DE60100880T2

DE60100880T2 - Ferritisch rostfreier Stahl mit guter Verformbarkeit bei Raumtemperatur und mit guten mechanischen Eigenschaften bei höheren Temperaturen, und Verfahren zur Herstellung derselben

Info

Publication number: DE60100880T2
Application number: DE60100880T
Authority: DE
Inventors: Mineo Chiba-shi Muraki; Junichiro Chiba-shi Hirasawa; Atsushi Chiba-shi Miyazaki; Susumu Chiba-shi Satoh
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-07-25
Filing date: 2001-07-17
Publication date: 2004-09-02
Anticipated expiration: 2021-07-18
Also published as: US20020036036A1; US6521056B2; EP1176220B1; KR100504581B1; EP1176220A1; DE60100880D1; EP1176220B9; KR20020009513A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein ferritisches rostfreies Stahlblech, das eine hervorragende Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur und hervorragende mechanische Eigenschaften bei hohen Temperaturen aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung desselben. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein ferritisches rostfreies Stahlblech, das zur Verwendung in beispielsweise einem Kraftfahrzeugteil im Auspuffsystem geeignet ist, insbesondere einem Auspuffverteiler, der unter harten Arbeitsbedingungen in zwei oder mehr Verarbeitungsstufen, beispielsweise den Stufen der Bildung einer Rohrleitung durch Schweißen, Biegen derselben und Vergrößern des Rohrleitungsdurchmessers, hergestellt wird, und wiederholt eine Belastung erfährt, während er durch Abgas von einem Motor auf hohe Temperaturen von nicht niedriger als 800°C erhitzt wird, und ausgehend von dem Motor starke Vibrationen erfährt, sowie ein Verfahren zur Herstellung des ferritischen rostfreien Stahlblechs.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Ferritischer rostfreier Stahl besitzt einen kleineren Wärmeausdehnungskoeffizienten als austenitischer rostfreier Stahl, und er besitzt die Vorteile, dass das Problem thermischer Spannungen, das bei der Verwendung in einer Umgebung, die abwechselnd hohen Temperaturen und niedrigen Temperaturen ausgesetzt ist, auftritt, relativ unbedeutend ist, und die Oxi dationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen hervorragend ist. Ferritischer rostfreier Stahl besitzt jedoch ein Problem hinsichtlich der Verarbeitbarkeit, wenn er zur Formgebung bei Raumtemperaturen verarbeitet bzw. umgeformt wird.
Verschiedene Legierungselemente werden insbesondere einem in einer Hochtemperaturumgebung verwendeten Element, wie einem Auspuffverteiler, zum Zwecke des Erhöhens der Festigkeit bei hohen Temperaturen zugesetzt. Im allgemeinen erhöht die Zugabe verschiedener Legierungselemente mit hohen Raten einerseits die Festigkeit bei hohen Temperaturen und sie verbessert Ermüdungseigenschaften bei hoher Temperatur und thermische Ermüdungseigenschaften, jedoch erhöht sie andererseits die Härte und Festigkeit bei der Verarbeitung bzw. Umformung und sie vermindert die Ziehformbarkeit, die durch den r-Wert angegeben wird. Diese Nachteile machen es schwieriger, ein Stahlblech in eine komplizierte Form zu bringen.
Als eine Lösung zur Bewältigung der im vorhergehenden beschriebenen Probleme schlägt die ungeprüfte japanische Patentanmeldung Nr. 4-228540 einen ferritischen rostfreien Stahl vor, wobei eine geeignete Menge Co in Stahl mit Nb-Mo(Ti)-Zusatz zur Verbesserung der Festigkeit bei hohen Temperaturen ohne das Bewirken einer Zunahme der Festigkeit bei Raumtemperatur enthalten ist. Mit dem vorgeschlagenen ferritischen rostfreien Stahl nimmt die Zugfestigkeit (die im folgenden als "T.S." bezeichnet wird) bei etwa 850 °C deutlich zu.
Die US-A-5 792 285 offenbart einen warmgewalzten ferritischen rostfreien Stahl zur Verwendung in Auspuffverteilern, der jedoch nicht die obligatorische Verwendung von 1,0–2,0 Gew.-% Mo und 0,05–2,0 Ni sowie das Weglassen von Cobalt oder das Erfordernis eines speziellen Kornaspektverhältnisses offenbart.
Mit den derzeitigen zunehmenden technischen Anforderungen für weitere Verbesserungen der Umweltfreundlichkeit und Kraftstoffverbrauchsseffizienz ist jedoch die Temperatur, bei der der Abgasverteiler verwendet wird, auf eine Höhe von über 850°C gestiegen. Mit anderen Worten sind herkömmliche Materialien für eine derartige hohe Temperaturumgebung wegen der unzureichenden Festigkeit bei hohen Temperaturen nicht weiter geeignet.
1 zeigt die Ergebnisse der Messung von Änderungen der Festigkeit (Y.S. oder Streckgrenze entsprechend einer festgelegten Dehnung von 0,2% bei einer Dehnungsrate von 0,3%/min) des im vorhergehenden beschriebenen herkömmlichen ferritischen rostfreien Stahls bei 900°C über die Zeit.
Aus 1 ist ersichtlich, dass herkömmlicher Stahl, wenn er auf eine hohe Temperatur von 900°C oder darüber erhitzt wird, unmittelbar nach dem Erreichen eines derartigen Hochtemperaturniveaus eine ausreichende Festigkeit aufweist. Jedoch wird, wenn der herkömmliche Stahl über einen langen Zeitraum bei hoher Temperatur gehalten wird, die Y.S. über die Zeit allmählich verringert.
Daher besteht, da der herkömmliche Stahl einen Hochtemperaturbereich von 900°C oder darüber über einen langen Zeitraum nicht erträgt, Bedarf nach der Entwicklung eines neuen Materials, das sowohl hinsichtlich der Festigkeit bei hohen Temperaturen als auch der Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur äußerst hervorragend ist.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Im Hinblick auf die Erfüllung des im vorhergehenden genannten Bedarfs besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs, das hervorragende Ermüdungseigenschaften bei hoher Temperatur, Festigkeit bei hoher Temperatur, wenn das Blech über einen langen Zeitraum bei hohen Temperaturen gehalten wird, und hervorragende Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur aufweist, und die Bereitstellung eines Verfahrens, das zur Herstellung des ferritischen rostfreien Stahlblechs vorteilhaft ist.
