DE4406040A1 - Rostfreies Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents
Rostfreies Stahlblech und Verfahren zu dessen HerstellungInfo
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Description
Die vorliegende Erfindung betrifft ein bruchbeständiges
Rostfreistahlblech sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung,
insbesondere betrifft sie ein Rostfreistahlblech, das als
Substrat für Innendurchmesser-Sägeblätter verwendet wird,
welche eingesetzt werden, um ein Ingot aus Silizium
beispielsweise zu Wafern zu schneiden, sowie ein Verfahren zu
dessen Herstellung.
Bisher sind als Basismaterial für ein Innendurchmesser-
Sägeblatt-Substrat metastabiler austenitischer rostfreier
Stahl sowie durch Fällung gehärteter (PH) rostfreier Stahl
hauptsächlich angewandt worden.
Die metastabilen austenitischen rostfreien Stähle, die in
typischer Weise durch SUS 301 und SUS 304 repräsentiert sind,
erhalten ihre hohe Festigkeit durch Bearbeitungshärtung durch
die Kaltbearbeitung nach dem Glühen sowie durch die Bildung
einer durch die Bearbeitung induzierten martensitischen Phase
und des weiteren durch eine Alterungsbehandlung. JP-B-2-44891
(die hier angegebene Bezeichnung "JP-B-" bedeutet eine
"geprüfte japanische Patentveröffentlichung") offenbarte eine
Technologie bezüglich dieses Typs von Stahl. Gemäß dieser
Offenbarung wird ein Stahlblech, das eine gesteuerte
Zusammensetzung enthält, um ein gewünschtes Ausmaß an
austenitischer Phasenstabilität zu ergeben, einem
Temperwalzvorgang bei einem Verminderungsverhältnis von 40%
oder mehr sowie ersten und zweiten Kaltwalzstufen vor einer
zur Endbearbeitung vorgesehenen Kaltwalzstufe unterzogen,
wobei das Verhältnis der ersten Kaltwalzstufe zur zweiten 0,8
oder mehr beträgt. Dieses Verfahren zielt auf die
Verbesserung der Flachheit des Blechs während der
Spannungsbehandlung ab, wobei eine Zugfestigkeit von 130
kgf/mm² oder mehr und eine minimierte Anisotropie der
Festigkeit in der Ebene (0,2% Prüfspannung) erhalten werden.
Ein typisches Beispiel eines durch Fällung gehärteten
rostfreien Stahls ist SUS 631. Durch Kaltbearbeitung oder
Sub-Zero-Behandlung des Stahls nach dem Glühen entwickeln
sich eine martensitische Struktur oder eine Zwei-Phasen-
Struktur von Austenit und Martensit. In der anschließenden
Alterungsbehandlung läuft die Fällungshärtung ab, um eine
hohe Festigkeit zu verleihen. Solche Typen von Stahl wurden
eingeführt in JP-A-61-295356 und JP-A-63-317628 (die hier
angegebene Bezeichnung "JP-A-" bedeutet eine "ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung"). Gemäß dieser
Patentbeschreibungen wird die Fällungshärtung durch Zugabe
von Si und Cu vollzogen, um eine hohe Härte zu erhalten, Hv =
580. Außerdem werden hohe Werte für die Bruchspannung
erreicht und das Spannungsvermögen verbessert.
Bei Innendurchmesser-Sägeblättern ist es notwendig, deren
Flachheit zur Verbesserung der Oberflächenqualität
geschnittener Wafer sowie zur Minimierung des Schnittverlusts
eines Ingot zu gewährleisten. Außerdem ist eine echte
Kreisförmigkeit des Innendurchmesser-Sägeblattes zur
Unterdrückung von auf das Blatt ausgeübter örtlicher
Spannungsintensität notwendig, um ein Brechen des Blattes
beim Schneidvorgang zu minimieren. Eine weitere Verbesserung
der Starrheit des Innendurchmesser-Sägeblattes ist
erforderlich, weil auf das Blatt beim Schneidvorgang eine
Spannung in umkreisförmiger Richtung ausgeübt wird (hierin
nachfolgend der Einfachheit halber als "Spannungsbelastung"
bezeichnet). Insbesondere stellt die Herabsetzung von
Vibration des Blattes durch Erhöhung der Starrheit des
Blattes zur Verminderung von Schnittverlust des Ingot eine
wesentliche Maßnahme zur Verbesserung der Produktionsausbeute
dar. Demzufolge wird angestrebt, dem Blatt eine extrem hohe
Starrheit zu verleihen, wenn eine hohe Dehnung von annähernd
1,0% in umkreisförmiger Richtung während der
Spannungsbelastungsstufe angewandt wird.
Blätter aus herkömmlichen rostfreien Stählen weisen jedoch
insofern Nachteile auf, als sie vor dem Erhalt eines
genügenden Spannungsbelastungsvermögens oft zu Bruch gehen
und sogar die Blätter mit einem guten
Spannungsbelastungsvermögen beim Schneidvorgang brechen.
In JP-B-2-44891 wurde die Anisotropie der Festigkeit in der
Ebene berücksichtigt, aber die Bruchcharakteristik wurde
überhaupt nicht in Betracht gezogen. In JP-A-61-295356 und
JP-A-63-317628 wurde die Festigkeit vor Spannungsbelastung
bis zu einem gewissen Ausmaß verbessert, jedoch wurde das
Bruchverhalten beim Schneidvorgang nach Spannungsbelastung
überhaupt nicht berücksichtigt. Beide Technologien ergaben
keine Verbesserung bei der Bruchbeständigkeit unter einer
hohen Belastung von annähernd 1,0% bei Spannungsbelastung.
Tatsächlich weisen die in den obigen drei Literaturstellen
des Standes der Technik beschriebenen rostfreien Stahlbleche
eine hohe Zugfestigkeit auf, ergeben jedoch eine niedrige
Verformungsspannung bei Ausübung einer Dehnung von 1,0%
(hierin nachfolgend der Einfachheit halber mit "1,0%-
Zugspannung" bezeichnet), oder sie ergeben eine niedrige
Zähigkeit. Demzufolge brechen die Innendurchmesser-
Sägeblätter bei Verwendung dieser Materialien oft bei
Spannungsbelastung, und sogar diejenigen, die ein gutes
Spannungsbelastungsvermögen aufweisen, gehen beim
Schneidvorgang zu Bruch.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein rostfreies
Stahlblech bereitzustellen, das eine hohe Bruchbeständigkeit
aufweist, sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zur
Verfügung zu stellen. Zur Lösung dieser Aufgabe wird durch
die vorliegende Erfindung ein rostfreies Stahlblech hoher
Bruchbeständigkeit bereitgestellt, welches enthält:
nicht-metallische Einschlüsse von Al₂O₃, MnO und SiO₂, welche unvermeidbar in rostfreiem Stahl vorliegen,
wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf das Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines Drei- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂":
nicht-metallische Einschlüsse von Al₂O₃, MnO und SiO₂, welche unvermeidbar in rostfreiem Stahl vorliegen,
wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf das Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines Drei- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂":
wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen Wert für die
1,0%-Zugspannung von 155 kgf/mm² oder mehr aufweist, wobei
die 1,0%-Zugspannung diejenige Verformungsspannung ist, wenn
das Blech einer Dehnung um 1,0% ausgesetzt wird,
wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung von 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger aufweist, wobei der anisotrope Differenzwert der Absolutwert der Differenz der 1,0%-Zugspannungswerte in Walzrichtung und quer zur Walzrichtung ist,
und wobei das genannte rostfreie Stahlblech eine Erichsen- Zahl von mindestens 4,6 mm aufweist.
wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung von 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger aufweist, wobei der anisotrope Differenzwert der Absolutwert der Differenz der 1,0%-Zugspannungswerte in Walzrichtung und quer zur Walzrichtung ist,
und wobei das genannte rostfreie Stahlblech eine Erichsen- Zahl von mindestens 4,6 mm aufweist.
