DE69521459T2

DE69521459T2 - Hochfeste feuerverzinkte stahlplatte mit hervorragenden plattierungseigenschaften und herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE69521459T2
Application number: DE69521459T
Authority: DE
Inventors: Chiaki Kato; Toshiyuki Kato; Kei Sakata; Kazuhiro Seto; Shigeru Umino
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1994-02-15
Filing date: 1995-02-13
Publication date: 2002-03-28
Anticipated expiration: 2015-02-14
Also published as: WO1995021947A1; KR960702013A; DE69521459D1; EP0694625B1; EP0694625B9; EP0694625A1; EP0694625A4; KR100308003B1; US5882803A

Description

Technisches Gebiet

Die vorliegende Erfindung betrifft nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte hochfeste Stahlbleche, die hauptsächlich beim Biegen, Pressformen, Tiefziehen oder dgl. für Fahrzeugkarosserien verwendbar sind, sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben.

Stand der Technik

Derzeit wird stark eine Verminderung des Gewichts einer Fahrzeugkarosserie gefordert, um den Kraftstoffverbrauch im Hinblick auf Autoabgasvorschriften und dgl. aufgrund Umweltverschmutzung zu verbessern. Auch die Verbesserung der Sicherheit in Kraftfahrzeugen wird zu einer bedeutsamen Angelegenheit. Als Gegenmaßnahme zu diesen Problemen ist die Entwicklung von nach dem Feuerverzinken wärmebehandelten hochfesten Stahlblechen mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als etwa 400 MPa und einer hervorragenden Pressformbarkeit erforderlich.
In kaltgewalzten Stahlblechen werden jedoch mit zunehmender Festigkeit die Pressformbarkeit oder der mittlere r-Wert und die Balance zwischen Festigkeit und Dehnbarkeit (im folgenden als TS-El bezeichnet) allgemein vermindert und auch Oberflächeneigenschaften, wie Plattierungseigenschaften und dgl., gerne verschlechtert. Daher ist es für eine Verwendung dieses Stahlblechs für Kraftfahrzeuge von Bedeutung, zusätzlich zur Erhöhung der Festigkeit die Plattierungseigenschaften und die Pressformbarkeit zu verbessern.
Bisher wurden verschiedene Verfahren zur Verbesserung der Pressformbarkeit mit einer gleichzeitigen Zunahme der Festigkeit vorgeschlagen.
Beispielsweise offenbart die JP-A-63-100158 ein hochfestes kaltgewalztes Stahlblech mit einer hervorragenden Formbarkeit, bei dem einem extrem kohlenstoffarmem Stahl mit einer verminderten Menge C Ti, Nb und dgl. als Carbonitrid bildende Komponente zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit und Alterungseigenschaften zugesetzt werden und ferner Si, Mn, P ohne Schädigung der Bearbeitbarkeit hauptsächlich zur Erhöhung der Festigkeit zugesetzt werden. Insbesondere ist Si eine Komponente, die zur Erhöhung der Festigkeit ohne eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit, was durch den mittleren r-Wert, die Dehnung und dgl. angegeben wird, geeignet ist. Wenn jedoch eine große Menge Si eingearbeitet wird, lässt sich die Verschlechterung von Oberflächeneigenschaften nicht vermeiden und es besteht das Problem einer beträchtlichen Verschlechterung der Plattierungseigenschaften.