Es ist anzumerken, dass der Ausdruck "Stahlblech" in dieser Beschreibung Bandstahl umfasst.
Spezieller ist die vorliegende Erfindung in den Ansprüchen angegeben.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Diagramm, das vergleichsweise die Änderungen der Festigkeit (Y.S.) über die Zeit von ferritischem rostfreiem Stahl gemäß einem herkömmlichen Verfahren und dem erfindungsgemäßen Verfahren bei 900°C zeigt;
2 ist eine erklärende Darstellung zum Erklären der Walzrichtung (RD-Richtung) und der zur RD-Richtung senkrechten Querrichtung (TD-Richtung);
3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße und der Y.S. bei 30°C zeigt;
4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße und dem r-Wert zeigt;
5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße und der Y.S. nach dem Halten eines Stahlblechs bei 900°C während 1 h zeigt;
6 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße und Hochtemperaturermüdungseigenschaften zeigt; und
7 ist eine erklärende Darstellung, die die Abmessungen und Gestalt eines in einem Hochtemperaturermüdungstest verwendeten Prüflings zeigt und das Testverfahren erklärt.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Als Ergebnis der Durchführung intensiver Untersuchungen im Hinblick auf das Erreichen der im vorhergehenden angegebenen Aufgabe ermittelten die Erfinder, dass die geplante Aufgabe in vorteilhafter Weise erreicht werden kann, indem die Form von Ausscheidungen und die Kristallstruktur von ferritischem rostfreiem Stahl mit bestimmten Zusammensetzungen in geeigneter Weise gesteuert werden.
Die vorliegende Erfindung beruht auf der obigen Erkenntnis.
Ferritischer rostfreier Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung (im folgenden einfach als "erfindungsgemäßer Stahl" bezeichnet) wird im folgenden detaillierter beschrieben.
Die Gründe, weshalb die Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls auf die im vorhergehenden genannten Bereiche beschränkt ist, werden nun angegeben. Es ist anzumerken, dass in der folgenden Beschreibung % Gew.-% bedeutet, falls nicht anders angegeben.
C: nicht mehr als 0,02 %
Wenn in dem erfindungsgemäßen Stahl der C-Gehalt 0,02 % übersteigt, ist die Korrosionsbeständigkeit verringert. Der C-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 0,02 % beschränkt.
Si: 0,2 bis 1,0 %
Si ist ein zum Erhöhen der Festigkeit und Verbessern der Oxidationsbeständigkeit günstiges Element. Diese Wirkung trägt zur Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften bei. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist ein Si-Gehalt von nicht weniger als 0,2 % erforderlich, jedoch ist, wenn er 1,0 % übersteigt, die Festigkeit bei hohen Temperaturen deutlich verringert. Der Si-Gehalt ist daher auf dem Bereich von 0,2 bis 1,0 % beschränkt. Im Hinblick auf das Sicherstellen einer stabilen Festigkeit bei hohen Temperaturen beträgt der Si-Gehalt vorzugsweise nicht mehr als 0,6 %.
Mn: nicht mehr als 1,5 %
Mn bewirkt eine Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit, und daher ist es ein Element, das in einem bei hohen Temperaturen verwendeten Material erforderlich ist. Im Hinblick darauf ist Mn vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,1% vorhanden. Wenn Mn jedoch im Übermaß vorhanden ist, wird die Zähigkeit des Stahls verringert und das Durchführen der Produktion von Stahl schwierig, da beispielsweise während des Kaltwalzens eine Rissbildung auftritt. Der Mn-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 1,5 % beschränkt.
Cr: 11,0 bis 20,0 %
Cr bewirkt ein Erhöhen der Festigkeit bei hohen Temperaturen, der Oxidationsbeständigkeit und der Korrosionsbeständigkeit. Ein Cr-Gehalt von nicht weniger als 11,0 % ist essentiell, um ausreichende Grade der Festigkeit bei hohen Temperaturen, der Oxidationsbeständigkeit und der Korrosionsbeständigkeit zu erhalten. Andererseits bewirkt Cr eine Verringerung der Zähigkeit von Stahl. Insbesondere wird, wenn der Cr-Gehalt 20,0 % übersteigt, die Zähigkeit deutlich verringert, wodurch eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit beschleunigt wird. Der Cr-Gehalt ist daher auf den Bereich von 11,0 bis 20,0 % beschränkt. Insbesondere beträgt der Cr-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als 14,0 % im Hinblick auf die Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften und nicht mehr als 16,0 % im Hinblick auf das Sicherstellen einer guten Verarbeitbarkeit.
Ni: 0,05 bis 2,0 %
Ni trägt zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, die ein spezifisches Merkmal von rostfreiem Stahl ist, bei. Es ist daher erforderlich, dass der Ni-Gehalt nicht weniger als 0,05 beträgt. Wenn der Ni-Gehalt jedoch 2,0 % übersteigt, wird die Härte des Stahls zu stark erhöht, was eine nachteilige Wirkung auf die Verarbeitbarkeit ergibt.
Mo: 1,0 bis 2,0 %
Mo bewirkt ein Erhöhen der Festigkeit bei hohen Temperaturen und der Korrosionsbeständigkeit. Ein Mo-Gehalt von nicht weniger als 1,0 % ist erforderlich, um zufriedenstellende Grade der Festigkeit bei hohen Temperaturen und der Korrosionsbeständigkeit zu erhalten. Andererseits wird, wenn der Mo-Gehalt 2,0 % übersteigt, die Zähigkeit deutlich verringert und die Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit beschleunigt. Der Mo-Gehalt ist daher auf den Bereich von 1,0 bis 2,0 % beschränkt. Vorzugsweise beträgt der Mo-Gehalt im Hinblick auf die Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften nicht weniger als 1,5 %.
Al: nicht mehr als 1,0 %
Al ist ein als Desoxidationsmittel im Stahlherstellungsverfahren erforderliches Element. Die Zugabe von Al in einer übermäßigen Menge verschlechtert jedoch die Oberflächeneigenschaften aufgrund der Bildung von Einschlüssen. Der Al-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 1,0 % beschränkt.
