 0,3–1,8 Masse-%
Si, 1,0–3,0
Masse-% Mn, zum
Rest Fe und beiläufige
Verunreinigungen, und eine Verbundstruktur mit angelassenem Martensit,
zurückbehaltenem
Austenit, Ferrit und einer Niedertemperaturtransformationsphase
umfasst, wobei der angelassene Martensit in einer Menge von 20 Vol.-%
oder mehr enthalten ist und der zurückbehaltene Austenit in einer
Menge von 2 Vol.-% oder mehr enthalten ist. In der vorliegenden
ersten Erfindung können nicht
nur die oben genannte Zusammensetzung, sondern auch eine oder mehrere
Gruppen, die aus den im Folgenden angegebenen Gruppen (a)–(d) ausgewählt sind,
umfasst werden:
(a-Gruppe): ein oder zwei Bestandteile, die
aus Cr und Mo ausgewählt
sind, in einer Gesamtmenge von 0,05–1,0 Masse-%,
(b-Gruppe):
B: 0,003 Masse-% oder weniger,
(c-Gruppe): ein oder mehrere
Bestandteile, die aus Ti, Nb und V ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge
von 0,01–0,1
Masse-%, und
(d-Gruppe): ein oder zwei Bestandteile, die aus
Ca und Seltenerdmetallen ausgewählt
sind, in einer Gesamtmenge von 0,01 Masse-% oder weniger.
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Eine
zweite vorliegende Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines
hochfesten galvanisierten Stahlblechs, das gekennzeichnet ist durch
die aufeinanderfolgende Durchführung
einer ersten Stufe der Durchführung
einer ersten Wärmebehandlung
eines Stahlblechs mit einer Zusammensetzung, die umfasst: C: 0,05–0,20 Masse-%,
Si: 0,3–1,8
Masse-%, Mn: 1,0–3,0
Masse-%, zum Rest Fe und beiläufige
Verunreinigungen, wobei das Stahlblech 5 s oder länger bei
einer Temperatur von (Ac3-Transformationstemperatur – 50 °C) oder höher gehalten
wird und das Stahlblech dann auf eine Temperatur, die nicht höher als
die Ms-Punkttemperatur ist, mit einer Kühlrate von 10 °C/s oder
mehr gekühlt
wird; einer zweiten Stufe der Durchführung einer zweiten Wärmebehandlung
des Stahlblechs, wobei das Stahlblech in einem Temperaturbereich
zwischen der Ac1-Transformationstemperatur
und der Ac3-Transformationstemperatur während 5–120 s gehalten
wird und das Stahlblech dann auf eine Temperatur, die 500 °C oder niedriger
ist, mit einer Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr gekühlt
wird; und der anschließenden
dritten Stufe der Durchführung
einer Galvanisierungsbehandlung des Stahlblechs zur Bildung einer
galvanisierten Schicht auf der Oberfläche des Stahlblechs und des
anschließenden
Kühlens
des Stahlblechs auf 300 °C
mit einer Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr.
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In
der zweiten vorliegenden Erfindung ist die dritte Stufe vorzugsweise
eine Stufe der Durchführung einer
Galvanisierungsbehandlung des Stahlblechs zur Bildung der galvanisierten
Schicht auf der Oberfläche des
Stahlblechs, des abermaligen Erhitzens des Stahlblechs auf einen
Temperaturbereich von 450 °C
bis 550 °C
zur Durchführung
einer Legierungsbehandlung der galvanisierten Schicht und des Kühlens des
Stahlblechs nach der Legierungsbehandlung auf 300 °C mit einer
Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr.
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In
der zweiten Erfindung kann nicht nur die oben genannte Zusammensetzung,
sondern auch eine oder mehrere Gruppen, die aus den im Folgenden
angegebenen Gruppen (a)–(d)
ausgewählt
sind, umfasst werden:
(a-Gruppe): ein oder zwei Bestandteile,
die aus Cr und Mo ausgewählt
sind, in einer Gesamtmenge von 0,05–1,0 Masse-%,
(b-Gruppe):
B: 0,003 Masse-% oder weniger,
(c-Gruppe): ein oder mehrere
Bestandteile, die aus Ti, Nb und V ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge
von 0,01–0,1
Masse-%, und
(d-Gruppe): ein oder zwei Bestandteile, die aus
Ca und Seltenerdmetallen ausgewählt
sind, in einer Gesamtmenge von 0,01 Masse-% oder weniger.
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In
der zweiten Erfindung wird das Stahlblech vorzugsweise zu einem
warmgewalzten Stahlblech gemacht, das einem Endwarmwalzen bei einer
Temperatur von (Ar3-Transformationstemperatur – 50 °C) oder höher unterzogen
wurde, und die im Vorhergehenden genannte erste Stufe wird durch
eine Stufe der Einstellung der Struktur des warmgewalzten Stahlblechs
unter raschem Kühlen
des Stahlblechs auf eine Temperatur, die die Ms-Punkttemperatur oder niedriger ist,
mit einer Kühlrate
von 10 °C/s
oder mehr nach dem Endwarmwalzen ersetzt.