Ferner wird durch die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur
Herstellung eines rostfreien Stahlblechs mit hoher
Bruchfestigkeit zur Verfügung gestellt, wobei man:
einen rostfreien Bandstahl herstellt, der im wesentlichen aus 0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% Lösungs-Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei die genannten unvermeidbaren Verunreinigungen als nicht-metallische Einschlüsse vorliegen, die eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die nachfolgend angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂":
einen rostfreien Bandstahl herstellt, der im wesentlichen aus 0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% Lösungs-Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei die genannten unvermeidbaren Verunreinigungen als nicht-metallische Einschlüsse vorliegen, die eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die nachfolgend angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂":
das rostfreie Stahlblech einem Glühverfahren - Beizverfahren
- einer ersten Kaltwalzstufe (CR₁) - einer ersten
Zwischenglühstufe - einer zweiten Kaltwalzstufe (CR₂) - einer
zweiten Zwischenglühstufe - einer dritten Kaltwalzstufe (CR₃)
- einer Endglühstufe - einer vierten Kaltwalzstufe (CR₄) -
einer Niedrigtemperaturhitzebehandlungsstufe unterzieht,
wobei die Verminderungsverhältnisse der genannten ersten, zweiten und dritten Kaltwalzstufe jeweils 30 bis 60%,
das Verminderungsverhältnis der genannten vierten Kaltwalzstufe 60 bis 76% und das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf der vierten Kaltwalzstufe 3 bis 15% betragen,
die Glühtemperaturen in der genannten ersten, zweiten und letzten Glühstufe jeweils im Bereich von 950 bis 1100°C liegen,
die genannte Niedrigtemperaturhitzebehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 600°C 0,1 bis 300 sec lang durchgeführt wird,
und wobei die genannte Endglühstufe und die genannte Niedrigtemperaturhitzebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden, die H₂ mit 70 Vol.% oder mehr enthält.
wobei die Verminderungsverhältnisse der genannten ersten, zweiten und dritten Kaltwalzstufe jeweils 30 bis 60%,
das Verminderungsverhältnis der genannten vierten Kaltwalzstufe 60 bis 76% und das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf der vierten Kaltwalzstufe 3 bis 15% betragen,
die Glühtemperaturen in der genannten ersten, zweiten und letzten Glühstufe jeweils im Bereich von 950 bis 1100°C liegen,
die genannte Niedrigtemperaturhitzebehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 600°C 0,1 bis 300 sec lang durchgeführt wird,
und wobei die genannte Endglühstufe und die genannte Niedrigtemperaturhitzebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden, die H₂ mit 70 Vol.% oder mehr enthält.
Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Bereich der gemäß
der vorliegenden Erfindung definierten
Einschlußzusammensetzung im Phasendiagramm des 3-Komponenten-
Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂" zeigt;
Fig. 2 zeigt die Kurve zur Bestimmung des Wertes für
die 1,0%-Zugspannung;
Fig. 3 ist eine Darstellung, in der die Wirkungen der
1,0%-Zugspannung sowie der Erichsen-Zahl auf die
Bruchbeständigkeit im Rahmen der vorliegenden Erfindung unter
der Bedingung eines anisotropen Differenzwertes der 1,0%-
Zugspannung von 20 kgf/mm² oder weniger aufgezeigt werden;
Fig. 4 ist eine Darstellung, in der ebenfalls die
Wirkungen der 1,0%-Zugspannung sowie der Erichsen-Zahl auf
das Bruchverhalten im Rahmen der vorliegenden Erfindung unter
der Bedingung eines anisotropen Differenzwertes der 1,0%-
Zugspannung von mehr als 20 kgf/mm² aufgezeigt werden; und
Fig. 5 ist eine Darstellung, in der die Wirkungen der
1,0%-Zugspannung sowie der Menge an Martensit auf die
Bruchbeständigkeit im Rahmen der vorliegenden Erfindung
aufgezeigt werden.
Die Erfinder führten eine Reihe von umfangreichen
Untersuchungen bezüglich der Optiminierung der mechanischen
Eigenschaften wie des Young-Modul, der Verformungsspannung
unter einer Dehnung von annähernd 1,0%, des anisotropen
Differenzwertes in der Ebene sowie hinsichtlich der Zähigkeit
sowie der Zusammensetzungs- und Herstellbedingungen zum
Erhalt dieser mechanischen Eigenschaften durch, und sie haben
bei rostfreien Stahlblechen, die hohe Bruchbeständigkeit bei
gutem Spannungsbelastungsvermögen und gleichzeitiger hoher
Bruchbeständigkeit unter den Bedingungen einer
Spannungsbelastungsstufe und Schneidstufe aufweisen, die
folgenden Erkenntnisse gewonnen:
- (1) Zur Verbesserung der Bruchbeständigkeit bei Spannungsbelastung eines Blattes und in der Schneidstufe stellen die Verminderung sowohl der Dicke als auch der Menge an nicht-metallischen Einschlüssen, die dazu neigen, ein Ausgangspunkt für Brüche zu werden, sowie die Einbringung von Einschlüssen mit hohem Duktilitätsverhalten wirksame Maßnahmen dar. Dazu ist es notwendig, daß die Zusammensetzung von unvermeidbar in Stahl vorkommenden nicht-metallischen Einschlüssen Al₂O₃, MnO und SiO₂ aufweist, und daß diese Einschlüsse in einem Bereich liegen, der durch die neun Punkte (1 bis 9) umgrenzt ist, die in dem Phasendiagramm des 3-Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂" angegeben sind.
- (2) Zur Verbesserung der Bruchbeständigkeit bei Spannungsbelastung sind die Optimierung des Young-Moduls, der die Zähigkeit und das Verhalten unter Spannungsbelastung steuert, sowie die Einhaltung der Zusammensetzung der nicht- metallischen Einschlüsse, die in (1) beschrieben wurden, erforderlich. In anderen Worten, bedarf es eines Wertes für die Erichsen-Zahl von 4,6 mm oder mehr, und der Young-Modul liegt vorzugsweise bei 166 600 N/mm² (17 000 kgf/mm²) oder mehr.
- (3) Zur Verbesserung der Bruchbeständigkeit beim mit einem Sägeblatt durchgeführten Schneidbetrieb bedarf es der Optimierung der Ausgewogenheit der Werte für die 1,0%- Zugspannung, die Anisotropie der 1,0%-Zugspannung in der Ebene sowie des Wertes für die Zähigkeit zusammen mit der Einhaltung der Grenzwerte für die nicht-metallischen Einschlüsse, welche bereits in (1) beschrieben wurde. In anderen Worten, ist es notwendig, daß der Wert für die 1,0%- Zugspannung 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr und der anisotrope Differenzwert der 1,0%-Zugspannung (der Absolutwert der Differenz der Werte für die 1,0%-Zugspannung in und seitlich zur Walzrichtung) 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger und die Erichsen-Zahl 4,6 mm oder mehr betragen.