Nb: 0,2 bis 0,8 %
Nb ist ein Element, das ein Erhöhen der Festigkeit bei hohen Temperaturen bewirkt. Ein Nb-Gehalt von mindestens 0,2 % ist erforderlich, um einen zufriedenstellenden Grad der Festigkeit bei hohen Temperaturen zu erhalten. Andererseits wird, wenn der Nb-Gehalt 0,8 % übersteigt, die Zähigkeit verringert und eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit beschleunigt. Der Nb-Gehalt ist daher auf den Bereich von 0,2 bis 0,8 % beschränkt. Insbesondere beträgt der Nb-Gehalt im Hinblick auf die Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften vorzugsweise nicht weniger als 0,4 % und im Hinblick auf die Entwicklung stabiler Eigenschaften bei hohen Temperaturen nicht mehr als 0,6 %.
N: nicht mehr als 0,02 %
Wenn der N-Gehalt 0,02 % übersteigt, scheidet sich N in Form von Nitriden an der Korngrenze aus, wodurch die Verarbeitbarkeit nachteilig beeinflußt wird. Der N-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 0,02 % beschränkt.
Obwohl die Gehaltsmengen essentieller Bestandteile des erfindungsgemäßen Stahls im vorhergehenden beschrieben wurden, kann der erfindungsgemäße Stahl optional nach Bedarf eines der im folgenden angegebenen Elemente enthalten.
Ti: 0,05 bis 0,5 %, Zr: 0,05 bis 0,5 % und Ta: 0,05 bis 0,5 %
Ti, Zr und Ta sind jeweils zur Ausscheidung in Form von Carbiden unter Anwendung von Wärme während des Schweißens verwendbar. Diese Ausscheidungshärtungswirkung trägt zur Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften bei. Daher ist es erforderlich, dass diese Elemente jeweils in einer Menge von nicht weniger als 0,05 % enthalten sind. Wenn der Gehalt der einzelnen Elemente jedoch 0,5 % übersteigt, ist die Wirkung gesättigt und außerdem werden die Oberflächeneigenschaften eines gebildeten Stahlblechs deutlich beeinträchtigt. Der Gehalt jedes Elements sollte daher nicht mehr als 0,5 % betragen.
Cu: 0,1 bis 2,0 %
Cu ist ein Element, das zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Zähigkeit von Stahl günstig ist. Daher ist es erforderlich, dass Cu in einer Menge von nicht weniger als 0,1 % vorhanden ist. Wenn der Cu-Gehalt jedoch 2,0 übersteigt, ist die Verarbeitbarkeit von Stahl verringert. Der Cu-Gehalt beträgt daher höchstens 2,0 %.
W: 0,05 bis 1,0 % und Mg: 0,001 bis 0,1 %.
W und Mg sind jeweils Elemente, die zur Verbesserung der Hochtemperaturermüdungseigenschaften günstig sind. Es ist daher erforderlich, dass diese Elemente in einer Menge von nicht weniger als 0,05 % bzw. nicht weniger als 0,001 enthalten sind. Wenn der W- und Mg-Gehalt jedoch 1,0 % bzw. 0,1 % übersteigt, wird die Zähigkeit des Stahls verringert und die Beständigkeit gegenüber einer Sekundärverarbeitungsversprödung beim Schweißen ebenfalls vermindert. Diese Elemente sind daher in den im vorhergehenden genannten jeweiligen Bereichen enthalten.
Ca: 0,0005 bis 0,005 %
Ca bewirkt, dass das Verstopfen einer Düse mit einem Verschluss auf Ti-Basis während des Gießens einer Bramme verhindert wird, und aus diesem Grund wird es nach Bedarf zugegeben. Daher sollte Ca in einer Menge von nicht weniger als 0,0005 % vorhanden sein. Wenn der Ca-Gehalt jedoch 0,005 % übersteigt, ist die erhaltene Wirkung gesättigt und außerdem die Korrosionsbeständigkeit verringert, da ein Ca enthaltender Einschluss den Beginn einer Kraterlochkorrosion bewirken könnte. Der Ca-Gehalt beträgt daher nicht mehr als 0,005 %.
In dem erfindungsgemäßen Stahl besteht der Rest aus Fe.
Der Ausdruck "Rest Fe" bedeutet, dass zusätzlich zu Eisen Spurenmengen von Alkalimetallen, Erdalkalimetallen, Seltenerdmetallen, Übergangsmetallen und dergleichen in dem Stahl enthalten sein können. Selbst wenn der erfindungsgemäße Stahl eines dieser Fremdatomelemente bzw. Verunreinigungselemente enthält, werden die Vorteile der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt.
Ferner können andere Fremdatome, wie S und P, in dem erfindungsgemäßen Stahl enthalten sein. Für diese Elemente gilt vorzugsweise (P + S) ≤ 0,05 %. Der Grund hierfür ist, dass, wenn (P + S) nicht mehr als 0,05 % ist, eine Verhältniszahl, die im folgenden beschrieben ist, derart gesteuert werden kann, dass sie in ziemlich günstiger Weise in einen gewünschten Bereich fällt.
In der vorliegenden Erfindung ist die Einstellung der Stahlzusammensetzung auf die im vorhergehenden beschriebenen jeweiligen Bereiche von sich aus unzureichend und eine Steuerung der Stahlstruktur nach dem Kaltwalzen und Vergüten zusätzlich erforderlich.