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Beste Art
und Weise zur Durchführung
der Erfindung
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Das
hochfeste galvanisierte Stahlblech der vorliegenden Erfindung ist
ein galvanisiertes Stahlblech, das als oberste Schicht desselben
eine galvanisierte Schicht oder eine legierte galvanisierte Schicht
aufweist.
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Gründe zur
Beschränkung
der chemischen Zusammensetzung des in der vorliegenden Erfindung
verwendeten Stahlblechs werden zunächst beschrieben. In der vorliegenden
Erfindung bedeutet Prozentzeichen bei der Zusammensetzung Masse-%.
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C: 0,05–0,20 %.
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C
ist ein essentielles Element, um die Festigkeit eines beliebigen
Stahlblechs hoch zu machen, und es hat die Wirkung der Bildung von
zurückbehaltenem
Austenit und der Niedertemperaturtransformationsphase. Daher ist
C ein unverzichtbares Element. Jedoch kann, wenn der C-Gehalt unter
0,05 % liegt, die gewünschte
hohe Festigkeit nicht erhalten werden. Andererseits wird, wenn er über 0,20
% beträgt,
die Schweißbarkeit
verschlechtert. Daher ist der C-Gehalt auf den Bereich von 0,05
bis 0,20 % beschränkt.
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Mn: 1,0–3,0 %.
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Mn
hat Wirkungen auf die Verstärkung
von Stahl durch Mischkristallhärtung,
Verbesserung der Härtbarkeit
von Stahl und Förderung
der Bildung von zurückbehaltenem
Austenit und der Niedertemperaturtransformationsphase. Diese Wirkungen
können
festgestellt werden, wenn der Mn-Gehalt 1,0 % oder mehr beträgt. Andererseits
sind, wenn Mn in einer Menge von über 3,0 % enthalten ist, die
Wirkungen gesättigt
und es können
keine dem Gehalt entsprechende Wirkungen erwartet werden. Daher
steigen die Kosten. Daher ist der Mn-Gehalt auf einen Bereich von
1,0–3,0
% beschränkt.
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Si: 0,3–1,8 %.
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Si
hat Wirkungen auf die Verfestigung von Stahl durch Mischkristallhärtung und
die Stabilisierung von Austenit unter Förderung der Bildung von zurückbehaltenem
Austenit. Diese Wirkungen können
festgestellt werden, wenn der Si-Gehalt 0,3 % oder mehr beträgt. Andererseits
wird, wenn Si in einer Menge von über 1,8 % enthalten ist, die
Fähigkeit,
galvanisiert zu werden, deutlicht verschlechtert. Daher ist der
Si-Gehalt auf einen Bereich
von 0,3–1,8
% beschränkt.
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Ferner
kann, falls nötig,
das Stahlblech der vorliegenden Erfindung nicht nur die oben genannte
Zusammensetzung, sondern auch eine oder mehrere, die aus den im
Folgenden angegebenen Gruppen (a)–(d) ausgewählt sind, umfassen.
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(a-Gruppe): ein oder zwei
Bestandteile, die aus Cr und Mo ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge
von 0,05–1,0
%.
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Cr
und Mo sind Elemente mit Wirkungen auf die Verbesserung der Härtbarkeit
von Stahl und die Förderung
der Bildung der Niedertemperaturtransformationsphase. Diese Wirkungen
können
erkannt werden, wenn ein oder zwei Bestandteile, die aus Cr und
Mo ausgewählt
sind, in einer Gesamtmenge von 0,05 % oder mehr enthalten sind.
Andererseits sind die Wirkungen, wenn die Bestandteile in einer
Gesamtmenge von über 1,0
% enthalten sind, gesättigt
und es können
keine mit dem Gehalt übereinstimmenden
Wirkungen erwartet werden. Daher werden wirtschaftliche Nachteile
verursacht. Daher ist die Gesamtmenge von einem oder zwei Bestandteilen,
die aus Cr und Mo ausgewählt
sind, günstigerweise
auf den Bereich von 0,05–1,0
% beschränkt.
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(b-Gruppe): B: 0,003 %
oder weniger
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B
ist ein Element mit einer Wirkung auf die Verbesserung der Härtbarkeit
von Stahl. Falls nötig,
ist B enthalten. Wenn jedoch der B-Gehalt über 0,003 % beträgt, ist
die Wirkung ge sättigt.
Daher ist der B-Gehalt günstigerweise
auf 0,003 % oder weniger beschränkt.
Ein günstigerer
Gehalt beträgt
0,001 –0,002
%.