Daher ist zur Erhöhung der Festigkeit des nach dem Feuerverzinken wärmebehandelten Stahlblechs, wie in der JP-A-5- 255807 offenbart (hochfeste kaltgewalzte Stahlbleche mit einer hervorragenden Formbarkeit und hochfeste, nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte kaltgewalzte Stahlbleche sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben), ein Verfahren vorherrschend, das Si auf nicht mehr als 0,03% beschränkt und hauptsächlich P, Mn als festigende Komponente verwendet. Wenn jedoch eine große Menge P zugesetzt wird, besteht das Problem, dass die Legierungsbildung der Wärmebehandlung nach dem Verzinken verzögert ist und insbesondere eine Sekundärbearbeitungsversprödung in dem extrem kohlenstoffarmen Stahl verursacht werden kann. Außerdem besitzt Mn geringen Einfluss auf die Plattierungseigenschaften, doch leitet der Mn-Gehalt von nicht weniger als 1% die Verschlechterung der Plattierungseigenschaften unter den Bedingungen einer Beschränkung von Si auf nicht mehr als 0,1 % ein, und wenn Mn in einer großen Menge eingearbeitet wird, besteht das Problem, dass der Formänderungspunkt erniedrigt wird, was die Unannehmlichkeiten verursacht, dass eine Verschlechterung des Materials insofern bewirkt wird, als das warmgewalzte Blech gehärtet ist und beim Glühen nicht rekristallisiert wird.
Daher besteht eine Einschränkung hinsichtlich des Versuchs, die Festigkeit lediglich durch Zugabe von P, Mn zu erhöhen und dabei die Bearbeitbarkeit und Plattierungseigenschaften beizubehalten.
Die JP-A-3-2944663 offenbart ein Verfahren zur Verbesserung der Produktivität eines unter Legierungsbildung schmelze- oder heißgalvanisierten Stahlblechs mit hoher Qualität und zugegebenem P durch Wärmebehandeln einer hochfesten Stahlbramme der Zusammensetzung (in Gew.-%) 0,0005-0,005% C, 0,005-1,0% Si, 0,02-2,0% Mn, 0,02-0,15% P, 0,002-0,05% S, 0,01-0,1% Sol-Al, 0,001-0,008% N, 0,004-0,05% Ti, 0,004-0,05% Nb, 0,005-0,003% B und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen bei einer Brammenoberflächentemperatur von 1100-1350ºC während 1,5-5 h, ferner übliches Warmwalzen, Kaltwalzen und Glühen des Stahls und danach Schmelze- oder Heißgalvanisieren des erhaltenen Stahlblechs und schließlich Durchführen einer anschließenden Legierungsbildungswärmebehandlung bei 400-600ºC.
Die EP-A-0 434 874 offenbart ein nach dem Verzinken wärmebehandeltes Stahlblech mit vorzüglichen Punktschweißbarkeitseigenschaften, wobei das Stahlblech ein aus einem 0,005 Gew.-% oder weniger C, 0,005-0,5 Gew.-% Ti, 0,01-0,1 Gew.-% Al, 0,005-0,015 Gew.-% Nb und 0,0002-0,002 Gew.-% B enthaltenden Material kaltgewalztes Basisstahlblech aufweist. In dem Herstellungsprozess besitzt die applizierte Feuerverzinkungsschicht bzw. Heißtauchplattierschicht nach der Legierungsbildungswärmebehandlung einen Fe-Gehalt von 9-12 Gew.-%.
Die JP-A-4-154937 offenbart ein Verfahren zur Sicherstellung einer hohen Legierungsbildungsrate bei der Herstellung eines hochfesten, einer Legierungsbildung unterzogenen, mit geschmolzenem Zink plattierten Stahlblechs aus einem Stahl der Zusammensetzung (in Gew.-%) C: 0,0060% oder weniger, Si: 1,0% oder weniger, Mn: mindestens 0,5% und nicht mehr als 2,0%, P: mindestens 0,01% und nicht mehr als 0,10%, S. nicht mehr als 0,1%, Al: mindestens 0,05% und nicht mehr als 0,1%, N: nicht mehr als 0,0060%, und 1, 2 oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nb, Ti und B, in einem Bereich von Nb: mindestens 0,003% und nicht mehr als 0,04%, Ti: 0,003% und nicht mehr als 0,08%, und B: mindestens 0,0002% und nicht mehr als 0,0040%, und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen, durch Begrenzen der Mengen von Mn und P derart, dass die folgende Bedingung
Mn (Gew.-%) ≥ 10·P (Gew.-%)
gilt.