Genauer gesagt ist es wichtig, dass die Stahlstruktur nach dem Kaltwalzen und Vergüten derart gesteuert wird, dass eine Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße in den Ebenen bei ¼ und ¾ der Blechdicke bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung die folgende Gleichung erfüllt:

1,3 ≤ (d_RD/d_TD) ≤ 1,35

In der in 2 angegebenen Gleichung steht d_RD für die durchschnittliche Korngröße in Walzrichtung (RD-Richtung) bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung und d_TD für die durchschnittliche Korngröße in einer zur RD-Richtung senkrechten Querrichtung (TD-Richtung) bei Betrach tung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung. Die durchschnittliche Korngröße wurde durch Auswerten einer Strukturphotographie nach dem Segmentverfahren bestimmt. Das heißt, zwei Geraden wurden in jeweils der RD- und der TD-Richtung derart gezogen, dass sie sich über etwa 100 Körner erstreckten, und die Quotienten, die durch Dividieren der Länge der Geraden durch die Zahl der Segmente, die den durch die Korngrenzen abgegrenzten Teilen der Geraden entsprechen, erhalten wurden, wurden als typische Werte d_RD, d_TD der Korngrößen in den jeweiligen Richtungen berechnet. Danach wurde die Verhältniszahl (der Dehnungsgrad) der Korngröße in der RD-Richtung zur Korngröße in der TD-Richtung aus dem Verhältnis d_RD/d_TD bestimmt.
3 bis 5 zeigen Ergebnisse, die erhalten wurden, indem die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) und der Y.S. bei 30°C (3), die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) und dem r-Wert (4) bzw. die Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) und der Y.S. nach dem Halten eines Stahlblechs bei 900°C während 1 h (5) ermittelt wurde, wenn die Verhältniszahl in verschiedener Weise durch Variation der Herstellungsbedingungen des erfindungsgemäßen Stahls, d.h. des Stahls mit einer Zusammensetzung, die 0,006 % C, 0,28 % Si, 0,2 % Mn, 15,5 % Cr, 0,7 % Ni, 1,6 Mo, 0,06 % Al, 0,44 % Nb und 0,007 % N, Rest Fe enthält, geändert wurde.
Wie in 3 bis 5 gezeigt ist, beträgt, wenn d_RD/d_TD den Bereich von 1,03 bis 1,35 erfüllt, die Y.S. bei 30°C nicht mehr als 360 MPa, die Y.S., die nach dem Halten des Stahlblechs bei 900°C während 1 h erhalten wird, nicht weniger als 18,0 MPa und der r-Wert bei 30°C nicht weniger als 1,3. Das heißt, es werden ausreichende Werte hinsichtlich des Erreichens gewünschter Grade der Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur und der Festigkeit bei hoher Temperatur erhalten.
Andererseits tritt, wenn d_RD/d_TD weniger als 1,03 beträgt, der Nachteil auf, dass die Festigkeit bei hoher Temperaturen deutlich verringert ist. Umgekehrt ist, wenn d_RD/d_TD 1,35 übersteigt, der r-Wert verringert und es tritt ferner ein Problem hinsichtlich der Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur auf.
Genauer gesagt, wurden aufgrund der von den Erfindern durchgeführten Untersuchungen die folgenden Fakten ermittelt. Wenn die Verhältniszahl einen kleineren Wert aufweist und nahe 1,0 liegt, ist der r-Wert erhöht und die Y.S. bei Raumtemperatur verringert, was zu einer verbesserten Verarbeitbarkeit führt. Jedoch ist die Stabilität der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit verringert und Oberflächeneigenschaften, wie die Oberflächenrauheit und Oberflächenoxidationseigenschaften, sind deutlich beeinträchtigt. Im Gegensatz dazu ist, wenn die Verhältniszahl einen größeren Wert aufweist, die Y.S. übermäßig erhöht und der r-Wert verringert, was zu einer verringerten Verarbeitbarkeit führt. Ferner ist die Anisotropie der Verarbeitbarkeit in der Ebene erhöht und der r-Wert in Walzrichtung deutlich verringert. Dies kann in der Formungsstufe zu der Schwierigkeit führen, dass Endoberflächen von gepressten Stahlblechen nicht zueinander ausgerichtet sind.
Diese Erkenntnisse zeigen die Bedeutung der Steuerung der Verhältniszahl derart, dass sie in den in der vorliegenden Erfindung definierten passenden Bereich fällt. Insbesondere liegt die Verhältniszahl vorzugsweise im Bereich von 1,1 ≤ (d_RD/d_TD) ≤ 1,3 in den Ebenen bei ¼ und ¾ der Blechdicke.
Die Gründe, weshalb die Verhältniszahl aus der Betrachtung von Ebenen bei ¼ und ¾ der Blechdicke bestimmt werden sollte, sind im folgenden angegeben. Da die Stahlstruktur in dieser Ebene durch eine in einem Kernbereich während des Gießens auftretende Seigerung nicht beeinflußt wird und der Wirkung auf eine Region in der Nähe der Oberfläche von beispielsweise der Atmosphäre während des Vergütens weniger ausgesetzt ist, kann eine bessere Korrelation zwischen der Verhältniszahl und anderen Eigenschaften, beispielsweise dem r-Wert und der Festigkeit bei hohen Temperaturen, des Stahlmaterials als Ganzem erhalten werden.
Ferner bedeutet der hier verwendete Ausdruck "r-Wert (Lankford-Wert)" das in Übereinstimmung mit der japanischen Industrienorm JIS Z2254 bestimmte durchschnittliche Verhältnis der plastischen Dehnung. Genauer gesagt wurde ein Prüfling nach JIS Nr. 13-B von einem Stahlblech nach dem Kaltwalzen und dem Vergüten in jeweils der Walzrichtung (L-Richtung), der Querrichtung (T-Richtung) senkrecht zur Walzrichtung und der 45° zur Walzrichtung geneigten Diagonalrichtung (D-Richtung) als Probe genommen. Der r-Wert des Prüflings in jeder Richtung wurde aus dem Verhältnis der Dehnung der Breite zur Dehnung der Dicke, die erhalten wurde, wenn eine einfache Zugvordehnung von 15 % an das Stahlblech angelegt wurde, ermittelt. Das durchschnittliche Verhältnis der plastischen Dehnung, d.h. der r-Wert, wurde dann aus der folgenden Gleichung bestimmt:

r-Wert = (r_L + 2r_D + r_T)/4

wobei r_L, r_D und r_T die r-Werte in L-, D- bzw. T-Richtung bedeuten.
6 zeigt Ergebnisse, die durch Ermitteln der Beziehung zwischen der Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße und Hochtemperaturermüdungseigenschaften erhalten wurden.