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(c-Gruppe): ein oder mehrere
Bestandteile, die aus Ti, Nb und V ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge
von 0,01–0,1
%
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Ti,
Nb und V haben Wirkungen auf die Bildung von Carbid, Nitrid und
das Erreichen hoher Festigkeit von Stahl durch Ausscheidungshärtung. Falls
nötig,
können
diese zugegeben werden. Diese Wirkungen werden für den Fall erkannt, dass die
Gesamtmenge von einem oder mehreren Bestandteilen, die aus Ti, Nb
und V ausgewählt
sind, 0,01 % oder mehr beträgt.
Andererseits wird, wenn sie in einer Gesamtmenge von mehr als 0,1
% enthalten sind, eine zu hohe Festigkeit erhalten, so dass die
Duktilität
verschlechtert wird. Daher ist die Gesamtmenge von einem oder mehreren
Bestandteilen, die aus Ti, Nb und V ausgewählt sind, vorzugsweise auf
den Bereich von 0,01–0,1
% beschränkt.
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(d-Gruppe): ein oder zwei
Bestandteile, die aus Ca und Seltenerdmetallen ausgewählt sind,
in einer Gesamtmenge von 0,01 % oder weniger.
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Ca
und Seltenerdmetalle haben Wirkung auf die Steuerung der Form eines
Sulfideinschlusses, wodurch sie eine Wirkung auf die Verbesserung
der Streckflanscheigenschaft eines Stahlblechs haben. Diese Wirkung
ist gesättigt,
wenn die Gesamtmenge von einem oder zwei Bestandteilen, die aus
Ca und Seltenerdmetallen ausgewählt
sind, über
0,01 % beträgt.
Daher ist die Gesamtmenge von einem oder zwei Bestandteilen, die
aus Ca und Seltenerdmetallen ausgewählt sind, vorzugsweise auf
0,01 % oder weniger beschränkt.
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Das
in der vorliegenden Erfindung verwendete Stahlblech umfasst zum
Rest Fe und beiläufige
Verunreinigungen als weitere als die oben genannten chemischen Komponenten.
Die beiläufi gen
Verunreinigungen können
die folgenden sein: Al: 0,1 oder weniger, P: 0,05 % oder weniger
und S: 0,02 % oder weniger.
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Ferner
ist das Stahlblech der vorliegenden Erfindung ein Stahlblech mit
der oben genannten chemischen Zusammensetzung und es umfasst eine
Verbundstruktur aus angelassenem Martensit, zurückbehaltenem Austenit, Ferrit
und einer Niedertemperaturtransformationsphase. Der angelassene
Martensit in der vorliegenden Erfindung bedeutet eine Phase, die
gebildet wird, wenn lattenähnlicher
Martensit erhitzt und über einen
kurzen Zeitraum in einem Temperaturbereich (von der Ac1-Transformationstemperatur
bis zur Ac3-Transformationstemperatur) gehalten
wird.
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Der
angelassene Martensit ist eine Phase mit einer Mikrostruktur, die
die Form des lattenähnlichen Martensits
vor dem Anlassen erbt. Der angelassene Martensit wird durch Anlassen
so weich gemacht, dass er ausreichende plastische Verformungsfähigkeit
hat. Daher ist er eine Phase, der für eine Verbesserung der Duktilität eines
hochfesten Stahlblechs wirksam ist. Das Stahlblech der vorliegenden
Erfindung umfasst 20 Vol.-% oder mehr einer derartigen angelassenen
Martensitphase. Wenn die Menge des angelassenen Martensits unter
20 % liegt, kann eine deutliche Wirkung einer Verbesserung der Duktilität nicht
erwartet werden. Daher ist die Menge des angelassenen Martensits
in der Verbundstruktur auf 20 % oder mehr beschränkt. Wenn die Menge des angelassenen
Martensits über
80 % beträgt,
wird es schwierig, die Festigkeit des Stahlblechs hoch zu machen.
Daher wird die Menge vorzugsweise auf 80 % oder weniger festgelegt.
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Zurückbehaltener
Austenit wird durch Druckinduktion beim Umformen in Martensit umgewandelt
und hat die Wirkung einer breiten Verteilung von lokal ausgeübtem Umformdruck
unter Verbesserung der Duktilität eines
Stahlblechs. Das Stahl blech der vorliegenden Erfindung umfasst 2
Vol.-% oder mehr an derartigem zurückbehaltenem Austenit. Wenn
die Menge an zurückbehaltenem
Austenit unter 2 % liegt, kann eine deutliche Verbesserung der Duktilität nicht
erwartet werden. Daher ist die Menge an zurückbehaltenem Austenit auf 2
% oder mehr beschränkt.
Die Menge an zurückbehaltenem
Austenit beträgt
vorzugsweise 5 % oder mehr. Eine größere Menge an zurückbehaltenem
Austenit ist günstiger.
Jedoch beträgt
die Menge in dem Stahlblech der vorliegenden Erfindung, das durch
die Erhitzungsgeschichte in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage
produziert wurde, in der Praxis 10 % oder weniger.
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In
der Verbundstruktur des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung sind
außer
dem oben genannten angelassenen Martensit und zurückbehaltenen
Austenit Ferrit und eine Niedertemperaturtransformationsphase vorhanden.
