DE69521459T2 - Hochfeste feuerverzinkte stahlplatte mit hervorragenden plattierungseigenschaften und herstellungsverfahren - Google Patents
Hochfeste feuerverzinkte stahlplatte mit hervorragenden plattierungseigenschaften und herstellungsverfahrenInfo
- Publication number
- DE69521459T2 DE69521459T2 DE69521459T DE69521459T DE69521459T2 DE 69521459 T2 DE69521459 T2 DE 69521459T2 DE 69521459 T DE69521459 T DE 69521459T DE 69521459 T DE69521459 T DE 69521459T DE 69521459 T2 DE69521459 T2 DE 69521459T2
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- mass
- less
- hot
- steel sheet
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 238000007747 plating Methods 0.000 title claims description 47
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 9
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 title description 2
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 title description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 59
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 59
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 28
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 21
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 229910052883 rhodonite Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000007858 starting material Substances 0.000 claims description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 7
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 5
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 5
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 4
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 4
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical group O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 229910052681 coesite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 229910052906 cristobalite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000003912 environmental pollution Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 238000002386 leaching Methods 0.000 description 1
- 239000000314 lubricant Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000000377 silicon dioxide Substances 0.000 description 1
- 235000012239 silicon dioxide Nutrition 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 229910052682 stishovite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910052905 tridymite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
- 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.
- 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.
- 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.
- 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.
- 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 (9)
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.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1836494 | 1994-02-15 | ||
PCT/JP1995/000196 WO1995021947A1 (fr) | 1994-02-15 | 1995-02-13 | Tole d'acier revetue de zinc allie fondu sous haute tension, a excellentes caracteristiques de zingage, et son procede de fabrication |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE69521459D1 DE69521459D1 (de) | 2001-08-02 |
DE69521459T2 true DE69521459T2 (de) | 2002-03-28 |
Family
ID=11969651
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE69521459T Expired - Fee Related DE69521459T2 (de) | 1994-02-15 | 1995-02-13 | Hochfeste feuerverzinkte stahlplatte mit hervorragenden plattierungseigenschaften und herstellungsverfahren |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5882803A (de) |
EP (1) | EP0694625B9 (de) |
KR (1) | KR100308003B1 (de) |
DE (1) | DE69521459T2 (de) |
WO (1) | WO1995021947A1 (de) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1997031131A1 (fr) * | 1996-02-22 | 1997-08-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Tole d'acier recuit et procede de production |
WO2001052731A1 (en) * | 2000-01-21 | 2001-07-26 | Instrumentarium Corporation | Medical electrode |
JP4886118B2 (ja) * | 2001-04-25 | 2012-02-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
KR100478091B1 (ko) * | 2002-05-24 | 2005-03-24 | 주식회사 포스코 | 용융아연도금강판의 제조방법 |
Family Cites Families (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60174852A (ja) * | 1984-02-18 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
JPS63100158A (ja) * | 1986-10-15 | 1988-05-02 | Kobe Steel Ltd | 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 |
JP2610948B2 (ja) * | 1988-06-29 | 1997-05-14 | 川崎製鉄 株式会社 | スポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US5019460A (en) * | 1988-06-29 | 1991-05-28 | Kawasaki Steel Corporation | Galvannealed steel sheet having improved spot-weldability |
US5156690A (en) * | 1989-11-22 | 1992-10-20 | Nippon Steel Corporation | Building low yield ratio hot-dip galvanized cold rolled steel sheet having improved refractory property |
US5049453A (en) * | 1990-02-22 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corporation | Galvannealed steel sheet with distinguished anti-powdering and anti-flaking properties and process for producing the same |