Beschreibung der Erfindung

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung stellten verschiedene Untersuchungen an und ermittelten, dass nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte hochfeste Stahlbleche, die gute Plattierungseigenschaften und Pressformbarkeit besitzen und eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 400 MPa aufweisen, erhalten werden, indem Si als festigende Komponente verwendet und die Beziehung zwischen Si und Mn speziell festgelegt wird.
Das heißt, der wesentliche Punkt der Erfindung ist wie folgt:
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften, umfassend ein Stahlblech der folgenden Zusammensetzung:
C: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%;
Si: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;
Mn: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;
Ti: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;
Nb nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;
B: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-%;
P: nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%;
S: nicht mehr als 0,008 Massen-%;
Al: nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%, und
N: nicht mehr als 0,0060 Massen-%,
wobei Si und Mn in einer Beziehung entsprechend der folgenden Gleichung (1)
1,5 (Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2(Massen-% Mn)(1)
stehen,
sowie zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen,
wobei auf dem Stahlblech ein hauptsächlich aus MnSiO&sub3; bestehender Oxidfilm und auf der Oberfläche des Stahlblechs eine nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte und einen Fe- Gehalt von 9 bis 12% aufweisende Schicht gebildet sind (erste Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der C-Gehalt nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,004 Massen-% beträgt (zweite Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der Si-Gehalt nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beträgt (dritte Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der Mn-Gehalt nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beträgt (vierte Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der B-Gehalt nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-% beträgt (fünfte Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der P-Gehalt nicht weniger als 0,04 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,15 Massen-% beträgt (sechste Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der Al-Gehalt nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,06 Massen-% beträgt (siebte Erfindung).
Ein nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattiereigenschaften gemäß der ersten Erfindung, wobei der N-Gehalt nicht mehr als 0,0040 Massen-% beträgt (achte Erfindung).
Verfahren zur Herstellung eines nach dem Feuerverzinken wärmbehandelten hochfesten Stahlblechs hervorragender Plattierungseigenschaften, dadurch gekennzeichnet, dass eine als Ausgangsmaterial verwendete Stahlbramme der folgenden Zusammensetzung:
C: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%;
Si: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;
Mn: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;
Ti: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;
Nb nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;
B: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-%;
P: nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%;
S: nicht mehr als 0,008 Massen-%;
Al: nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%, und
N: nicht mehr als 0,0060 Massen-%,
wobei Si und Mn in einer Beziehung entsprechend der folgenden Gleichung (1)
1,5 (Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2(Massen-% Mn)(1)
stehen, um einen hauptsächlich aus MnSiO&sub3; bestehenden Oxidfilm auf dem Stahlblech auszubilden,
sowie zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen,
warmgewalzt und einer Walzendtemperatur innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter 750ºC, jedoch nicht über 1000ºC ausgesetzt, gebeizt und zu einer Durchschnittsverminderung von nicht weniger als 60%, jedoch nicht mehr als 95% kaltgewalzt wird und das erhaltene kaltgewalzte Blech durch eine kontinuierlich arbeitende Feuerverzinkungs-/Wärmebehandlungs-Einrichtung, in welcher es innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter 700 ºC, jedoch nicht über 950ºC rekristallisiert, auf einen Temperaturbereich von 380 bis 530ºC abgeschreckt, in ein Feuerverzinkungs-/Wärmebehandlungsbad von 450 bis 490ºC mit 0,12 bis 0,145 Massen-% Al innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter Badtemperatur, jedoch nicht höher als Badtemperatur plus 10ºC getaucht und durch nicht weniger als 14 s, jedoch nicht mehr als 28 s dauerndes Erwärmen innerhalb eines Temperaturbereichs von 450 bis 550ºC legiert wird, hindurchgeführt wird (neunte Erfindung).
Versuchsergebnisse auf der Basis der Erfindung werden im folgenden beschrieben.