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Ferrit
ist eine weiche Phase, die kein Eisencarbid enthält, und er weist hohe Verformungsfähigkeit
unter Verbesserung der Duktilität
eines Stahlblechs auf. Das Stahlblech der vorliegenden Erfindung
umfasst vorzugsweise 30 Vol.-% oder mehr Ferrit. Wenn die Menge
unter 30 % liegt, ist die Verbesserung der Duktilität gering.
Andererseits wird es, wenn die Menge über 70 % beträgt, schwierig,
die Festigkeit des Stahlblechs hoch zu machen. Daher ist die Ferritmenge
vorzugsweise auf 70 % oder weniger festgelegt.
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Die
in der vorliegenden Erfindung angegebene Niedertemperaturtransformationsphase
bedeutet Martensit, der nicht angelassen ist, oder Bainit. Diese
Niedertemperaturtransformationsphasen werden in der Kühlstufe
in oder nach der zweiten Stufe in dem Herstellungsverfahren der
vorliegenden Erfindung gebildet. Sowohl Martensit als auch Bainit
sind harte Phasen zum Erhöhen
der Festigkeit eines Stahlblechs. Die Menge der Niedertemperaturtransformationsphase
ist nicht speziell beschränkt.
Diese Phase ist entsprechend der Fes tigkeit des Stahlblechs passend
verteilt. Um die Festigkeit ausreichend zu erhöhen, ist die Niedertemperaturtransformationsphase
vorzugsweise Martensit, der hart ist.
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Ferrit,
der eine weiche Phase ist, und die Niedertemperaturtransformationsphase,
die eine harte Phase ist, bilden zusammen mit dem angelassenen Martensit
und dem zurückbehaltenen
Austenit eine Verbundstruktur, so dass eine Mikrostruktur hergestellt
ist, in der weiche Phasen und harte Phasen gemischt sind. Daher
werden hohe Duktilität
und eine niedrige Streckgrenze mit dem Stahlblech realisiert, so
dass die Formbarkeit des Stahlblechs deutlich verbessert ist.
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Das
hochfeste galvanisierte Stahlblech der vorliegenden Erfindung ist
ein galvanisiertes Stahlblech, wobei eine galvanisierte Schicht
oder eine legierte galvanisierte Schicht auf der obersten Schicht
des Stahlblechs mit der oben genannten Zusammensetzung und der oben
genannten Verbundstruktur gebildet ist. Das Beschichtungsgewicht
der galvanisierten Schicht kann entsprechend dem geforderten Grad
der Korrosionsbeständigkeit
für Gebrauchsteile
passend entschieden werden und es ist nicht speziell festgelegt.
In für
Strukturteile von Kraftfahrzeugen verwendeten Stahlblechen beträgt die Dicke
(das Beschichtungsgewicht) der galvanisierten Schicht vorzugsweise
30–60
g/m2.
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Das
Folgende beschreibt das Herstellungsverfahren eines hochfesten galvanisierten
Stahlblechs der vorliegenden Erfindung.
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Zunächst wird
ein geschmolzener Stahl mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung
hergestellt und in üblicher
bekannter Weise gegossen. Der erhaltene Walzblock wird in üblicher
bekannter Weise warmgewalzt oder des Weiteren kaltgewalzt, wobei
ein Stahlblech hergestellt wird. Falls nötig, wird das Stahlblech einem
Beizen, Glühen
oder einer ähnlichen
Stufe unterzogen.
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In
der vorliegenden Erfindung wird das Stahlblech mit der oben genannten
chemischen Zusammensetzung einer ersten Stufe (1) des Durchführens einer
ersten Wärmebehandlung
und anschließenden
Kühlens,
um die Struktur des Stahlblechs zu einer Martensit umfassenden Struktur
zu machen; einer zweiten Stufe (2) der Durchführung einer zweiten Wärmebehandlung
in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage, um den durch die erste
Wärmebehandlung
gebildeten Martensit anzulassen und einen Teil der Struktur des
Stahlblechs erneut zu austenitisieren, um zurückbehaltenen Austenit und eine
Niedertemperaturtransformationsphase nach dem Kühlen zu erzeugen; und einer
anschließenden
dritten Stufe (3) der Durchführung
einer Galvanisierung unterzogen, wodurch ein hochfestes galvanisiertes
Stahlblech hervorragender Duktilität erhalten wird.
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(1) Erste Stufe
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In
der ersten Stufe wird das Stahlblech einer ersten Wärmebehandlung
unterzogen, wobei das Stahlblech mindestens 5 s oder mehr bei einer
Temperatur von (Ac3-Transformationstemperatur – 50 °C) oder höher gehalten
wird und dann das Stahlblech rasch mit einer Kühlrate von 10 °C/s oder
mehr auf eine Temperatur gekühlt
wird, die nicht mehr als die Ms-Punkttemperatur
beträgt.