- (4) Im Falle eines rostfreien Stahlblechs aus einem metastabilen austenitischen rostfreien Stahl mit den oben beschriebenen Materialeigenschaften ist es notwendig, die in (1) beschriebenen nicht-metallischen Einschlüsse zu steuern und die Menge an Martensit unter einer spezifizierten Zusammensetzung zu optimieren sowie die wirksame Korngröße zu minimieren und zu vereinheitlichen. In konkreten Worten, sollte das Innendurchmesser-Sägeblatt aus rostfreiem Stahl einen Martensit-Gehalt von 40 bis 90% aufweisen, wobei der rostfreie Bandstahl aus im wesentlichen der oben beschriebenen Zusammensetzung einem Herstellverfahren unterzogen wird, in das als Stufen Glühen, Beizen, erstes Kaltwalzen, Zwischenglühen, zweites Kaltwalzen, Zwischenglühen, drittes Kaltwalzen, Endglühen, viertes Kaltwalzen sowie eine Niedrigtemperaturhitzebehandlung eingeschlossen sind. Bei diesem Verfahren sind die folgenden Bedingungen einzuhalten. Die Verminderungsverhältnisse der ersten, zweiten und dritten Kaltwalzstufe betragen jeweils 30 bis 60%; das Verminderungsverhältnis der vierten Kaltwalzstufe (Temperwalzen) beträgt 60 bis 76% und das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf (das Verminderungsverhältnis der vierten Kaltwalzstufe, dividiert durch die Anzahl der Durchläufe) beträgt 3,0 bis 15%; die Endglühstufe und die Niedrigtemperaturhitzebehandlung werden in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, enthaltend 70 Vol.% oder mehr H₂, durchgeführt; die Zwischen- und Endglühstufen werden in einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C und die Alterungsbehandlungsstufe 1 bis 300 sec lang durchgeführt.
Im folgenden wird die vorliegende Erfindung bezüglich der
Gründe für die einschränkenden besonderen Bedingungen im
Detail beschrieben.
Die Basismaterialien für Innendurchmesser-Sägeblatt-Substrate
müssen aus rostfreiem Stahl hergestellt sein, weil sie eine
ausreichende Korrosionsbeständigkeit beim Schneiden eines
z. B. Si-Ingot aufweisen sollten. Da das Basismaterial für
Innendurchmesser-Sägeblatt-Substrate ein sehr dünnes Blech
ist (normalerweise 0,3 mm oder weniger dick), ist es wirksam,
die Dicke und Menge von nicht-metallischen Einschlüssen zu
reduzieren, welche dazu neigen, zum Ausgangspunkt von Brüchen
zu werden, und diese Einschlüsse so auszugestalten, daß sie
ein hohes duktiles Vermögen aufweisen, um die
Bruchbeständigkeit zu verbessern. In konkreten Worten, ist es
notwendig, daß die Zusammensetzung der unvermeidbaren nicht-
metallischen Einschlüsse Al₂O₃, MnO und SiO₂ enthalten, die
in einem abgegrenzten Bereich liegen, der von Linien
eingeschlossen ist, welche die folgenden neun Punkte
verbinden, die bezogen auf das Prozentgewicht im
Phasendiagramm eines 3-Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-
SiO₂" in Fig. 1 angegeben sind:
Durch Eingrenzung des Zusammensetzungsverhältnisses von
Al₂O₃, MnO und SiO₂ in den nicht-metallischen Einschlüssen
innerhalb des spezifizierten Bereiches wird die
Bruchbeständigkeit verbessert.
Zum Erhalt der oben spezifizierten Zusammensetzung der
Einschlüsse ist es bevorzugt, daß eine Schöpfstrecke aus MgO-
CaO, enthaltend 50% oder weniger CaO, und eine Schlacke aus
CaO-SiO₂-Al₂O₃, enthaltend (CaO)/(SiO₂) = 1,0 bis 4,0, 3%
oder weniger Al₂O₃, 15% oder weniger MgO und 30 bis 80% CaO,
bei der Schöpf-Raffinierung nach dem Abfangen eingesetzt
werden.
Die Erfinder haben herausgefunden, daß für ein als
Innendurchmesser-Sägeblatt eingesetztes rostfreies Stahlblech
der Young-Modul, die 1,0%-Zugspannung und die Erichsen-Zahl
die kritischen Faktoren im Hinblick auf die
Bruchbeständigkeit darstellen.
Fig. 2 veranschaulicht das Bestimmungsverfahren für den Wert
der 1,0%-Zugspannung. Im Spannungs-Dehnungs-Diagramm wird der
Wert für die bei Dehnung um 1,0% verursachte
Verformungsspannung als 1,0%-Zugspannung bezeichnet. Wie oben
beschrieben, wird ein Innendurchmesser-Sägeblatt einer hohen
Spannkraft unterzogen, die der Größenordnung von 1,0% Dehnung
in umkreisförmiger Richtung unter
Spannungsbelastungsbedingung, sowie auch die Arbeitslast beim
Schneiden eines Ingot entspricht. Demnach stellt die
Bewertung der 1,0%-Zugspannung eine wirksame Größe zur
Ermittlung der Bruchbeständigkeit dar.
Fig. 3 und Fig. 4 zeigen die Wirkung der 1,0%-Zugspannung und
der Erichsen-Zahl auf die Bruchbeständigkeit. Fig. 3 zeigt
die Wirkungen für einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-
Zugspannung von 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger und Fig.
4 zeigt die Wirkungen für einen anisotropen Differenzwert der
1,0%-Zugspannung von mehr als 196 N/mm² (20 kgf/mm²). In
beiden Figuren sind nur Materialien mit Werten für den Young-
Modul von 166 600 N/mm² (17 000 kgf/mm²) oder mehr angegeben,
welche ein gutes Spannungsbelastungsvermögen ergeben. Der
Young-Modul verändert die Größe der infolge der
Spannungsbelastung auf das Blatt ausgeübten Spannung, und ein
Young-Modul von 166 600 N/mm² (17 000 kgf/mm²) oder mehr ist
notwendig, um ein gutes Spannungsbelastungsvermögen zu
erhalten. Beträgt der Young-Modul weniger als 17 000 kgf/mm²,
verursacht die Spannungsbelastung einen deutlichen Anstieg
der auf das Blatt ausgeübten Spannung, was zur Herabsetzung
der Brechbeständigkeit führen kann.
Gemäß Fig. 3 ging innerhalb eines Bereichs der Erichsen-Zahl
von weniger als 4,6 mm das Material bei Spannungsbelastung zu
Bruch. Andererseits trat in einem Bereich der Erichsen-Zahl
von 4,6 mm oder mehr und Werten für die 1,0%-Zugspannung von
weniger als 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) Bruch beim
Schneidvorgang auf. Innerhalb eines Bereichs der Erichsen-
Zahl von 4,6 mm oder mehr und Werten für die 1,0%-Zugspannung
von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr brach das Material
weder bei Spannungsbelastung noch beim Schneidvorgang.