JPH03294463A (ja) * | 1990-04-11 | 1991-12-25 | Nippon Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JPH0441658A (ja) * | 1990-06-07 | 1992-02-12 | Nippon Steel Corp | 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JPH0742547B2 (ja) * | 1990-10-16 | 1995-05-10 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
KR960004773B1 (ko) * | 1991-12-06 | 1996-04-13 | 가와사키 세이데츠 가부시키가이샤 | 용융아연 도금강판의 제조방법 |
JPH05255807A (ja) * | 1992-03-12 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
US5447802A (en) * | 1992-03-30 | 1995-09-05 | Kawasaki Steel Corporation | Surface treated steel strip with minimal plating defects and method for making |
JP3043901B2 (ja) * | 1992-06-08 | 2000-05-22 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US5360493A (en) * | 1992-06-08 | 1994-11-01 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same |
JP2990214B2 (ja) * | 1992-06-12 | 1999-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性にすぐれる極低C系の薄物熱延原板の合金化溶融Znめつき鋼板及びその製造方法 |
JP3266317B2 (ja) * | 1992-07-10 | 2002-03-18 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
DE69325791D1 (de) * | 1992-09-14 | 1999-09-02 | Nippon Steel Corp | Ferristisch einphasiges kaltgewalztes Stahlblech oder zinkplattiniertes Stahlblech zum Tiefziehen ohne Kaltalterungserscheinungen und Verfahren zu dessen Herstellung |
-
1995
- 1995-02-13 US US08/525,686 patent/US5882803A/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-02-13 EP EP95907877A patent/EP0694625B9/de not_active Revoked
- 1995-02-13 WO PCT/JP1995/000196 patent/WO1995021947A1/ja not_active Application Discontinuation
- 1995-02-13 KR KR1019950704431A patent/KR100308003B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1995-02-13 DE DE69521459T patent/DE69521459T2/de not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO1995021947A1 (fr) | 1995-08-17 |
KR960702013A (ko) | 1996-03-28 |
DE69521459D1 (de) | 2001-08-02 |
EP0694625B1 (de) | 2001-06-27 |
EP0694625B9 (de) | 2001-12-05 |
EP0694625A1 (de) | 1996-01-31 |
EP0694625A4 (de) | 1996-06-26 |
KR100308003B1 (ko) | 2001-11-30 |
US5882803A (en) | 1999-03-16 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE60033498T2 (de) | Heissgetauchtes galvanisiertes stahlblech mit hoher festigkeit und hervorragenden eigenschaften beim umformen und galvanisieren | |
DE60214086T2 (de) | Hochduktiles Stahlblech mit exzellenter Pressbarkeit und Härtbarkeit durch Verformungsalterung sowie Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE102008035714B4 (de) | Stahlblech zum Warmpreßformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaft hat, Verfahren zum Herstellen desselben, Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben, und damit hergestellte Teile | |
DE602004010699T2 (de) | Kaltgewalztes Stahlblech mit einer Zugfestigkeit von 780 MPa oder mehr, einer hervorragenden lokalen Formbarkeit und einer unterdrückten Schweißhärteerhöhung | |
DE60110346T2 (de) | Hochfestes kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender duktilität und reckalterungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür | |
EP3655560B1 (de) | Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung | |
DE60125253T2 (de) | Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften | |
DE112006003169B4 (de) | Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung | |
EP2028282B1 (de) | Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts | |
DE60116477T2 (de) | Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten | |
DE60133493T2 (de) | Feuerverzinktes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE19610675C1 (de) | Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE69713639T2 (de) | Stahl, Stahlblech mit hervorragender Bearbeitbarkeit und dessen Herstellungsverfahren durch Elektrostahlofen und Vakuumentgasung | |
EP1616971B1 (de) | Hochfestes kaltgewalztes stahlblech und herstellungsverfahren dafür | |
DE69130555T2 (de) | Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche | |
DE69228403T2 (de) | Hochfestes, kaltgewalztes, bei Raumtemperatur alterungsbeständiges, tiefziehbares Stahlblech und Herstellungsverfahren | |
DE69329696T2 (de) | Kaltgewalztes Stahlblech, gegebenenfalls feuerverzinkt, mit guter Einbrenn-härtbarkeit, gute Kaltalterungsbeständigkeit und Formbarkeit und Verfahrenzur Herstellung dieser Bleche | |
DE69014532T2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches. | |
DE69311393T2 (de) | Verfahren zum Herstellen hochfester Stahlbleche für Dosen | |
EP3504349A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband | |
DE69716518T2 (de) | Stahlblech mit gut aussehender Oberfläche und Beulfestigkeit nach der Verformung | |
DE69618263T2 (de) | Kaltgewalztes Stahlblech mit hervorragender Pressverformbarkeit und Herstellungsverfahren | |
DE3046941A1 (de) | "verfahren zur herstellung eines zweiphasen-stahlblechs" | |
DE69216503T2 (de) | Kaltgewalztes hochfestes Stahlblech mit hervorragender Tiefziehfähigkeit | |
WO2019068560A1 (de) | Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8363 | Opposition against the patent | ||
8339 | Ceased/non-payment of the annual fee |