Ein Hochtemperaturermüdungstest wurde an Prüflingen mit verschiedenen Werten der Verhältniszahl der Korngröße durchgeführt. Genauer gesagt, wurde ein Test mit wiederholtem Biegen (mit vollständig entgegengesetztem Biegen) bei 900°C in Übereinstimmung mit der japanischen Industrienorm JIS Z2275 unter Verwendung der Prüflinge, die jeweils die in 7 gezeigten Abmessungen und Form aufweisen, und Ermitteln einer 10⁷-Ermüdungsgrenze (maximale Biegespannung, bei der selbst nach 10⁷-maligem Wiederholen des Biegens keine Ermüdungsrisse auftreten) durchgeführt. Hierbei bedeutet die Biegespannung σ einen Wert, der durch Messen des Biegemoments M (Nm) in einem Abschnitt, der eine maximale Spannung ergibt (Abschnitt bei einer TIG-Schweißraupe in 7), wenn eine Biegeverformung an dem Prüfling durchgeführt wird, und Dividieren des gemessenen Moments durch den Abschnittsmodul erhalten wird. Wie in 6 gezeigt, werden, wenn die Verhältniszahl (d_RD/d_TD) den Bereich von 1,03 bis 1,35 erfüllt, verbesserte Hochtemperaturermüdungseigenschaften erhalten, wobei die 10⁷-Ermüdungsgrenze 42 MPa oder mehr beträgt.
Der Grund, weshalb hervorragende Eigenschaften bei hohen Temperaturen, insbesondere Stabilität der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit und eine hohe 10⁷-Ermüdungsgrenze durch Steuern der Verhältniszahl wie im vorhergehenden beschrieben erhalten werden, ist nicht vollständig bekannt, jedoch sind die Ansichten der Erfinder zu diesem Punkt die folgenden. Wenn ein Material eine sehr hohe Verhältniszahl aufweist, verbleibt in einem Stahlblech eine große Spannung und diese Restspannung führt dazu, dass die Laves-Phase auf (Fe, Cr, Si)(Mo, Nb, V, W)₂-Basis in einer sehr großen Menge ausgeschieden wird. Infolgedessen wird die Menge von beispielsweise Mo in fester Lösung, die zur Verbesserung der Festigkeit bei hohen Temperaturen und der Ermüdungseigenschaften wichtig ist, unzureichend. Andererseits wird, wenn die Verhältniszahl zu klein ist, das Kornwachstum deutlich beschleu nigt, während das Stahlblech bei hohen Temperaturen gehalten wird, und während dieses Wachstumsprozesses geht Mo in fester Lösung ebenfalls als Ausscheidung verloren, was daher zu einer Verringerung sowohl der Festigkeit bei hohen Temperaturen als auch der Ermüdungseigenschaften führt.
Wie später beschrieben wird, kann die Verhältniszahl im obigen Bereich nicht nur durch eine geeignete Steuerung der Warmwalzbedingungen und der Vergütungsbedingungen für ein warmgewalztes Blech, sondern auch durch die Wahl der geeigneten Kaltwalzbedingungen erreicht werden.
Ferner ist bei Anwendungszwecken des erfindungsgemäßen Stahls für einen Auspuffverteiler oder dergleichen für den Fall, dass das Stahlblech eine Dicke von nicht größer als 0,3 mm aufweist, die absolute Festigkeit des Stahlblechs unzureichend, da ein derartiges Material bei hohen Temperaturen von 850°C oder darüber hohe Festigkeit aufweisen sollte. Aus diesem Grund sollte die Dicke des Stahlblechs größer als 0,3 mm sein. Andererseits beträgt die Obergrenze der Blechdicke im Hinblick auf das Sicherstellen einer ausreichenden Verringerung der Dicke während des Kaltwalzens 2,5 mm. Wenn die Herstellung eines kaltgewalzten Blechs mit einer Dicke von größer als 2,5 mm versucht wird, muss die Dicke eines warmgewalzten Blechs als Grundblech erhöht werden, um eine erforderliche Verringerung der Dicke während des Kaltwalzens sicherzustellen. Dies kann ein Reißen der Schweißstelle verursachen, da die auf die Schweißstelle wirkende Biegekraft an einer Biegestelle (beispielsweise einer Spannwalze) proportional mit der Zunahme der Blechdicke zunimmt, wenn das Stahlblech eine kontinuierliche Anlage zum Vergüten und Beizen des warmgewalzten Blechs durchläuft. Wenn der erfindungsgemäße Stahl in einer anderen Anwendung verwendet wird, beispielsweise auf dem Gebiet von Materialien für Brennstoffzellen, bei denen die Korrosionsbeständigkeit bei hohen Tempera turen als Haupteigenschaft erforderlich ist, ist die Blechdicke nicht auf den im vorhergehenden genannten Bereich beschränkt.
Bevorzugte Bedingungen zur Herstellung des erfindungsgemäßen Stahls werden im folgenden beschrieben.
Bei der Stufe der Stahlherstellung sind die Bedingungen nicht auf spezielle beschränkt und es kann das allgemein zur Herstellung von ferritischem rostfreiem Stahl verwendete Verfahren durchgeführt werden. Beispielsweise wird der erfindungsgemäße Stahl vorzugsweise durch ein Verfahren zur Herstellung von Blockstahl mit einer Zusammensetzung in dem im vorhergehenden beschriebenen gewünschten Bereich mit einem Konverter, einem Elektroofen oder dergleichen und Durchführen einer zweiten Verhüttung des Blockstahls mit VOD (Vakuumsauerstoffdecarbonisierung) hergestellt.
Ein Stahlmaterial kann aus dem gebildeten Blockstahl nach einem der bekannten Gießverfahren erhalten werden, doch wird vorzugsweise im Hinblick auf die Produktivität und Qualität das kontinuierliche Gießverfahren verwendet.
Das erhaltene Stahlmaterial wird auf eine Temperatur von etwa 1000 bis 1250°C erhitzt und dann einem Warmwalzen unterzogen. Dadurch wird ein warmgewalztes Blech mit einer vorgegebenen Dicke hergestellt. Das warmgewalzte Blech wird durch kontinuierliches Vergüten vorzugsweise bei einer Temperatur von 800 bis 1050°C vergütet und dann einem Beizen unterzogen. Anschließend wird an dem vergüteten Blech einmal oder mehrmals ein Kaltwalzen durchgeführt, das ein dazwischenliegendes Vergüten umfasst, wobei ein kaltgewalztes Blech erhalten wird. Das kaltgewalzte Blech wird einem Endvergüten bei einer Temperatur von 650 bis 1150°C, vorzugsweise 900 bis 1100°C während einer Vergütungsdauer von 10 bis 300 s unter zogen. Ein Endprodukt wird dann nach dem Beizen erhalten.