Die Beziehung zwischen Si- und Mn-Gehalten und Plattierungseigenschaften wurde unter Bezug auf kaltgewalzte Stahlbleche einer Dicke von 0,75 mm, die 0,002 Massen-% C, 0,04 Massen-% Ti, 0,03 Massen-% Nb, 0,002 Massen-% B, 0,10 Massen-% P, 0,006 Massen-% S. 0,04 Massen-% Al und 0,002 Massen-% N enthielten und unterschiedliche Si- und Mn- Gehalte aufwiesen, untersucht.
Außerdem werden diese Stahlbleche durch Warmwalzen eines Blechbarrens mit der obigen Zusammensetzung bei einer Endwalztemperatur von 820-910ºC, Beizen, Kaltwalzen zu einer Durchschnittsverminderung von 75-85% und Hindurchführen durch eine Feuerverzinkungs/Wärmebehandlungsstrecke, in der sie innerhalb eines Temperaturbereichs von 780-890ºC geglüht, auf einen Temperaturbereich von 450-500ºC abgeschreckt, in ein Feuerverzinkungs/Wärmebehandlungsbad mit 0,13 Massen-% Aluminium eingetaucht und innerhalb eines Temperaturbereichs von 450-550ºC einer Legierungsbildung unterworfen werden (Fe-Gehalt in der Plattierschicht: etwa 10%), hergestellt. Ferner werden die Plattierungseigenschaften durch visuelle Beurteilung des Aussehens (nichtplattierter Bereich) und Beurteilung der Beständigkeit gegenüber einer Pulverbildung durch einen 90º-Biegetest bewertet.
Für diese Stahlbleche sind die Ergebnisse bezüglich der Beziehung zwischen den Si- und Mn-Gehalten und der Plattierungseigenschaften in Tabelle 1 angegeben. Tabelle 1
: nicht vorhanden
O: etwas vorhanden
X: vorhanden
: akzeptabel
X: nicht akzeptabel
Aus den Ergebnissen der Tabelle 1 ist ersichtlich, dass das Aussehen und die Beständigkeit gegenüber einer Pulverbildung gut sind, wenn die Beziehung zwischen Si und Mn innerhalb des Bereichs
1,5 (Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2 (Massen-% Mn)
ist. Wenn mindestens einer der Werte Si oder Mn außerhalb des genannten Bereichs liegend größer ist, sind die Plattierungseigenschaften verschlechtert. Obwohl der Grund nicht klar ist, wird angenommen, dass ein auf der Oberfläche des Stahlblechs gebildeter Oxidfilm im Falle der Zugabe von Si allein SiO&sub2; ist oder im Falle der Zugabe von Mn allein MnO ist und eine schlechte Benetzbarkeit für geschmolzenes Zink besitzt, während, wenn Si und Mn in einer der genannten Beziehung genügenden Menge eingearbeitet sind, der erhaltene Oxidfilm hauptsächlich aus MnSiO&sub3; besteht und die Benetzbarkeit für geschmolzenes Zink verbessert.
Der Grund, warum die einzelnen Komponenten in der Erfindung auf den genannten Zusammensetzungsbereich beschränkt sind, wird im folgenden beschrieben.
C: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%
Der C-Gehalt darf nicht mehr als 0,0050 Massen-% betragen, um Stahlbleche mit guter Bearbeitbarkeit, insbesondere guter TS-El-Balance zu liefern. Günstigerweise ist dieser Stahl ein extrem kohlenstoffarmer Stahl, der zweckmäßigerweise nicht mehr als 0,0040 Massen-%, vorzugsweise nicht mehr als 0,0030 Massen-% enthält. Wenn jedoch eine große Menge P mitverwendet ist, wird, wenn C weniger als 0,0005 Massen-% beträgt, die Beständigkeit gegenüber einer Sekundärbearbeitungsversprödung schlechter. Deshalb ist der C- Gehalt auf nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Masse-%, zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0040 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0030 Massen-% beschränkt.
Si: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%
Si dient zur Verminderung der Verschlechterung der Bearbeitbarkeit, zur Festigung des Stahls und es darf nicht weniger als 1 Massen-% betragen. Wenn jedoch der Gehalt 2,5 Massen-% übersteigt, wird eine Verschlechterung der Beständigkeit gegenüber einer Sekundärbearbeitungsversprödung verursacht. Deshalb ist der Si-Gehalt auf nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beschränkt. Ausgehend vom Hauptpunkt der Erfindung, Si zur Festigung des Stahls unter Beibehalten der Bearbeitbarkeit zu verwenden, beträgt, wenn eine Zugfestigkeit einer Größe von nicht weniger als 400 MPa geliefert werden soll, der Si-Gehalt zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,3 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%.
Mn: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%
Günstigerweise wird der Mn-Gehalt im Hinblick auf die Bearbeitbarkeit und Beständigkeit gegenüber einer Sekundärbearbeitungsversprödung vermindert, doch wird, wenn er weniger als 0,1 Massen-% beträgt, keine ausreichende Festigungswirkung als Werkstoff für Kraftfahrzeuge erhalten. Außerdem ist es, wenn eine große Menge von Si, das den Formänderungspunkt beim Warmwalzen erhöht, eingearbeitet ist, schwierig ein normales Warmwalzen in einer Austenitzone durchzuführen, so dass der Formänderungspunkt günstigerweise auf einen passenden Temperaturbereich durch Zugabe von Mn, das den Formänderungspunkt erniedrigt, in einer Menge von nicht weniger als 0,2 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,4 Massen-% eingestellt wird. Wenn andererseits der Gehalt 2,5 Massen-% übersteigt, ist es schwierig die Beständigkeit gegenüber einer Sekundärbearbeitungsversprödung zu verbessern und es ist ebenfalls schwierig, das Kaltwalzen durchzuführen, da der Stahl beträchtlich gehärtet ist. Deshalb ist der Mn-Gehalt auf nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%, zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,4 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beschränkt.