Diese erste Stufe bewirkt die Bildung von 20 % oder mehr (bezogen
auf das Volumen) an lattenähnlichem
Martensit in dem Stahlblech. Um den in der vorliegenden Erfindung
angegebenen angelassenen Martensit zu erhalten, ist es notwendig,
als Vorstruktur eine Struktur herzustellen, die lattenähnlichen
Martensit umfasst.
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Wenn
die Heiz- und Haltetemperatur bei der ersten Wärmebehandlung unter (Ac3-Transformationstemperatur – 50 °C) liegt
oder die Haltezeit unter 5 s liegt, ist die Menge des bei dem Erhitzen
und Halten gebildeten Austenits so gering, dass die nach Kühlen erhaltene
Menge an lattenähnlichem
Martensit unzureichend wird. Wenn die Kühlrate nach der ersten Wärmebe handlung
unter 10 °C/s
liegt, kann die Struktur des Stahlblechs nach dem Kühlen nicht
zu einer lattenähnlichen
Martensit umfassenden Struktur gemacht werden. Um die Form des Stahlblechs
gut zu halten, wird die Obergrenze der Kühlrate nach der ersten Wärmebehandlung
vorzugsweise auf 100 °C/s
oder weniger eingestellt. Die Haltezeit wird vorzugsweise auf nicht
weniger als 5 s bis nicht mehr als 120 s eingestellt.
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Für den Fall,
das als Substratmaterial zum Galvanisieren ein warmgewalztes Stahlblech,
das durch Durchführen
eines Fertigwarmwalzens bei einer Temperatur, die nicht geringer
als (Ar3-Transformationstemperatur – 50 °C) ist, erhalten
wurde, verwendet wird, kann diese erste Stufe durch eine Stufe ersetzt
werden, bei der das Kühlen
nach dem Fertigwarmwalzen auf ein rasches Kühlen mit einer Kühlrate von
10 °C/s
oder mehr auf nicht mehr als Ms-Punkttemperatur eingestellt ist.
Jedoch ist es, um die Struktur des Stahlblechs nach dem Kühlen zu
homogenisieren, bevorzugt, die erste Stufe als unabhängige Stufe
nach dem Warmwalzen durchzuführen.
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(2) Zweite Stufe
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In
der zweiten Stufe wird das Stahlblech, in dem 20 % oder mehr an
lattenähnlichem
Martensit durch die erste Stufe gebildet wurde, einer zweiten Wärmebehandlung
unterzogen, wobei das Stahlblech in einem Temperaturbereich (zwischen
der Ac1-Transformationstemperatur und der
Ac3-Transformationstemperatur) 5 bis 120
s gehalten wird und dann das Stahlblech auf eine Temperatur, die
500 °C oder
niedriger ist, mit einer Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr gekühlt
wird. Durch diese zweite Stufe wird der durch die erste Stufe gebildete lattenähnliche
Martensit zu dem angelassenen Martensit gemacht und ferner ein Teil
der Struktur des Stahlblechs erneut austenitisiert, um zurückbehaltenen
Austenit und schließlich
die Niedertemperaturtransformationsphase zu bilden. Diese zweite
Stufe wird vorzugsweise in einer kontinu ierlichen Galvanisieranlage
mit sowohl einer Glüheinrichtung
als auch einer Galvanisiereinrichtung durchgeführt.
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Wenn
die Heiz- und Haltetemperatur bei der zweiten Wärmebehandlung unter der Ac1-Transformationstemperatur liegt, wird Austenit
nicht regeneriert und zurückbehaltener
Austenit oder die Niedertemperaturtransformationsphase können nach
dem Kühlen
nicht erhalten werden. Wenn die Haltetemperatur über der Ac3-Transformationstemperatur
liegt, wird der angelassene Martensit erneut austenitisiert.
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Wenn
die Heiz- und Haltezeit bei der zweiten Wärmebehandlung unter 5 s liegt,
ist die Regeneration von Austenit unzureichend. Daher kann nach
dem Kühlen
keine ausreichende Menge an zurückbehaltenem Austenit
erhalten werden. Wenn die Zeit über
120 s beträgt,
schreitet die Reaustenitisierung des angelassenen Martensits fort.
Daher wird es schwierig, eine notwendige Menge des angelassenen
Martensits zu erhalten.
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Wenn
die Kühlrate
bis 500 °C
nach der zweiten Wärmebehandlung
unter 5 °C/s
liegt, ist die Kühlrate so
langsam, dass der bei der zweiten Wärmebehandlung gebildete Austenit
nicht in zurückbehaltenen
Austenit oder die Niedertemperaturtransformationsphase umgewandelt
wird, sondern in Ferrit, Perlit oder dergleichen umgewandelt wird.
Die Kühlrate
nach der zweiten Wärmebehandlung
beträgt
vorzugsweise nicht weniger als 5 °C/s
bis nicht mehr als 50 °C/s.