Alle Materialien mit einem anisotropen Differenzwert der
1,0%-Zugspannung von größer als 196 N/mm² (20 kgf/mm²) gingen
zu Bruch, was in Fig. 4 gezeigt ist. Eine größere anisotrope
Differenz steigert den Spannungsunterschied in
umkreisförmiger Richtung durch Spannungsbelastung. Im
Ergebnis wird eine signifikante Nicht-Einheitlichkeit der
Spannung in der Blattebene induziert, um Bruch beim
Schneidvorgang zu erzeugen. Deshalb ist die anisotrope
Festigkeitsdifferenz in der Ebene bei einem Basismaterial
vorzugsweise so klein wie möglich. Wie in Fig. 3 gezeigt,
wird, wenn der anisotrope Differenzwert der 1,0%-Zugspannung
bei 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger gehalten wird, eine
ausgezeichnete Bruchbeständigkeit im Bereich der spezifischen
Werte für die Lochproben-Arbeit und die 1,0%-Zugspannung
erhalten.
Im Lichte der obigen Erörterung werden durch die vorliegende
Erfindung die mechanischen Eigenschaften spezifiziert, welche
notwendig sind, um beim Basismaterial zu verhindern, daß es
bei Spannungsbelastung oder beim Schneidvorgang bricht, und
zwar sind die Werte spezifiziert bezüglich der 1,0%-
Zugspannung von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr, der
anisotropen Differenz der 1,0%-Zugspannung von 196 N/mm² (20
kgf/mm²) oder weniger sowie bezüglich der Erichsen-Zahl von
4,6 mm oder mehr. Obwohl die Bedingung für den Wert der
Erichsen-Zahl von 4,6 mm oder mehr ein gutes
Spannungsverhalten ergibt, ist eine Erichsen-Zahl von 4,6 mm
oder mehr auch zur weiteren Verbesserung der
Bruchbeständigkeit im Hinblick auf die Durchführung einiger
1000facher Schneidvorgänge eines Ingot bevorzugt.
Metastabiler austenitischer rostfreier Stahl ist eine der
rostfreien Stahlsorten, die als Basismaterial eines oben
beschriebenen rostfreien Stahlblechs für ein
Innendurchmesser-Blatt-Substrat herangezogen werden. Im
folgenden werden die Zusammensetzungs- und
Herstellungsbedingungen zur verfahrensmäßigen Bearbeitung von
metastabilem austenitischem rostfreiem Stahl sowie die Gründe
dafür beschrieben.
Die einzelnen Bestandteile werden nun bezüglich ihrer
Gehaltsmengen spezifisch beschrieben.
Kohlenstoff ist ein Element zur Bildung einer austenitischen
Phase und trägt zur Unterdrückung einer δ-Ferrit-Bildung
sowie zur Verstärkung der festen Lösung von martensitischer
Phase bei. Jedoch ergibt eine C-Konzentration von weniger als
0,01 Gew.% keine ausreichende Wirkung, und ein Überschuß von
C über 0,20 Gew.% induziert die Abscheidung von Cr-Carbid, um
dadurch Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit herabzusetzen.
Demgemäß ist der C-Gehalt spezifisch auf 0,01 bis 0,20 Gew.%
festgelegt.
Mangan ist ebenfalls ein Element zur Bildung von
austenitischer Phase. Der Mn-Gehalt von 0,1 Gew.% oder mehr
ist erforderlich zur Bildung einer austenitischen Einzelphase
durch Lösungswärmebehandlung sowie zur Deoxidierung.
Übersteigt der Gehalt an Mn jedoch 2,0 Gew.%, wird die
austenitische Phase übermäßig stabil, was die Bildung
martensitischer Phase extrem unterdrückt. Demgemäß ist der
Bereich des Mn-Gehalts spezifisch auf 0,1 bis 2,0 Gew.%
festgelegt.
Nickel ist ein Element zur Bildung einer starken
austenitischen Phase. Beträgt der Gehalt an Ni weniger als
4,0 Gew.%, entwickelt sich Einzelphasen-Austenit nach dem
Glühen nicht. Beträgt andererseits der Gehalt an Ni mehr als
11 Gew.%, wird die austenitische Phase übermäßig stabil, was
die Bildung martensitischer Phase extrem unterdrückt. Deshalb
ist der Bereich des Ni-Gehalts spezifisch auf 4,0 bis 11,0
Gew.% festgelegt.
Chrom ist ein unverzichtbares Element für rostfreie Stähle,
und der Cr-Gehalt von 13,0 Gew.% oder mehr ist notwendig, um
eine genügende Korrosionsbeständigkeit zu ergeben. Jedoch
induziert ein Cr-Gehalt von 20,0 Gew.% oder mehr eine große
Menge δ-ferritischer Phase bei hoher Temperatur, was die
Heißbearbeitbarkeit herabsetzt. Demnach ist der Bereich des
Cr-Gehalts spezifisch auf 13,0 bis 20,0 Gew.% festgelegt.
Stickstoff ist ein die austenitische Phase bildendes Element
und trägt ebenfalls zur Verstärkung der festen Lösung der
martensitischen Phase bei. Mit einem N-Gehalt von weniger als
0,01 Gew.% wird die Wirkung nicht erzielt, und ein Gehalt von
mehr als 0,20 Gew.% verursacht die Erzeugung von Blaslöchern
beim Guß. Demzufolge ist der Bereich des N-Gehalts spezifisch
auf 0,01 bis 0,20 Gew.% festgelegt.
Der Aluminium-(lösliches Al)-Gehalt bestimmt Zahl und
Zusammensetzung der nicht-metallischen Einschlüsse. Beträgt
der Sol.-Al-Gehalt weniger als 0,0005 Gew.%, übersteigt der
Sauerstoffgehalt geschmolzenen Stahls 0,013 Gew.%, so daß
Einschlüsse mit einem hohen Gehalt an MnO und SiO₂ sowie
Einschlüsse, die Einschlußbestandteile mit hohem Siedepunkt
wie Cr₂O₃ aufweisen, in hohem Maß entwickelt werden, um
dadurch die Heißbearbeitbarkeit des Stahls herabzusetzen und
die Wahrscheinlichkeit von Blattbrüchen zu erhöhen.
Übersteigt andererseits der Sol.-Al-Gehalt 0,0025 Gew.%,
erniedrigt sich der O-Gehalt im geschmolzenen Stahl auf
weniger als 0,002 Gew.%, und die Zahl an Einschlüssen sinkt
ab. Im letzteren Fall treten jedoch Einschlüsse auf, die eine
große Menge Al₂O₃ enthalten, was Oberflächendefekte induziert
und die Bruchneigung eines Sägeblatts erhöht. Um nicht-
metallische Einschlüsse aus dem Al₂O₃-MnO-SiO₂-System in
Stahl vorliegen zu haben, welcher Heißduktilität bei einem
niedrigen Schmelzpunkt aufweist, wie in Fig. 1 gezeigt, und
um ferner die Dicke der Einschlüsse dünn zu gestalten sowie
die Zahl der Einschlüsse herabzusetzen, sind der Gehalt an
Sol.-Al notwendigerweise spezifisch auf einen Bereich von
0,0005 bis 0,0025 Gew.% und der Gehalt an O spezifisch auf
einen Gehalt von 0,002 bis 0,013 Gew.% festzulegen.
Kupfer ist ein Element, das die passive Oberflächenschicht
verstärkt und die Korrosionsbeständigkeit verbessert, was für
eine Anwendung als Innendurchmesser-Sägeblatt notwendig ist.