Ti: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%
Nb: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%
Ti hält einen Teil von oder das gesamte N, C, S fest und Nb hält einen Teil von oder das gesamte C fest, so dass sie die Sicherstellung der Bearbeitbarkeit und Nichtalterungseigenschaft des extrem kohlenstoffarmen Stahls bewirken. Wenn der einzelne Gehalt jedoch weniger als 0,003 Massen-% beträgt, wird die Wirkung nicht erzielt, so dass dieser Wert eine Untergrenze ist. Wenn er andererseits 0,1 Massen-% übersteigt, wird die Bearbeitbarkeit umgekehrt verschlechtert, so dass dieser Wert eine Obergrenze ist. Wenn außerdem der C-Gehalt im Hinblick auf eine weitere Verbesserung der Bearbeitbarkeit auf nicht mehr als etwa 0,0020 Massen-% vermindert ist, beträgt der Gesamtgehalt von Ti und Nb zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,03 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,03 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,08 Massen-%.
B: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-%
B zeigt eine beträchtliche Wirkung hinsichtlich der Verhinderung einer Sekundärbearbeitungsversprödung durch Auftrennung in Korngrenzen. Wenn der Gehalt weniger als 0,0005 Massen-% beträgt, ist die Wirkung gering, während die Wirkung, wenn der Gehalt 0,0080 Massen-% übersteigt, gesättigt ist und eine Zunahme der Streckgrenze und eine Verminderung der Dehnung unter Verschlechterung der Bearbeitbarkeit verursacht werden. Deshalb ist der Gehalt auf nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-% beschränkt. Da die Bearbeitbarkeit durch die Zugabe von B mit Ausnahme des Falles, dass P mit mehr als 0,15 Massen-% eingearbeitet ist, etwas verschlechtert ist, beträgt es zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0030 Massen-%.
P: nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%
P besitzt die Wirkung nicht nur einer Festigung des Stahls, sondern auch einer Verbesserung der Bearbeitbarkeit, insbesondere des mittleren r-Werts, und es wird entsprechend der gegebenen Festigkeit eingearbeitet. Die Wirkung wird bemerkbar, wenn der Gehalt nicht weniger als 0,040 Massen-% beträgt, während, wenn der Gehalt 0,18 Massen-% übersteigt, die Legierungsbildung der Plattierungsschicht beträchtlich verzögert ist und auch der Werkstoff durch Auftrennen beim Festwerden beim Gießen verschlechtert wird. Ferner beginnt, wenn der C-Gehalt zur Verbesserung des Werkstoffs vermindert wird, die Verschlechterung der Beständigkeit gegenüber einer Sekundärbearbeitunsversprödung, wenn der Gehalt nicht weniger als 0,12 Massen-% beträgt, so dass bei einem P- Gehalt von nicht weniger als 0,15 Massen-% eine große Menge B zugesetzt werden muss.
Deshalb ist der P-Gehalt auf nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%, zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,15 Masse-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0, Massen-% beschränkt.
S: nicht mehr als 0,008 Massen-%
Wenn der S-Gehalt 0,008 Massen-% übersteigt, wird eine große Menge MnS unter Verschlechterung der Bearbeitbarkeit ausgeschieden, so dass dies eine Obergrenze ist. Wenn der S-Gehalt nicht mehr als 0,008 Massen-% beträgt, wird eine verbesserte Bearbeitbarkeit erhalten. Der Gehalt soll klein gehalten werden, doch steigen, wenn er weniger als 0,0005 Massen-% beträgt, die Produktionskosten durch die vorliegende Technik beträchtlich, was nicht praxisgerecht ist.
Al: nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%
Al wird bei Bedarf zur Desoxidation und Ausscheidung und Fixierung von N in Stahl zugesetzt. Wenn der Gehalt weniger als 0,005 Massen-% beträgt, nehmen Einschlüsse zu und es wird keine gute Bearbeitbarkeit erhalten. Andererseits werden, wenn der Gehalt zu groß ist, nicht nur die Bearbeitbarkeit, sondern auch die Oberflächeneigenschaften verschlechtert, so dass der Al-Gehalt auf nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-% beschränkt ist. Er beträgt zweckmäßigerweise nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,06 Massen-%, vorzugsweise nicht weniger als 0,01 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,06 Massen-% im Hinblick auf die Rationalisierung der Bearbeitbarkeit über den genannten Mechanismus.
N: nicht mehr als 0,0060 Massen-%
N ist eine schädliche Komponente, die hauptsächlich zu Belastungsalterung führt. Wenn der Gehalt zu groß ist, müssen große Mengen von Ti und Al zugesetzt werden, so dass die Obergrenze 0,0060 Massen-% beträgt. Im Hinblick auf eine weitere Verbesserung der Bearbeitbarkeit beträgt er zweckmäßigerweise nicht mehr als 0,0040 Massen-%, vorzugsweise nicht mehr als 0,0030 Massen-%. Außerdem soll der Gehalt günstigerweise niedrig werden, doch steigen, wenn der Gehalt weniger als 0,0003 Massen-% beträgt, die Produktionskosten entsprechend der vorliegenden Technik beträchtlich, was nicht praxisgerecht ist.