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Diese
zweite Stufe wird vorzugsweise in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage
mit sowohl einer Kühleinrichtung
als auch einer Galvanisiereinrichtung durchgeführt. Durch Durchführen dieser
Stufe in der kontinuierlichen Galvanisieranlage kann das vorliegende
Verfahren unmittelbar nach der zweiten Stufe zu einer dritten Stufe
weitergeschoben werden. Daher ist die Produktivität verbessert.
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(3) Dritte Stufe
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In
der dritten Stufe wird der Stahl, der der zweiten Stufe unterzogen
wurde, einer Galvanisierbehandlung unterzogen und dann mit einer
Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr auf 300 °C
gekühlt.
Die Galvanisierbehandlung kann unter üblichen Behandlungsbedingungen
in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage durchgeführt werden.
Die Bedingungen sind nicht speziell beschränkt. Jedoch wird es bei einer
Galvanisierbehandlung bei extrem hohen Temperaturen schwierig, eine
notwendige Menge an zurückbehaltenem
Austenit zu halten. Aus diesem Grund wird die Galvanisierung vorzugsweise
bei 500 °C
oder niedriger durchgeführt.
Wenn die Kühlrate
nach der Galvanisierung extrem klein ist, wird es schwierig, eine
notwendige Menge an zurückbehaltenem Austenit
zu halten. Daher ist die Kühlrate
in einem Temperaturbereich von der Temperatur nach der Galvanisierbehandlung
bis 300 °C
vorzugsweise auf 5 °C/s
oder mehr beschränkt.
Vorzugsweise beträgt
die Kühlrate 50 °C/s oder
weniger. Natürlich
kann nach der Galvanisierbehandlung, falls nötig, ein Abtragen zur Einstellung des
Beschichtungsgewichts durchgeführt
werden.
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Nach
der Galvanisierbehandlung kann eine Legierungsbehandlung durchgeführt werden.
Bei der Legierungsbehandlung wird das Stahlblech nach der Galvanisierbehandlung
erneut auf einen Temperaturbereich von 450 bis 550 °C erhitzt
und dann die galvanisierte Schicht legiert. Nach der Legierungsbehandlung
wird das Kühlen
vorzugsweise mit einer Kühlrate
von 5 °C/s
oder mehr auf 300 °C
durchgeführt.
Eine Legierungsbehandlung bei hohen Temperaturen macht es schwierig,
eine notwendige Menge an zurückbehaltenem
Austenit zu halten, so dass die Duktilität des Stahlblechs verschlechtert
wird. Daher ist die Obergrenze der Legierungsbildungstemperatur
vorzugsweise auf 550 °C
beschränkt.
Wenn die Legierungsbildungstemperatur unter 450 °C liegt, schreitet die Legierungsbildung
so langsam fort, dass die Produktivität abnimmt. Wenn die Kühlrate nach
der Legierungsbehandlung äußerst niedrig
ist, wird es schwierig, notwendigen zurückbehaltenen Austenit zu halten.
Daher wird die Kühlrate
für einen
Temperaturbereich von der Temperatur nach der Legierungsbehandlung
bis 300 °C
auf 5 °C/s
oder mehr beschränkt.
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Das
Stahlblech nach der Galvanisierbehandlung oder der Legierungsbehandlung
kann einem Anlasswalzen unterzogen werden, um dessen Form umzubilden
oder die Oberflächenrauheit
oder dergleichen einzustellen. Wenn das Stahlblech einer Behandlung
wie Harzbeschichtung, Öl-
und Fettbeschichtung oder irgendeiner von verschiedenen Beschichtungen
unterzogen wird, treten keine Beschwerden auf.
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Die
vorliegende Erfindung wird unter der Annahme durchgeführt, dass
das zweite Erhitzen, die Galvanisierbehandlung und die Legierungsbehandlung
des Stahlblechs in einer kontinuierlichen Galvanisieranlage mit
einer Glüheinrichtung,
Galvanisierungseinrichtung und Legierungseinrichtung durchgeführt werden.
Jedoch kann jede dieser Stufen in einer unabhängigen Einrichtung oder einer
unabhängigen
Stufe durchgeführt werden.
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Beispiele
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Beispiel 1
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Geschmolzene
Stähle
mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen wurden in einem Stahlkonverter
hergestellt. Sie wurden durch kontinuierliches Gießen zu Walzblöcken gemacht.
Die gebildeten Walzblöcke
wurden so warmgewalzt, dass sie eine Dicke von 2,6 mm aufwiesen.
Als Nächstes
wurden sie gebeizt und dann kaltgewalzt, wobei Stahlbleche mit einer
Dicke von 1,0 mm erhalten wurden.