Allerdings zeigt ein Cu-Gehalt von weniger als 0,08 Gew.%
keine ausreichende Wirkung. Bei einem Cu-Gehalt von mehr als
0,90 Gew.% erreicht die Wirkung einen Sättigungsbereich, und
die Heißbearbeitbarkeit schwächt sich ab, weil Cu nicht
vollständig in die austenitische Phase okkludiert ist.
Demnach ist der Bereich des Cu-Gehalts spezifisch auf 0,08
bis 0,90 Gew.% festgelegt.
Silizium ist ein Element, das zur Verstärkung der festen
Lösung von austenitischer Phase und martensitischer Phase
einen Beitrag leistet. Ein Si-Gehalt von weniger als 0,1
Gew.% ergibt keine ausreichende Wirkung, und ein Si-Gehalt
von mehr als 2,0 Gew.% führt zur Bildung von δ-ferritischer
Phase, um die Heißbearbeitbarkeit herabzustufen. Demgemäß ist
der Bereich des Si-Gehalts spezifisch auf 0,1 bis 2,0 Gew.%
festgelegt.
Schwefel führt zur Bildung von Einschlüssen wie von MnS.
Diese Einschlüsse neigen dazu, zu einem Ausgangspunkt für
einen Blattbruch zu werden. Insbesondere wird durch einen
Gehalt von mehr als 0,0090 Gew.% S die Zähigkeit
herabgesetzt, um die Bruchwahrscheinlichkeit zu erhöhen.
Demzufolge ist die Obergrenze des S-Gehalts spezifisch
festgelegt auf 0,0090 Gew.%.
Die metastabilen austenitischen rostfreien Bleche der
vorliegenden Erfindung können in geeigneter Weise Ca und
seltenes Erdmetall (REM) enthalten, wodurch darauf abgezielt
wird, die Formgestalt von Sulfiden zu steuern und die
Heißbearbeitbarkeit zu verbessern, auch können B oder weitere
Elemente neben den oben beschriebenen Bestandteilen enthalten
sein, was auf die Verbesserung der Heißbearbeitbarkeit
abzielt. Die Zufügung dieser Elemente beeinflußt die
grundlegenden Eigenschaften des vorliegenden
Erfindungsgegenstandes nicht.
Die Erfinder untersuchten im Detail die Materialfaktoren, um
für den vorliegenden Fall von metastabilem austenitischem
rostfreiem Stahl den Wert für die 1,0%-Zugspannung zu
steigern, und sie haben herausgefunden, daß die Optimierung
der Menge an martensitischer Phase hin zum oben beschriebenen
Bereich notwendig ist. Fig. 5 zeigt die Wirkung der Größe des
Wertes für die 1,0%-Zugspannung sowie der Menge an Martensit
auf die Bruchbeständigkeit. In dem entsprechenden Bereich der
Darstellung erscheinen nur diejenigen Materialien, bei denen
die genauen Bedingungen für den anisotropen Differenzwert der
1,0%-Zugspannung, den Young-Modul sowie die Lochproben-Arbeit
eingehalten sind. Gemäß Fig. 5 ist eine Martensit-Menge von
notwendigerweise 40% oder mehr zu gewährleisten, indem die
Kaltwalz- und Alterungsbedingungen optimiert werden, um den
Wert für die 1,0%-Zugspannung von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²)
oder mehr zu erreichen. Übersteigt andererseits die Menge an
Martensit 90%, sinkt der Wert für die bei der Lochprobe zu
leistende Arbeit signifikant ab, und die
Bruchwahrscheinlichkeit während der Spannungsbelastungsdauer
steigt stark an. Daher ist der Gehalt an Martensit in der
Dicke eines Blechs, das als Innendurchmesser-Sägeblatt
verwendet wird, spezifisch auf 40 bis 90% festgelegt. In Fig.
5 stellen die Materialien, die eine Martensit-Menge im
Bereich von 40 bis 90% sowie einen Wert der 1,0%-Zugspannung
im Bereich von weniger als 1520 N/mm² (155 kgf/mm²)
aufweisen, die Vergleichsmaterialien von Nr. 19 und Nr. 22
dar, welche später beschrieben werden.
Im folgenden wird das Herstellungsverfahren für ein dünnes
Blech aus dem oben beschriebenen metastabilen rostfreien
Stahl dargelegt. Ein rostfreies Band mit der oben
beschriebenen chemischen Zusammensetzung wird einer Reihe von
Behandlungsstufen wie folgt unterzogen:
Glühen und Beizen - erstes Kaltwalzen - Zwischenglühen - zweites Kaltwalzen - Zwischenglühen - drittes Kaltwalzen - Endglühen in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, enthaltend H₂ mit 70 Vol.% oder mehr - viertes Kaltwalzen - Niedrigtemperaturwärmebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, enthaltend H₂ mit 70 Vol.% oder mehr.
Glühen und Beizen - erstes Kaltwalzen - Zwischenglühen - zweites Kaltwalzen - Zwischenglühen - drittes Kaltwalzen - Endglühen in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, enthaltend H₂ mit 70 Vol.% oder mehr - viertes Kaltwalzen - Niedrigtemperaturwärmebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, enthaltend H₂ mit 70 Vol.% oder mehr.
Die wiederholten Kaltwalz- und Glühzyklen induzieren eine
feinere rekristallisierte Textur in jeder Glühstufe und
erhöhen, in einigen Fällen, die einheitliche Dispersion von
sehr feinen Carbidpartikeln, wodurch die martensitische Phase
nach dem Temperwalzen (vierte Kaltwalzstufe) sehr fein wird.
Im Ergebnis werden die Werte für die 1,0%-Zugspannung und die
Lochproben-Arbeit verbessert, und es stellt sich eine Textur
vom zufallsgesteuerten Typ ein, welcher seinerseits den
anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung klein
ausfallen läßt. Daher werden Kaltwalz- und Glühzyklus
vorzugsweise vielfach wiederholt. Allerdings gestaltet die
übermäßige Wiederholung des Zyklus die Produktionslinie
komplex, und die erreichbaren Effekte gehen in einen
Sättigungsbereich über. Mithin wird die Zahl der Wiederholung
des Kaltwalz- und Glühzyklus mit drei ausgewählt, worauf das
Temperwalzen (vierte Kaltwalzstufe) erfolgt.
Bei einem Verminderungsverhältnis in der ersten, zweiten und
dritten Kaltwalzstufe von jeweils unterhalb 30% neigt das
Material dazu, wegen der gemischten Textur nach dem Glühen
uneben zu werden. Übersteigt das Verminderungsverhältnis in
diesen Walzstufen 60%, stellt sich eine Sättigung beim Effekt
zur Minimierung der Korngröße ein, die Textur wird übermäßig
stark, um die Anisotropie in der Ebene zu erhöhen, und die
Walzlast steigt an, was die Betriebsweise des Verfahrens
herabstuft. Demzufolge wird in der ersten, zweiten und
dritten Kaltwalzstufe für das Verminderungsverhältnis die
Auswahl auf den Bereich von 30 bis 60% getroffen.