Der Grund für die Beschränkungen der Prozessbedingungen wird im folgenden beschrieben.
Die Stahlherstellungs- und -gießbedingungen genügen denen der Durchführung der Prozesse nach der üblichen Art und Weise.
Die Endtemperatur des Warmwalzens muss mindestens 750ºC betragen, um eine gute Bearbeitbarkeit nach dem Kaltwalzen und Glühen zu erhalten. Wenn die Temperatur geringer als der genannte Wert ist, verbleibt die Walzstruktur in beträchtlichem Maße in dem warmgewalzten Blech, was nachteilig bezüglich der Bildung einer für die Pressformbarkeit günstigen Textur wird. Andererseits wird, wenn das Walzen über 1000ºC zu Ende geführt wird, eine Vergröberung der Struktur im warmgewalzten Blech verursacht und daher die für die Pressformbarkeit günstige Textur nicht erhalten. Deshalb ist die Endtemperatur des Warmwalzens nicht niedriger als 750ºC, jedoch nicht höher als 1000ºC.
Beim Kaltwalzen wird, wenn die Durchschnittsverminderung beim Kaltwalzen weniger als 60% beträgt, keine ausreichende Bearbeitbarkeit erhalten, so dass sie auf nicht weniger als 60% beschränkt ist. Vorzugsweise ist eine Durchschnittsverminderung beim Kaltwalzen von nicht weniger als 70% vorteilhaft. Andererseits ist, wenn die Durchschnittsverminderung beim Kaltwalzen 95% übersteigt, die Verarbeitbarkeit verschlechtert, so dass die Obergrenze 95% beträgt.
Die Plattierung wird in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungs/Wärmebehandlungseinrichtung durchgeführt. Es genügt, wenn die Temperatur des Rekristallisationsglühens nach dem Kaltwalzen nicht weniger als 700ºC, jedoch nicht mehr als 950ºC beträgt, doch kann das Glühen günstigerweise bei einer Temperatur von nicht niedriger als 800ºC durchgeführt werden. Nach dem Glühen wird auf einen Temperaturbereich von 380-530ºC abgeschreckt. Wenn die Abschreckendtemperatur niedriger als 380ºC ist, wird ein nichtplattierter Bereich geschaffen, während bei einer Abschreckendtemperatur von über 530ºC auf der plattierten Oberfläche ungünstigerweise eine Ungleichförmigkeit verursacht wird. Nach dem Abschrecken wird das Plattieren durch Eintauchen in ein 0,12-0,145 Massen-% Al enthaltendes Feuerverzinkungs/Wärmebehandlungsbad durchgeführt. Wenn der Al-Gehalt in dem Bad weniger als 0,12 Massen-% beträgt, wird die Legierungsbildung zu stark gefördert und die Plattierungshafteigenschaft (Beständigkeit gegenüber einer Pulverbildung) verschlechtert. Wenn er andererseits 0,145 Massen-% übersteigt, wird der nicht-plattierte Bereich geschaffen. Die Legierungsbildung durch auf das Plattieren folgendes Erhitzen wird so ausgeführt, dass der Fe-Gehalt in der aufplattierten Schicht 9-12% wird. Das heißt, die Legierungsbildung wird durch Erhitzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 450-550ºC während nicht weniger als 14 s, jedoch nicht mehr als 28 s durchgeführt. Wenn die Heiztemperatur niedriger als 450ºC ist oder die Heizdauer weniger als 14 s beträgt, wird die Legierungsbildung nicht ausreichend durchgeführt und der Fe-Gehalt beträgt daher weniger als 9% unter Verschlechterung der Beständigkeit gegenüber einem Abblättern. Andererseits wird, wenn die Heiztemperatur 550ºC übersteigt oder die Heizdauer 28 s übersteigt, die Legierungsbildung äußerst stark gefördert und die Beständigkeit gegenüber einer Pulverbildung verschlechtert.
Die Temperatur des Verzinkungs/Behandlungsbades liegt innerhalb eines Bereichs von 450-490ºC, während die Temperatur des in das Bad einzutauchenden Blechs nicht niedriger als die Badtemperatur, jedoch nicht höher als (Badtemperatur +10ºC) ist. Wenn die Badtemperatur niedriger als 450ºC ist oder die Temperatur des Blechs niedriger als die Badtemperatur ist, wird das Festwerden von Zink gefördert und es wird schwierig, die Plattierungsmenge einzustellen. Wenn andererseits die Badtemperatur 490ºC übersteigt oder die Temperatur des Blechs (Badtemperatur + 10 ºC) übersteigt, wird das Herauslösen von Eisen aus dem Stahlblech in das Bad unter Bildung von Schlacke gefördert und es kann ein Oberflächendefekt verursacht werden.
Außerdem sind, selbst wenn das erfindungsgemäß erhaltene Stahlblech zur weiteren Verbesserung der Pressformbarkeit, Schweißbarkeit oder Korrosionsbeständigkeit einer speziellen Behandlung, wie der Applikation eines Schmiermittels auf der Oberfläche oder dgl., unterzogen wird, die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften unveränderbar. Ferner sind, selbst wenn das erfindungsgemäße Stahlblech (oder das an der Oberfläche einer speziellen Behandlung unterzogene erfindungsgemäße Stahlblech) zur Formkorrektur einem Temperwalzen oder dgl. unterzogen wird, die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften unveränderbar.