In der vorliegenden Erfindung ist es erforderlich, wenn die Warmwalzstufe in einem Tandemwalzwerk durchgeführt wird, dass die Gesamtverringerung der Dicke während des Durchlaufens der letzten zwei Walzgerüste nicht weniger als 25 % beträgt. Üblicherweise wird in stromabwärts gelegenen Stufen eines Tandemwarmwalzwerks ein Blech zur Formkorrektur und Stabilität des Blechdurchlaufs mit einer geringen Verringerung der Dicke warmgewalzt. Jedoch ist eine hohe Verringerung der Dicke erforderlich, um sowohl eine gute Verarbeitbarkeit (r-Wert) als auch eine stabile Festigkeit bei hohen Temperaturen zu realisieren.
Ferner ist es wegen der Spannungsansammlung und Steuerung von Ausscheidungen erforderlich, dass die zwischen den letzten zwei Walzgerüsten verstrichene Zeit innerhalb von 1,0 s gehalten wird. Daher müssen das Durchlaufprogramm und die Blechdurchlaufgeschwindigkeit so eingestellt werden, dass diese Anforderung erfüllt wird.
Wenn die zwischen den letzten zwei Walzgerüsten verstrichene Zeit 1,0 s übersteigt, kann die durch Walzen im ersten der letzten zwei Walzgerüste angesammelte Spannung aufgrund der Wärme während dieses Zeitraums teilweise verschwinden und daher die einmal in den Stahl eingeführte Spannungsenergie weniger zur Rekristallisation des Stahls beitragen.
Ferner ist es zusätzlich zu den genannten Anforderungen erforderlich, dass der lineare Druck im letzten Durchgang nicht geringer als 15 MN/m ist. Der lineare Druck kann durch Messen der Last mit einer im letzten Walzgerüst angebrachten Lastzelle und Dividieren der gemessenen Last durch die Breite des warmgewalzten Blechs bestimmt werden. Der lineare Druck während des Warmwalzens kann durch ein beliebiges Verfahren, beispielsweise Erhöhen der Verringerung der Dicke, Erniedrigen der Warmwalztemperatur oder Erhöhen der Belastungsrate (Warmwalzgeschwindigkeit) erhöht werden. In jedem Fall werden umso leichter Punkte, an denen Versetzungen auftreten, die ineinander verwickelt sind, d.h. Ausscheidungskeime, erzeugt, je größer die Menge der angesammelten Spannung ist. Ferner ist bei einer größeren Menge angesammelter Spannung der wirksame Diffusionskoeffizient erhöht und daher die Rekristallisation beschleunigt, was zur Entwicklung guter Verarbeitbarkeit und stabiler Festigkeit bei hohen Temperaturen beiträgt.
Außerdem ermöglicht das Vergüten eines warmgewalzten Blechs bei Temperaturen von 800 bis 1050°C das Erreichen einer geeigneten Steuerung der Rekristallisation und der festen Lösung von einem Teil der Ausscheidungen. Wenn die Vergütungstemperatur niedriger als 800°C ist, erfolgt die Rekristallisation nicht in ausreichender Weise und die Verarbeitbarkeit ist verringert. Andererseits ist, wenn die Vergütungstemperatur 1050°C übersteigt, der r-Wert aufgrund einer Variation der Kristallorientierung nach dem Kaltwalzen deutlich verringert.
Die Vergütungsdauer ist nicht auf einen speziellen Wert beschränkt, beträgt jedoch vorzugsweise etwa 60 s. Es ist anzumerken, dass die Vorteile der vorliegenden Erfindung auch durch eine Verlängerung der Vergütungsdauer zur Beschleunigung der Rekristallisation und Verbesserung der Verarbeitbarkeit oder durch gegebenenfalls Durchführen einer Kastenvergütung überhaupt nicht beeinträchtigt werden.
In der vorliegenden Erfindung, die im vorhergehenden beschrieben ist, muss die Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße in Ebenen bei ¼ und ¾ der Blechdicke bei Betrachtung in der zur Blechoberfläche senkrechten Richtung so gesteuert werden, dass sie den Bereich von 1,03 bis 1,35 erfüllt. Das Steuern der Verhältniszahl derart, dass sie den obigen Bereich erfüllt, erfordert nicht nur ein geeignetes Steuern der Warmwalzbedingungen und der Vergütungsbedingungen für das warmgewalzte Blech auf die jeweiligen im vorhergehenden genannten Bereiche, sondern auch eine geeignete Wahl der Kaltwalzbedingungen.
Zunächst ist es erforderlich, dass zumindest im letzten Durchgang des Kaltwalzens die Blechtemperatur nicht niedriger als 80°C ist. Wenn die Blechtemperatur niedriger als 80°C ist, ist die Verhältniszahl erhöht und die Verarbeitbarkeit verringert. Obwohl der Grund noch nicht vollständig verstanden ist, wird angenommen, dass Spannung aufgrund der Alterungswirkung eines Materials angesammelt und der Stahl gehärtet wird. Andererseits entwickelt sich, wenn die Walztemperatur im letzten Durchgang 200°C übersteigt, aufgrund von Oberflächenoxidation eine Temperfarbe. Hierbei wurde die Blechtemperatur unter Verwendung eines Strahlungsthermometers für niedrige Temperaturen oder eines Thermometers des Kontakttyps mit einer Rotationsmesssonde gemessen.