Der Grund, warum in der Raffinier-Walzstufe, oder in der
vierten Kaltwalzstufe, für das Verminderungsverhältnis die
Auswahl mit 60 bis 76% getroffen wird, ist insbesondere der,
daß der Wert für die 1,0%-Zugspannung verbessert wird, und
zwar bei Vorliegen einer Menge an Martensit im Bereich von 40
bis 90 Gew.%. Liegt das Verminderungsverhältnis unterhalb
60%, erniedrigt sich die Menge an Martensit auf weniger als
40%, und die Werte für Young-Modul oder die 1,0%-Zugspannung
stellen sich auf einem ungenügenden Niveau ein. Übersteigt
andererseits das Verminderungsverhältnis 76%, erhöht sich die
Menge an Martensit auf über 90%, und Young-Modul und 1,0%-
Zugspannung steigen an, aber die Erichsen-Zahl sinkt ab, was
nicht zu einem starken Ausgleich zwischen Festigkeit und
Zähigkeit führen kann.
Bei einem Verminderungsverhältnis pro Durchlauf in der
Temperwalzstufe (das Verminderungsverhältnis, ermittelt durch
Division des Verminderungsverhältnisses beim Raffinierwalzen
durch die Anzahl von Durchläufen) von weniger als 3,0% sinkt
die Erichsen-Zahl ab, und die Betriebskosten steigen wegen
der Erhöhung der Anzahl an Walzstufen an. Übersteigt das
Verminderungsverhältnis 15%, erhöht sich der anisotrope
Differenzwert der 1,0%-Zugspannung, und die Erichsen-Zahl
sinkt wegen der Nicht-Einheitlichkeit des Materials ab. Daher
wird das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf in der
Raffinierwalzstufe spezifisch auf 3,0 bis 15% festgelegt.
Die Niedrigtemperaturwärmebehandlung wird durchgeführt, um
den Wert für die 1,0%-Zugspannung und weitere Eigenschaften
zu verbessern. Eine Niedrigtemperatur-Wärmebehandlung bei
300°C oder weniger ergibt eine nur unzureichende Wirkung und
führt zu keiner Verbesserung des Wertes für die 1,0%-
Zugspannung. Andererseits induziert eine Temperatur bei der
Niedrigtemperatur-Wärmebehandlung von 600°C oder mehr eine
signifikante Menge an durch inverse Transformation gebildeter
austenitischer Phase, was den Wert für die 1,0%-Zugspannung
und weitere Eigenschaften vermindert. Demnach wird die
Temperatur für die Niedrigtemperaturwärmebehandlung
spezifisch auf 300 bis 600°C festgelegt. Bezüglich der
Alterungszeit im spezifizierten Temperaturbereich ergibt eine
Zeitdauer von weniger als 1 sec eine nur ungenügende Wirkung,
und es ist keine Verbesserung beim Wert für die 1,0%-
Zugspannung zu erwarten. Eine Zeitdauer der Niedertemperatur-
Wärmebehandlung von mehr als 300 sec zeigt keine weitere
Verbesserung der Eigenschaften. Insbesondere in einem
Temperaturbereich nahe 600°C tritt eine durch inverse
Transformation gebildete austenitische Phase signifikant auf,
was den Wert für die 1,0%-Zugspannung sowie weitere
Eigenschaften herabstuft. Daher ist die Zeitdauer für die
Niedertemperatur-Wärmebehandlung spezifisch auf 1 bis 300 sec
festgelegt. Eine weitere Verbesserung der Eigenschaften ist
zu erwarten, indem die Niedertemperatur-Wärmebehandlung in
einem Temperaturbereich von 400 bis 500°C 2 bis 15 sec lang
durchgeführt wird.
Werden die letzte Glühstufe oder die
Niedertemperaturwärmebehandlung in einer oxidierenden
Atmosphäre durchgeführt, ist eine weitere Beizstufe
erforderlich. Das Beizen erzeugt eine Korngrenzenkorrosion
auf der Blechoberfläche, und durch diese Korrosion wird
verhindert, daß das Blech die angestrebte Bruch- und
Korrosionsbeständigkeit erhält. Werden diese
Hitzebehandlungen in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre
durchgeführt, die weniger als 70 Vol.% H₂ aufweist,
erscheinen auf der Blechoberfläche Ablagerungen, welche es
verhindern, daß beim Stahlblech die angestrebte Qualität der
Bruch- und Korrosionsbeständigkeit erhalten wird. Demnach
sind die letzte Glühstufe und die Niedertemperatur-
Wärmebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre
durchzuführen, welche 70 Vol.% oder mehr H₂ aufweist.
Durch Befolgung der oben beschriebenen Bedingungen wird ein
Blech aus rostfreiem Stahl für Innendurchmesser-Sägeblatt-
Substrate hergestellt, welches eine hohe Festigkeit und
niedrige Bruchwahrscheinlichkeit bei stabiler Qualität, einen
kleinen anisotropen Differenzwert in der Ebene sowie
Zähigkeit aufweist.
In den Blechen der vorliegenden Erfindung aus rostfreiem
Stahl für Innendurchmesser-Sägeblatt-Substrate können auch
andere Stahlsorten als metastabiler austenitischer,
martensitischer PH, austenitischer PH oder metastabiler
austenitischer PH rostfreier Stahl eingesetzt werden. Auch
können gemäß der vorliegenden Erfindung für die
Basisstahlbleche zur Herstellung der Bleche aus rostfreiem
Stahl für Innendurchmesser-Sägeblatt-Substrate gegossene
dünne Platten sowie Stahlbleche verwendet werden, die aus
diesen Gußplatten hergestellt sind.
Stahlsorten mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung
wurden geschmolzen, um Ingots zu bilden, die zugerichtet und
dann heißgewalzt wurden, um Bandstähle zu bilden. Die
Stahlsorten A bis H stellen Stähle gemäß der vorliegenden
Erfindung, die Stahlsorten I bis M stellen solche für
Vergleichszwecke dar. Alle anderen Stahlsorten als I, J, L
und M wurden unter Einsatz einer Schöpfstrecke aus MgO-CaO-
Feuerfestmaterial, enthaltend CaO mit 50% oder weniger, beim
Schöpf-Raffinieren nach dem Abfangen und durch Anwendung
einer Schlacke erzeugt, die eine Zusammensetzung von CaO-
SiO₂-Al₂O₃ als (CaO)/(SiO₂) = 1,0 bis 4,0 (Gewichtsbasis),
mit 3% oder weniger Al₂O₃, 15% oder weniger MgO und 30 bis
80% CaO aufwies. Unter diesen Bedingungen waren die
aufgetretenen Haupteinschlüsse Systeme aus Al₂O₃-MnO-SiO₂ mit
einem Schmelzpunkt von 1400°C oder weniger. Andererseits
ergaben für den Stahl K, der eine große Menge an S enthielt,
die Einschlüsse aus Al₂O₃-MnO-SiO₂ auch einen Schmelzpunkt
von 1400°C oder weniger, aber diese enthielten auch eine sehr
große Zahl von Sulfiden.
Unter Befolgung der in Tabelle 2 und Tabelle 3 angegebenen
Herstellungsbedingungen wurde jeder dieser heißgewalzten
Bandstähle zur Herstellung der Materialien Nr. 1 bis Nr. 29
eingesetzt. Unter diesen stellen Nr. 1 bis Nr. 15 Materialien
der vorliegenden Erfindung und Nr. 16 bis Nr. 29
Vergleichsmaterialien dar. Die Materialien Nr. 1 bis Nr. 15,
die aus den Stählen A bis H erzeugt waren, welche diejenigen
der vorliegenden Erfindung sind, enthielten nicht-metallische
Einschlüsse mit niedrigem Schmelzpunkt und guter
Heißduktilität, so daß die Einschlüsse in Walzrichtung gut
verteilt waren, und die meisten der Einschlüsse lagen in
dünner Formgestalt vor, und zwar so dünn wie 5 µm oder
weniger. Tabelle 4 bis Tabelle 6 zeigen die Bewertung der
Menge an Martensit, der mechanischen Eigenschaften sowie der
Bruchbeständigkeit der Materialien Nr. 1 bis Nr. 29.