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Als
Nächstes
wurden diese kaltgewalzten Stahlbleche einer ersten Stufe unterzogen,
wobei Erhitzen und Halten und dann Kühlen unter den in Tabelle 2
angegebenen Bedingungen der ersten Stufe in einer kontinuierlichen
Glühanlage
durchgeführt
wurden. Nach der ersten Stufe wurden deren Strukturen untersucht,
um die Menge an lattenähnlichem
Martensit zu ermitteln. Ferner wurden diese Stahlbleche, die der
ersten Stufe unterzogen worden waren, einer zweiten Stufe unterzogen,
wobei Erhitzen und Halten und dann Kühlen unter den in Tabelle 2
angegebenen Bedingungen der zweiten Stufe in einer kontinuierlichen
Galvanisierlinie durchgeführt
wurden, und anschließend
wurden die Stahlbleche einer dritten Stufe unterzogen, wobei eine
Galvanisierbehandlung und Kühlen
durchgeführt
wurden, und einige der Stahlbleche wurden der Legierungsbehandlung
ihrer galvanisierten Schichten unterzogen, wobei ein abermaliges
Erhitzen nach der Galvanisierbehandlung durchgeführt wurde. Die erhaltenen Stahlbleche
wurden bezüglich
ihrer Mikrostruktur und mechanischen Eigenschaften untersucht. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
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Die
Galvanisierbehandlung wurde durch Eintauchen der Stahlbleche in
einen Galvanisiertank, dessen Badtemperatur 475 °C betrug, durchgeführt. Die
Stahlbleche wurden herausgezogen und dann wurde ihr Beschichtungsgewicht
durch Gasabtragen derart eingestellt, dass ihr Beschichtungsgewicht
auf deren einzelner Oberfläche
50 g/m2 betrug. Für den Fall, dass deren galvanisierte
Schicht nach dem Abtragen der Legierungsbehandlung unterzogen wurde,
wurde die Temperatur der Stahlbleche mit einer Heizrate von 10 °C/s auf 500 °C erhöht. Die
Haltezeit bei der Legierungsbehandlung wurde derart eingestellt,
dass der Eisengehalt in jeder galvanisierten Schicht 9–11 % betrug.
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Bezüglich der
Beobachtung der Mikrostruktur der Stahlbleche wurden Querschnitte
derselben mit einem Lichtmikroskop oder einem Rasterelektronenmikroskop
betrachtet. Bezüglich
der Menge des lattenähnlichen
Martensits und der Menge des angelassenen Martensits in der Mikrostruktur
wurden Photographien der Schnittstrukturen mit 1000-facher Vergrößerung verwendet.
Der Belegungsflächenanteil
der auf einer willkürlich
ausgewählten
Fläche
von 100 mm2 vorhandenen Phase wurde durch
Bildanalyse berechnet und der Anteil wurde als der Volumenanteil
der Phase definiert. Die Menge an zurückbehaltenem Austenit wurde
durch Ermittlung der Intensität
gebeugter Röntgenstrahlen
an der Dickenmittelfläche
erhalten, wobei Prüflinge
den Stahlblechen entnommen und bis zu deren Mittelfläche in Richtung
der Dicke poliert wurden. Die verwendete auftreffende Röntgenstrahlung
war MoKα-Strahlung.
Intensitätsverhältnisse
gebeugter Röntgenstrahlung
an {111}-, {200}-, {220}- und {311}-Flächen der zurückbehaltenen
Austenitphase in den Prüflingen
wurden jeweils erhalten und der Durchschnittswert derselben wurde
als der Volumenanteil von zurückbehaltenem
Austenit definiert.
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Bezüglich der
mechanischen Eigenschaften wurden die Streckfestigkeit (Streckgrenze)
YP, Zugfestigkeit TS und Dehnung E1 mit JIS-Nr.5-Zugteststücken, die
in zur Walzrichtung senkrechten Richtung den Stahlblechen entnommen
wurden, ermittelt.
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Diese
Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben.
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Aus
Tabelle 3 kann ersehen werden, dass Beispiele der vorliegenden Erfindung
galvanisierte Stahlbleche hoher Duktilität und hoher Festigkeit mit
gut ausbalancierter Festigkeit und Dehnung waren, die eine Zugfestigkeit
TS von 590 MPa oder mehr, eine Dehnung E1 von 30 % oder mehr und
ein Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht (TS × E1) von 21000 MPa oder mehr
aufwiesen.
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Andererseits
wiesen Vergleichsbeispiele, die außerhalb des Umfangs der vorliegenden
Erfindung lagen, unzureichende Duktilität und niedriges Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
auf.
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Bezüglich Stahlblech
Nr. 2 waren Heiz- und Haltetemperatur bei der ersten Wärmebehandlung
niedrig. Dessen nach dem Kühlen
erhaltene Menge an lattenähnlichem
Martensit war gering und dessen Menge an angelassenem Martensit
und zurückbehaltenem
Austenit nach der Galvanisierbehandlung waren klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
war niedrig. Bezüglich
Stahlblech Nr. 5 war die Haltezeit bei der ersten Wärmebehandlung
kurz. Dessen nach dem Kühlen
erhaltene Menge an lattenähnlichem
Martensit war klein und die Menge an angelassenem Martensit nach
der Galvanisierbehandlung war klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
war niedrig. Bezüglich
Stahlblech Nr. 6 war die Haltetemperatur bei der zweiten Wärmebehandlung
zu hoch. Dessen Menge an angelassenem Martensit nach der Galvanisierbehandlung
war klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht war niedrig.