Außerdem ist es erforderlich, dass der letzte Durchgang des Kaltwalzens als geschmiertes Walzen durchgeführt wird, wobei der Reibungskoeffizient im Bereich von 0,01 bis 0,2 gehalten wird. Der Grund ist der folgende. Wenn der Reibungskoeffizient 0,2 übersteigt, wird der Effekt einer Scherungsverformung deutlich, was zu sowohl einer Abnahme der Verarbeitbarkeit als auch der Bildung von Ausscheidungen führt, und daher eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen über die Zeit deutlich wird. Andererseits erfolgt, wenn der Reibungskoeffizient weniger als 0,01 beträgt, während des Kaltwalzens ein Durchrutschen mit dem Ergebnis, dass das Walzen nicht weiter fortgesetzt wird. Der Reibungskoeffizient kann auf der Basis der Lösung von Brand und Ford (siehe beispielsweise Proc. Instn. Mech. Eng., 159 (1948), S. 144–153) aus der Vorwärts- und Rückwärtsspannung während des Walzens, einem gemessenen Lastwert und einem Verformungsbeständigkeitswert eines Materials, der zuvor bestimmt wurde, bestimmt werden.
Ferner wird empfohlen, dass die Verringerung der Dicke während des Kaltwalzens nicht weniger als 60 % zum Zwecke der Verbesserung des r-Werts beträgt. Wenn die Verringerung der Dicke jedoch 90 % übersteigt, ist es manchmal schwierig, einen stabilen hohen r-Wert zu erhalten.
Obwohl andere Bedingungen nicht unbedingt auf spezielle beschränkt sind, werden die Endvergütungsbedingungen vorteilhafterweise so festgelegt, dass sie nicht niedriger als 650°C und nicht kürzer als 30 s sind, um eine vollständige Rekristallisation sicherzustellen. Im Hinblick auf die Vergütungstemperatur kann durch die Einstellung auf nicht niedriger als 650°C die Rekristallisation in ausreichender Weise fortschreiten und eine gute Verarbeitbarkeit erhalten werden. Wenn die Vergütungstemperatur jedoch 1150°C übersteigt, tritt manchmal ein Nachteil, wie eine Oberflächenoxidation, während des Vergütens auf. Aus den gleichen Gründen wie die im vorhergehenden genannten wird empfohlen, dass die Vergütungsdauer im Bereich von 30 bis 300 s gehalten wird.
Durch Erfüllen der gesamten im vorhergehenden beschriebenen Anforderungen kann die Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße in den Ebenen bei 1/4 und 3/4 der Blechdicke in geeigneter Weise so gesteuert werden, dass sie in den Bereich von 1,03 bis 1,35 fällt. Infolgedessen werden die geforderten Eigenschaften, d.h. die Streckgrenze ≤ 360 MPa und der r-Wert ≥ 1,3 bei 30 °C, die Streckgrenze ≥ 18,0 MPa nach Halten des Stahlblechs bei 900 °C während 1 h und die 10⁷-Ermüdungsgrenze ≥ 42 MPa, zuverlässig erhalten.
In Abhängigkeit von den Anwendungszwecken kann das Stahlblech der vorliegenden Erfindung durch Entzundern, beispielsweise Beizen des warmgewalzten Blechs nach dem Vergüten unter Auslassen des Kaltwalzens hergestellt werden.
Selbstverständlich können hervorragende Eigenschaften in ähnlicher Weise auch erhalten werden, wenn das durch die vorliegende Erfindung hergestellte Stahlblech nach einem gewünschten Verfahren zu einem Stahlrohr geformt wird.
(Beispiel)
Geschmolzener Stahl mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung wurde in einem herkömmlichen Schmelzofen hergestellt. Danach wurde mit dem Stahl ein kontinuierliches Gießen durchgeführt, wobei eine kontinuierlich gegossene Bramme mit einer Dicke von 200 mm erhalten wurde. Die Bramme wurde unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen in einem Tandemwalzwerk warmgewalzt. Nach dem Vergüten des warmgewalzten Blechs wurde das Blech einem Kaltwalzen und Fertigglühen unterzogen. Danach wurde durch Entzundern des fertiggeglühten Blechs durch Beizen ein Produktblech erhalten. Von jedem Produktblech wurden drei Prüflinge als Proben genommen.
Für jedes auf diese Weise erhaltene Produktblech wurden der d_RD/d_TD-Wert, der Y.S.-Wert und der r-Wert bei 30°C und der Y.S.-Wert nach dem Halten des Prüflings bei 900°C während 1 h ermittelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 aufgelistet. Tabelle 3 zeigt auch Ergebnisse der Durchführung eines Tests mit wiederholtem Biegen (durch vollständig entgegengesetztes Biegen) bei 900°C und der Messung der 10⁷-Ermüdungsgrenze (maximale Biegespannung, bei der selbst nach 10⁷-maligem Wiederholen des Biegens keine Ermüdungsrisse auftreten).
Der Y.S.-Wert (der einer Dehnungsgröße von 0,2 % entspricht) bei 30°C und 900°C wurde in Übereinstimmung mit der japanischen Industrienorm JIS Z2241 bzw. JIS G0567 ermittelt. Der nach dem Halten der Probe bei 900°C während 1 h ermittelte Wert wurde durch Durchführen der Messung auf eine ähnliche Weise nach dem Belasten der Probe während 1 h erhalten.
Ferner stellt der r-Wert, wie im vorhergehenden beschrieben, das in Übereinstimmung mit der japanischen Industrienorm JIS Z2254 bestimmte durchschnittliche Verhältnis der plastischen Dehnung dar.
Ferner wurde die Verhältniszahl durch Bewerten einer Strukturphotographie der Ebene bei jeweils ¼ und ¾ der Blechdicke nach dem Segmentverfahren bestimmt. Das heißt, zwei Geraden wurden in jeweils der RD- und der TD-Richtung so gezogen, dass sie sich über etwa 100 Körner erstreckten und die Quotienten, die durch Dividieren der Längen der Geraden durch die Zahl der Segmente, die den durch die Korngrenzen abgegrenzten Teilen der Geraden entsprechen, erhalten wurden, wurden gemittelt, wobei die Durchschnittswerte d_RD, d_TD der Korngrößen in der jeweiligen Richtung erhalten wurden. Danach wurde die Verhältniszahl (Dehnungsgrad) der Korngröße in der RD-Richtung zur Korngröße in der TD-Richtung aus dem Verhältnis dRD/dTD bestimmt.
Aus der obigen Beschreibung ist ersichtlich, dass gemäß der vorliegenden Erfindung ein ferritisches rostfreies Stahlblech, das hervorragend hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften bei hohen Temperaturen, insbesondere der Festigkeit bei hohen Temperaturen, und der Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur ist, zuverlässig hergestellt werden kann.