Die Definition des Härteunterschieds in der Ebene, des
anisotropen Differenzwertes, der Lochproben-Arbeitslast sowie
der Bruchbeständigkeit, welche in Tabelle 4 bis Tabelle 6
enthalten sind, wird nachfolgend angegeben.
Der Härteunterschied in der Ebene ist der Absolutwert der
Differenz zwischen der maximalen und minimalen Härte
innerhalb einer Blattebene.
Der anisotrope Differenzwert ist der Absolutwert der
Differenz zwischen den Werten für die 1,0%-Zugspannung in
Walzrichtung und quer zur Walzrichtung.
Die Blätter, bei denen kein Bruch festzustellen war, sind mit
(O) und die Blätter, die eine hohe Bruchwahrscheinlichkeit
aufwiesen, sind mit (X) markiert. Die Bruchbeständigkeit wird
durch den Schneidetest ermittelt, und zwar nur bei den
Blättern, die ein gutes Spannungsbelastungsvermögen ergaben.
Die Materialien Nr. 1 bis Nr. 15, die Beispiele der
vorliegenden Erfindung darstellen, zeigten einen Wert für die
1,0% Zugspannung von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr,
einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung von 196
N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger, eine Erichsen-Zahl von 4,6
mm oder mehr sowie einen Young-Modul von 166 600 N/mm² (17 000
kgf/mm²) oder mehr. Die Innendurchmesser-Sägeblätter aus
diesen Materialien ergaben gute Spannungsbelastungseigen
schaften, wobei sich Brüche weder in der Spannungsbelastungs-
noch in der Schneidestufe zeigten. Diese Materialien der
vorliegenden Erfindung lieferten stabile Materialqualität und
ergaben eine nur sehr kleine Differenz der Härte innerhalb
der Blattebene zwischen dem Maximal- und dem Minimalwert.
Andererseits erwiesen sich die Vergleichsmaterialien Nr. 16
bis Nr. 29 bezüglich einiger mechanischer Eigenschaften als
unterlegen, so daß die Innendurchmesser-Sägeblatter aus
diesen Materialien entweder in der Spannungsbelastungs- oder
der Schneidestufe zu Brüchen führten.
Unter den oben beschriebenen Vergleichsbeispielen war das
Material Nr. 16 geringwertig bezüglich des
Verminderungsverhältnisses pro Durchlauf beim
Temperwalzvorgang, und das Material ergab eine nur niedrige
Erichsen-Zahl und wies eine Bruchneigung während der
Spannungsbelastung auf.
Das Material Nr. 17 ergab ein hohes Verminderungsverhältnis
beim Temperwalzen sowie einen großen anisotropen
Differenzwert der 1,0%-Zugspannung, und es wies eine Neigung
zum Brechen bei Spannungsbelastung auf.
Das Material Nr. 18 ergab ein niedriges Verminderungsverhält
nis beim Temperwalzen sowie eine kleine Menge an Martensit,
was zu einem geringen Young-Modul und einem geringen Wert für
die 1,0%-Zugspannung führte, was wiederum Brüche beim
Schneiden induzierte.
Das Material Nr. 19 ergab ein niedriges Verminderungsverhält
nis beim Temperwalzen sowie einen geringen Wert für die 1,0%-
Zugspannung, und es wurden leicht Brüche beim Schneiden
induziert.
Das Material Nr. 20 ergab ein hohes Verminderungsverhältnis
beim Temperwalzen und war reich an Martensit und wies eine
signifikant niedrige Erichsen-Zahl auf, was leicht zu Brüchen
bei Spannungsbelastung führte.
Das Material Nr. 21 wurde nur drei Kaltwalz-Zyklen,
einschließlich dem Raffinier-Walzen, unterzogen, und so wurde
der anisotrope Differenzwert der 1,0%-Zugspannung groß, und
das Material wurde leicht beim Schneidvorgang gebrochen.
Das Material Nr. 22 wurde einer nur niedrigen Temperatur bei
der Niedertemperatur-Wärmebehandlung ausgesetzt, so daß das
Material nur ungenügend gealtert wurde. Im Ergebnis wies das
Material einen geringen Wert der 1,0%-Zugspannung auf, und es
zeigte sich, daß das Material beim Schneideeinsatz leicht zu
Bruch ging.
Das Material Nr. 23 wurde einer hohen Temperatur in der
Niedertemperatur-Wärmebehandlung ausgesetzt, und so ergab
sich beim Material eine große Menge an durch inverse
Transformation gebildeter austenitischer Phase, was die Werte
für den Young-Modul und die 1,0%-Zugspannung deutlich
verminderte. Auch wies das Material einen großen anisotropen
Differenzwert der 1,0%-Zugspannung auf, und es brach leicht
bei Spannungsbelastung.
Das Material Nr. 24 wurde in einer Atmosphäre mit niedriger
H₂-Konzentration in der Endglühstufe behandelt, und so
entwickelten sich Niederschläge auf der Oberfläche, was zu
einem geringen Wert bei der Lochproben-Arbeitslast sowie
leichtem Brechen bei Spannungsbelastung führte.
Das Material Nr. 25 enthielt eine große Menge an Al₂O₃ sowie
eine große Anzahl an Einschlüssen mit einer Dicke von mehr
als 5 µm in Dickenrichtung, und das Material Nr. 26 enthielt
eine große Menge an SiO₂ sowie eine große Anzahl an
Einschlüssen mit einer Dicke von mehr als 5 µm in
Dickenrichtung. Im Ergebnis zeigten beide Materialien einen
herabgesetzten Wert für die Lochproben-Arbeitslast, und es
wurden Brüche bei Spannungsbelastung induziert.
Das Material Nr. 27 enthielt eine Menge an Einschlüssen von
Sulfiden, und so ergab das Material einen geringen Wert für
die Lochproben-Arbeitslast, und es wurden Brüche bei
Spannungsbelastung induziert.
Die Materialien Nr. 28 und Nr. 29 wiesen einen hohen SiO₂-
Gehalt und Einschlüsse mit einer Dicke von mehr als 5 µm auf,
und so stellte sich bei ihnen ein geringer Wert für die
Lochproben-Arbeitslast ein, und es wurden Brüche bei
Spannungsbelastung induziert.