Beste Art und Weise der Ausführung der Erfindung

Beispiel

In einem Konverter hergestellte und die in Tabelle 2 gezeigten chemischen Komponenten aufweisende Stahlbrammen werden als Ausgangsmaterial verwendet und einem Warmwalzen, Beizen und Kaltwalzen bis zu einer Blechdicke von 0,8 mm unterzogen, das dann einer Plattierung in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungs/Wärmebehandlungsstrecke unterzogen wird. Die Dehnungseigenschaften und Plattierungseigenschaften werden bezüglich der auf diese Weise erhaltenen Stahlbleche ermittelt. Außerdem liegt die Temperatur des Plattierbads innerhalb eines Bereichs von 460-480ºC und die Temperatur des einzutauchenden Blechs innerhalb eines Bereichs von der Plattierbadtemperatur bis zu (Plattierbadtemperatur +10ºC) und die Legierungsbildungsbedingung ist ein Erhitzen innerhalb eines Temperaturbereichs von 480-540ºC während 15-28 s. Tabelle 2
Anmerkung:
* bedeutet, dass Si der Beziehung 1,5(Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2(Massen-% Mn) nicht genügt
**: Der S-Gehalt liegt außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs
Als die genannten Herstellungsbedingungenwerden die Endabgabetemperatur beim Warmwalzen (FDT), die Durchschnittsverminderung beim Kaltwalzen, die Glühtemperatur, die Abschreckendtemperatur, der Al-Gehalt in dem Plattierbad, der Fe-Gehalt in der plattierten Schicht nach der Legierungsbildung und dgl. ermittelt, wobei die in Tabelle 3 gezeigten Ergebnisse erhalten werden. Tabelle 3
Anmerkung:
* außerhalb des erfindungsgemäß definierten Bereichs
: nicht vorhanden
O: etwas vorhanden
X: vorhanden
: akzeptabel
X: nicht akzeptabel
Außerdem werden die Dehnungseigenschaften unter Verwendung eines Teststücks der japanischen Industrienorm JIS Nr. 5 gemessen und die Plattierungseigenschaften gemäß dem gleichen Verfahren wie im zuvor genannten Experiment bewertet.
Aus den Tabellen 2 und 3 ist ersichtlich, dass alle erfindungsgemäßen akzeptablen Beispiele vorzüglich bezüglich der durch TS x El gezeigten TS-El-Balance sind und hervorragende Plattierungseigenschaften aufweisen.