TABELLE 3-a
TABELLE 3-b

Claims

Ferritisches rostfreies Stahlblech mit hervorragender Verarbeitbarkeit bei Raumtemperatur und hervorragenden mechanischen Eigenschaften bei hohen Temperaturen, wobei das rostfreie Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – C: nicht mehr als 0,02 %, Si: 0,2 bis 1,0 %, Mn: nicht mehr als 1,5 %; Cr: 11,0 bis 20,0 %, Ni: 0,05 bis 2,0 %, Mo: 1,0 bis 2,0 %, Al: nicht mehr als 1,0 %, Nb: 0,2 bis 0,8 %, N: nicht mehr als 0,02 %, P + S ≤ 0,05 Gew.-%, optional Ti: 0,05 bis 0,5 %, Zr: 0,05 bis 0,5 %, Ta: 0,05 bis 0,5 %, Cu: 0,1 bis 2,0 %, W: 0,05 bis 1,0 %, Mg: 0,001 bis 0,1 % und Ca: 0,0005 bis 0,005, und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen enthält, und eine Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße in den Ebenen bei ¼ und ¾ der Blechdicke bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung aufweist, die die im folgenden angegebene Gleichung erfüllt: 1,03 ≤ (d_RD/d_TD) ≤ 1, 35 wobei d_RD: die durchschnittliche Korngröße in Walzrichtung (RD-Richtung) bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung und d_TD: durchschnittliche Korngröße in einer zur RD-Richtung senkrechten Querrichtung (TD-Richtung) bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung bedeutet.
Ferritisches rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1, wobei das Stahlblech eine Dicke von größer als 0,3 mm, jedoch nicht größer als 2,5 mm und eine Streckgrenze von ≤ 360 MPa und einen r-Wert von ≥ 1,3 bei 30°C aufweist, und wobei nach dem Halten des Stahlblechs bei 900°C während 1 h die Streckgrenze ≥ 18,0 MPa beträgt.
Ferritisches rostfreies Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – mindestens einen der Bestandteile: Ti: 0,05 bis 0,5 %, Zr: 0,05 bis 0,5 % und Ta: 0,05 bis 0,5 % enthält.
Ferritisches rostfreies Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – Cu: 0,1 bis 2,0 % enthält.
Ferritisches rostfreies Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – mindestens einen der Bestandteile: W: 0,05 bis 1,0 % und Mg: 0,001 bis 0,1 enthält.
Ferritisches rostfreies Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – Ca: 0,0005 bis 0,005 % enthält.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach Anspruch 1, wobei das Verfahren die Stufen des Warmwalzens eines Stahlblocks in einem Tandemwalzwerk unter Bildung eines warmgewalzten Blechs, wobei der Stahlblock eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – C: nicht mehr als 0,02 %, Si: 0,2 bis 1,0 %, Mn: nicht mehr als 1,5 %; Cr: 11,0 bis 20,0 %, Ni: 0,05 bis 2,0 %, Mo: 1,0 bis 2,0 %, Al: nicht mehr als 1,0 %, Nb: 0,2 bis 0,8 %, N: nicht mehr als 0,02 %, P + S ≤ 0,05 Gew.-%, optional Ti: 0,05 bis 0,5 %, Zr: 0,05 bis 0,5 %, Ta: 0,05 bis 0,5 %, Cu: 0,1 bis 2,0 %, W: 0,05 bis 1,0 %, Mg: 0,001 bis 0,1 % und Ca: 0,0005 bis 0,005, und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen enthält, und eine Verhältniszahl (d_RD/d_TD) der Korngröße in den Ebenen bei ¼, und ¾, der Blechdicke bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung aufweist, die die im folgenden angegebene Gleichung erfüllt: 1,03 ≤ (d_RD/d_TD) ≤ 1,35 wobei d_RD: die durchschnittliche Korngröße in Walzrichtung (RD-Richtung) bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung und d_TD: die durchschnittliche Korngröße in einer zur RD-Richtung senkrechten Querrichtung (TD-Richtung) bei Betrachtung in einer zur Blechoberfläche senkrechten Richtung bedeutet; des Glühens des warmgewalzten Blechs; des einmaligen Kaltwalzens des geglühten Blechs oder mindestens zweimaligen Kaltwalzens mit dazwischen durchgeführtem Glühen; und des Fertigglühens des kaltgewalzten Blechs umfasst, wobei die Warmwalzstufe derart ist, dass die Gesamtverringerung der Dicke während des Durchlaufens von zwei Walzgerüsten des Walzwerks zur Durchführung des Fertigwarmwalzens nicht weniger als 25 % beträgt, die verstrichene Zeit während des Durchlaufens der zwei Walzgerüste nicht mehr als 1,0 s beträgt und der lineare Druck in einem Enddurchgang nicht niedriger als 15 MN/m ist, wobei die Stufe des Glühens des warmgewalzten Blechs bei einer Temperatur von 800–1050°C durchgeführt wird, ein Enddurchgang in der Kaltwalzstufe unter den Bedingungen einer Blechtemperatur von 80–200°C und eines Reibungskoeffizienten von 0,01 bis 0,2 durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach Anspruch 7, wobei die Kaltwalzstufe derart durchgeführt wird, dass das Stahlblech eine Dicke von größer als 0,3 mm, jedoch nicht größer als 2,5 mm aufweist.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach einem der Ansprüche 7 oder 8, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – mindestens einen der Bestandteile: Ti: 0,05 bis 0,5 %, Zr: 0,05 bis 0,5 % und Ta: 0,05 bis 0,5 % enthält.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach einem der Ansprüche 7 bis 9, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichts prozent – Cu: 0,1 bis 2,0 % enthält.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach einem der Ansprüche 7 bis 10, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – mindestens einen der Bestandteile: W: 0,05 bis 1,0 % und Mg: 0,001 bis 0,1 % enthält.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahlblechs nach einem der Ansprüche 7 bis 11, wobei das Stahlblech eine Zusammensetzung aufweist, die – in Gewichtsprozent – Ca: 0,0005 bis 0,005 % enthält.