Claims (18)
1. Rostfreies Stahlblech mit hoher Bruchbeständigkeit,
enthaltend:
nicht-metallische Einschlüsse aus Al₂O₃, MnO und SiO₂, die unvermeidbar in rostfreiem Stahl vorliegen,
wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf das Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3-Komponenten- Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂": wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen Wert für die 1,0%-Zugspannung von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr aufweist, wobei die 1,0%-Zugspannung diejenige Verformungsspannung ist, wenn das Blech einer Dehnung um 1,0% ausgesetzt wird,
wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung von 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger aufweist, wobei der anisotrope Differenzwert der Absolutwert der Differenz der 1,0%- Zugspannungswerte in Walzrichtung und quer zur Walzrichtung ist,
und wobei das genannte rostfreie Stahlblech eine Erichsen- Zahl von mindestens 4,6 mm aufweist.
nicht-metallische Einschlüsse aus Al₂O₃, MnO und SiO₂, die unvermeidbar in rostfreiem Stahl vorliegen,
wobei die nicht-metallischen Einschlüsse eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf das Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3-Komponenten- Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂": wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen Wert für die 1,0%-Zugspannung von 1520 N/mm² (155 kgf/mm²) oder mehr aufweist, wobei die 1,0%-Zugspannung diejenige Verformungsspannung ist, wenn das Blech einer Dehnung um 1,0% ausgesetzt wird,
wobei das genannte rostfreie Stahlblech einen anisotropen Differenzwert der 1,0%-Zugspannung von 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder weniger aufweist, wobei der anisotrope Differenzwert der Absolutwert der Differenz der 1,0%- Zugspannungswerte in Walzrichtung und quer zur Walzrichtung ist,
und wobei das genannte rostfreie Stahlblech eine Erichsen- Zahl von mindestens 4,6 mm aufweist.
2. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin das
genannte rostfreie Stahlblech im wesentlichen aus:
0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% lösliches Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe
besteht.
0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% lösliches Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe
besteht.
3. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte C-Gehalt 0,032 bis 0,178 Gew.% beträgt.
4. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Si-Gehalt 0,21 bis 1,85 Gew.% beträgt.
5. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Mn-Gehalt 0,49 bis 1,80 Gew.% beträgt.
6. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Ni-Gehalt 5,12 bis 8,80 Gew.% beträgt.
7. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Cr-Gehalt 13,9 bis 16,8 Gew.% beträgt.
8. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte N-Gehalt 0,012 bis 0,190 Gew.% beträgt.
9. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Gehalt an löslichem Al 0,0006 bis 0,0023 Gew.%
beträgt.
10. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte O-Gehalt 0,0032 bis 0,0120 Gew.% beträgt.
11. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 2, worin der
genannte Cu-Gehalt 0,12 bis 0,35 Gew.% beträgt.
12. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin die
genannten nicht-metallischen Einschlüsse 13 bis 24 Gew.%
Al₂O₃, 27 bis 49 Gew.% MnO und 34 bis 55 Gew.% SiO₂
enthalten.
13. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin das
genannte rostfreie Stahlblech 40 bis 90% Martensit in
Dickenrichtung des rostfreien Stahlblechs enthält.
14. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin der
genannte Wert für die 1,0%-Zugspannung 1520 bis 1960 N/mm²
(155 bis 200 kgf/mm²) beträgt.
15. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin der
genannte anisotrope Differenzwert der 1,0%-Zugspannung 49 bis
147 N/mm² (5 bis 15 kgf/mm²) beträgt.
16. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, worin die
genannte Erichsen-Zahl 4,7 bis 6,5 mm beträgt.
17. Verfahren zur Herstellung eines dünnen Blechs aus
rostfreiem Stahl, das eine hohe Bruchbeständigkeit aufweist,
wobei man:
einen rostfreien Bandstahl herstellt, der im wesentlichen aus:
0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% lösliches Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei die genannten unvermeidbaren Verunreinigungen als nicht-metallische Einschlüsse vorliegen, die eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂": mit dem rostfreien Bandstahl die folgenden Verfahrenstufen durchführt:
Glühen - Beizen - erstes Kaltwalzen (CR₁) - erstes Zwischenglühen - zweites Kaltwalzen (CR₂) - zweites Zwischenglühen - drittes Kaltwalzen (CR₃) - letztes Glühen - viertes Kaltwalzen (CR₄) - Niedrigtemperaturwärmebehandlung,
wobei die Verminderungsverhältnisse der genannten ersten, zweiten und dritten Kaltwalzstufe jeweils 30 bis 60% ausmachen,
das Verminderungsverhältnis in der genannten vierten Kaltwalzstufe 60 bis 76% und das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf in der genannten vierten Kaltwalzstufe 3 bis 15% betragen,
die Glühtemperaturen in der genannten ersten Zwischen-, zweiten Zwischen- und letzten Glühstufe jeweils bei 950 bis 1150°C liegen,
die genannte Niedrigtemperaturwärmebehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 600°C 0,1 bis 300 sec lang durchgeführt wird, und
wobei die genannte letzte Glühstufe und die genannte Niedrigtemperaturwärmebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden, die 70 Vol.% oder mehr H₂ enthält.
einen rostfreien Bandstahl herstellt, der im wesentlichen aus:
0,01 bis 0,2 Gew.% C, 0,1 bis 2 Gew.% Si, 0,1 bis 2 Gew.% Mn, 4 bis 11 Gew.% Ni, 13 bis 20 Gew.% Cr, 0,01 bis 0,2 Gew.% N, 0,0005 bis 0,0025 Gew.% lösliches Al, 0,002 bis 0,013 Gew.% O, 0,08 bis 0,9 Gew.% Cu, 0,009 Gew.% oder weniger S und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei die genannten unvermeidbaren Verunreinigungen als nicht-metallische Einschlüsse vorliegen, die eine Zusammensetzung aufweisen, die in einem Bereich liegt, der durch die unten angegebenen neun Punkte definiert ist, bezogen auf Prozentgewicht in einem Phasendiagramm eines 3- Komponenten-Systems von "Al₂O₃-MnO-SiO₂": mit dem rostfreien Bandstahl die folgenden Verfahrenstufen durchführt:
Glühen - Beizen - erstes Kaltwalzen (CR₁) - erstes Zwischenglühen - zweites Kaltwalzen (CR₂) - zweites Zwischenglühen - drittes Kaltwalzen (CR₃) - letztes Glühen - viertes Kaltwalzen (CR₄) - Niedrigtemperaturwärmebehandlung,
wobei die Verminderungsverhältnisse der genannten ersten, zweiten und dritten Kaltwalzstufe jeweils 30 bis 60% ausmachen,
das Verminderungsverhältnis in der genannten vierten Kaltwalzstufe 60 bis 76% und das Verminderungsverhältnis pro Durchlauf in der genannten vierten Kaltwalzstufe 3 bis 15% betragen,
die Glühtemperaturen in der genannten ersten Zwischen-, zweiten Zwischen- und letzten Glühstufe jeweils bei 950 bis 1150°C liegen,
die genannte Niedrigtemperaturwärmebehandlung bei einer Temperatur von 300 bis 600°C 0,1 bis 300 sec lang durchgeführt wird, und
wobei die genannte letzte Glühstufe und die genannte Niedrigtemperaturwärmebehandlung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden, die 70 Vol.% oder mehr H₂ enthält.
18. Rostfreies Stahlblech nach Anspruch 17, worin die
genannte Niedrigtemperaturwärmebehandlung bei einer
Temperatur von 400 bis 500°C 2 bis 15 sec lang durchgeführt
wird.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5326173A JPH07150306A (ja) | 1993-11-30 | 1993-11-30 | 耐破断性に優れたidブレード基板用ステンレス鋼薄板およびその製造方法 |
JP5326172A JPH07150305A (ja) | 1993-11-30 | 1993-11-30 | 耐破断性に優れたidブレード基板用ステンレス鋼薄板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE4406040A1 true DE4406040A1 (de) | 1995-06-01 |
Family
ID=26572093
Family Applications (2)
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