Gewerbliche Anwendbarkeit

Durch die Erfindung werden nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte hochfeste Stahlbleche mit hervorragenden Plattierungseigenschaften und zur Pressformung günstigen guten Eigenschaften durch Verwendung von Si als festigender Komponente in äußerst kohlenstoffarmen Stählen und spezifisches Angeben einer Beziehung zwischen den Si- und Mn-Gehalten bereitgestellt. Die erfindungsgemäßen Stahlbleche tragen in großem Ausmaß zur Verringerung des Gewichts von Kraftfahrzeugen und zur Verbesserung der Sicherheit bei.

Claims

1. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften, umfassend ein Stahlblech der folgenden Zusammensetzung:

C: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%;

Si: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2, 5 Massen-%;

Mn: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2, 5 Massen-%;

Ti: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;

Nb nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;

B: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-%;

P: nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%;

S: nicht mehr als 0,008 Massen-%;

Al: nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%, und

N: nicht mehr als 0,0060 Massen-%,

wobei Si und Mn in einer Beziehung entsprechend der folgenden Gleichung (1)

1,5 (Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2(Massen-% Mn) (1)

stehen,

sowie zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen,

wobei auf dem Stahlblech ein hauptsächlich aus MnSiO&sub3; bestehender Oxidfilm und auf der Oberfläche des Stahlblechs eine nach dem Feuerverzinken wärmebehandelte und einen Fe-Gehalt von 9 bis 12% aufweisende Schicht gebildet sind.

2. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der C-Gehalt nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,004 Massen-% beträgt.

3. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der Si-Gehalt nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beträgt.

4. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der Mn-Gehalt nicht weniger als 0,2 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-% beträgt.

5. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der B-Gehalt nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-% beträgt.

6. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der P-Gehalt nicht weniger als 0,04 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,15 Massen-% beträgt.

7. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattierungseigenschaften nach Anspruch 1, wobei der Al-Gehalt nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,06 Massenbeträgt.

8. Nach dem Feuerverzinken wärmebehandeltes hochfestes Stahlblech hervorragender Plattiereigenschaften nach Anspruch 1, wobei der N-Gehalt nicht mehr als 0,0040 Massen-% beträgt.

9. Verfahren zur Herstellung eines nach dem Feuerverzinken wärmbehandelten hochfesten Stahlblechs hervorragender Plattierungseigenschaften, dadurch gekennzeichnet, dass eine als Ausgangsmaterial verwendete Stahlbramme der folgenden Zusammensetzung:

C: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0050 Massen-%;

Si: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;

Mn: nicht weniger als 0,1 Massen-%, jedoch nicht mehr als 2,5 Massen-%;

Ti: nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;

Nb nicht weniger als 0,003 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%;

B: nicht weniger als 0,0005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,0080 Massen-%;

P: nicht weniger als 0,040 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,18 Massen-%;

S: nicht mehr als 0,008 Massen-%;

Al: nicht weniger als 0,005 Massen-%, jedoch nicht mehr als 0,10 Massen-%, und

N: nicht mehr als 0,0060 Massen-%,

wobei Si und Mn in einer Beziehung entsprechend der folgenden Gleichung (1)

1,5 (Massen-% Mn) - 2 ≤ (Massen-% Si) ≤ 2(Massen-% Mn) (1)

stehen, um einen hauptsächlich aus MnSiO&sub3; bestehenden Oxidfilm auf dem Stahlblech auszubilden,

sowie zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen, warmgewalzt und einer Walzendtemperatur innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter 750ºC und nicht über 1000ºC ausgesetzt, gebeizt und zu einer Durchschnittsverminderung von nicht weniger als 60%, jedoch nicht mehr als 95% kaltgewalzt wird und das erhaltene kaltgewalzte Blech durch eine kontinuierlich arbeitende Feuerverzinkungs-/Wärmebehandlungs- Einrichtung, in welcher es innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter 700ºC, jedoch nicht über 950 ºC rekristallisiert, auf einen Temperaturbereich von 380 bis 530ºC abgeschreckt, in ein Feuerverzinkungs- /Wärmebehandlungsbad von 450 bis 490ºC mit 0,12 bis 0,145 Massen-% Al innerhalb eines Temperaturbereichs von nicht unter Badtemperatur, jedoch nicht höher als Badtemperatur plus 10ºC getaucht und durch nicht weniger als 14 s, jedoch nicht mehr als 28 s dauerndes Erwärmen innerhalb eines Temperaturbereichs von 450 bis 550ºC legiert wird, hindurchgeführt wird.