Bezüglich
Stahlblech Nr. 7 war die Haltetemperatur bei der zweiten Wärmebehandlung
zu niedrig. Nach der Galvanisierbehandlung war kein zurückbehaltener
Austenit gebildet. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht war niedrig.
Bezüglich
Stahlblech Nr. 8 war die Haltezeit bei der zweiten Wärmebehandlung
zu kurz. Dessen Menge an zurückbehaltenem
Austenit nach der Galvanisierbehandlung war klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
war niedrig. Bezüglich
Stahlblech Nr. 9 war die Haltezeit bei der zweiten Wärmebehandlung
umgekehrt zu lang. Dessen Menge an angelassenem Martensit nach der
Galvanisierbehandlung war klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht war
niedrig. Bezüglich
Stahlblech Nr. 10 war die Kühlrate
bei der zweiten Wärmebehandlung
klein und bezüglich
Stahlblech Nr. 11 war die Kühlrate
auf 300 °C
nach der Legierungsbehandlung klein. Deren Menge an zurückbehaltenem
Austenit nach der Galvanisierbehandlung war klein. Deren Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht war
niedrig. Bezüglich
Stahlblech Nr. 13 war die Kühlrate
nach der ersten Wärmebehandlung
klein. Dessen nach dem Kühlen
erhaltene Menge an lattenähnlichem
Martensit war klein und dessen Menge an angelassenem Martensit nach
der Galvanisierbehandlung war klein. Dessen Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
war niedrig.
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Bezüglich den
Stahlblechen Nr. 18–20
waren die chemischen Zusammensetzungen derselben außerhalb
des Umfangs der vorliegenden Erfindung. Die erzeugte Menge an angelassenem
Martensit oder zurückbehaltenem
Austenit war klein. Deren Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht war niedrig.
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Beispiel 2
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Der
geschmolzene Stahl B mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung
wurde in einem Stahlkonverter produziert. Der Stahl wurde durch
kontinuierliches Gießen
zu Walzblöcken
gemacht. Die gebildeten Walzblöcke
wurden einer Warmwalzstufe unterzogen, um deren Dicke zu 2,3 mm
zu machen. Unmittelbar nach dem Warmwalzen wurden sie einer Stufe
zur Einstellung der Struktur des warmgewalzten Blechs unterzogen,
wobei sie unter den in Tabelle 4 angegebenen Bedingungen rasch gekühlt und
zu einer Rollenform aufgewickelt wurden. Diese Stufe der Einstellung
der Struktur des warmgewalzten Stahlblechs wurde statt der ersten
Stufe in dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung durchgeführt. Nach
der Stufe der Einstellung der Stahlstruktur des warmgewalzten Blechs
wurde die Mikrostruktur des Stahlblechs untersucht, um die Menge
an lattenähnlichem
Martensit zu ermitteln.
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Als
Nächstes
wurde dieses warmgewalzte Stahlblech einer zweiten Stufe unterzogen,
wobei Erhitzen und Halten und dann Kühlen unter den in Tabelle 4
angegebenen Bedingungen der zweiten Stufe in einer kontinuierlichen
Galvanisieranlage durchgeführt
wurden. Anschließend
wurde das Stahlblech einer dritten Stufe der Durchführung einer
Galvanisierbehandlung, Legierungsbehandlung der galvanisierten Schicht
und Kühlen unterzogen.
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Die
Galvanisierbehandlung wurde gemäß Beispiel
1 durchgeführt.
Bezüglich
des gebildeten Stahlblechs wurden dessen Mikrostruktur und mechanische
Eigenschaften gemäß Beispiel
1 untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 angegeben.
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Aus
Tabelle 5 kann ersehen werden, dass das galvanisierte Stahlblech
der vorliegenden Erfindung ein galvanisiertes Stahlblech hoher Festigkeit
mit hervorragender Duktilität
war, das eine Zugfestigkeit TS von 590 MPa oder mehr und ein Festigkeit-Dehnung-Gleichgewicht
(TS × El)
von 23000 MPa oder mehr aufwies.
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Gewerbliche
Anwendungsmöglichkeiten
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung hat jedes hochfeste galvanisierte Stahlblech derselben
sehr gute Duktilität.
Die billige und stabile Herstellung eines hochfesten galvanisierten
Stahlblechs ist möglich,
das für ein
Ausgangsmaterial von Formprodukten, wofür typische Beispiele Kraftfahrzeugteile
sind, sehr geeignet ist. Daher weist die vorliegende Erfindung bemerkenswert
vorteilhafte Wirkungen für
Industrien auf.