DE60105955T2

DE60105955T2 - Ferritisches rostfreies Stahlblech mit einer guten Verarbeitbarkeit und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60105955T2
Application number: DE60105955T
Authority: DE
Inventors: Manabu Shin-Nanyo-shi Oku; Yoshitomo Shin-Nanyo-shi Fujimura; Yoshiaki Shin-Nanyo-shi Hori; Toshirou Shin-Nanyo-shi Nagoya; Yasutoshi Shin-Nanyo-shi Kunitake; Takeo Shin-Nanyo-shi Tomita
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2000-12-25
Filing date: 2001-12-13
Publication date: 2005-10-06
Anticipated expiration: 2021-12-14
Also published as: CN1172017C; US20040084116A1; ES2230227T3; KR100799240B1; CN1363710A; KR20020052993A; US6673166B2; EP1219719B1; EP1219719A1; US7094295B2; DE60105955D1; US20020117239A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen ferritischen, rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit bei geringer Anisotropie, der als Material nützlich ist, das zu Blechen für ein Kraftfahrzeug und anderen Teilen verarbeitet wird.
Ferritische, rostfreie Stähle mit verbesserter Wärme- und Korrosionsbeständigkeit durch Stabilisieren von C und N mit Nb oder Ti werden auf einer Vielzahl von industriellen Gebieten eingesetzt. Beispielsweise wird ein solcher ferritischer, rostfreier Stahl als Bestandteil eines Abgassystems für ein Kraftfahrzeug verwendet. Ein Stahlmaterial, wie SUS409L, SUS436L oder SUS436J1L, das Nb oder Ti zum Unterdrücken der Sensibilisierung und zur Verbesserung der intergranulären Korrosionsbeständigkeit enthält, wird für ein Mittelrohr oder einen Schalldämpfer mit guter Korrosionsbeständigkeit eingesetzt. Ein Stahlmaterial, wie SUS430LX, SUS430J1L oder SUS444, das Nb oder Ti mit einem großen stöchiometrischen Verhältnis von C- und N-Anteilen enthält, um die Hochtemperaturfestigkeit aufgrund der Auflösung von überschüssigem Nb oder Ti in einer Stahlmatrix zu verbessern, wird als Auspuffrohr oder Vorderrohr mit guter Wärmebeständigkeit eingesetzt.
Es besteht übrigens die Tendenz, dass ein Bauteil eines Abgassystems mit immer komplizierterer Form aus Platzspargründen und zur Verbesserung der Abgaswirkung konstruiert wird. Aufgrund einer solchen komplizierten Form sollte ferritischer, rostfreier Stahl in der Verarbeitbarkeit ohne Auftreten von Mängeln auch nach starker Verformung ausgezeichnet sein.
Es besteht nicht nur Bedarf zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit für die Verwendung als Abgassystem, sondern auch für andere Verwendungen. D.h. ferritischer, rostfreier Stahl soll aufgrund komplizierterer Form eines Produkts mit stärkerer Last verformt werden, um die Funktion und/oder den Aufbau des Produkts zu verbessern.
Es gibt verschiedene Vorschläge zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit von ferritischem, rostfreiem Stahl. Diese Vorschläge werden grundsätzlich in genaue Kontrolle der Zusammensetzung und genaue Kontrolle der Herstellungsbedingungen eingeteilt.
Ein Legierungsaufbau, vorgeschlagen von JP 51-29694B und JP 51-35369B, ist die Verminderung von C- und N-Anteil, zusammen mit einem Zusatz von Carbonitridbildenden Elementen, wie Ti oder Nb, bei einem relativ großen Verhältnis. Die Zugabe von Ti und/oder Nb zu ferritischem, rostfreiem Stahl zur Verwendung als Bauteil für ein Abgassystem ist eine bedeutsame Verbesserung der Verarbeitbarkeit und Leistung für Systemanforderungen, da die Additive Ti und Nb die Verarbeitbarkeit des Stahls sowie die Korrosions- und Wärmebeständigkeit, die für ein Bauteil eines Abgassystems erforderlich sind, verbessern.
Ein Wert r , der die Tiefziehfähigkeit wiedergibt, wird sicherlich durch Zugabe von Ti und/oder Nb verbessert, allerdings vergrößern die Additive Ti und Nb in ungünstiger Weise die Ebenenanisotropie Δr des Werts r . In diesem Sinne ist die bloße Zugabe von solchen legierenden Elementen nicht ausreichend, um den ferritischen, rostfreien Stahl mit ausreichender Verarbeitbarkeit zu versehen, die den Anforderungen für starke Verformung genügt:
Die Zugabe von einem oder mehreren von Al, B und Cu ist auch für die Verbesserung der Verarbeitbarkeit bekannt.
Es wurden verschiedene Verfahren hinsichtlich der genauen Kontrolle der Verarbeitungsbedingungen von einem Stahlherstellungsschritt zum Kaltwalz- oder letzten Glühschritt vorgeschlagen; beispielsweise Reformation eines Gießrohlings zu einer tesseralen kristallinen Struktur in einem Stahlherstellungsschritt und Senken einer anfänglichen Temperatur, Belassen eines Stahlstreifens bei einer geeigneten Tem peratur, Senken einer Endtemperatur und Senken einer Aufwickeltemperatur bei einem Warmwalzschritt. Diese Temperaturkontrollen werden häufig in Kombination mit einer Kontrolle des Verminderungsverhältnisses ausgeführt. Die Kontrolle des Reibungskoeffizienten zwischen einem Stahlstreifen und einer Arbeitswalze während des Warmwalzens ist ebenfalls zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit wirksam. Alle diese Verfahren zielen auf die Zerstörung der Wie-Gegossenstruktur, die schädliche Einflüsse auf die Rekristallisation ausübt.
Auch in Schritten nach dem Heißwalzschritt ist eine Erhöhung eines Kaltwalzverhältnisses zur Verbesserung eines r -Werts mit weniger Ebenenanisotropie Δr wirksam, wie in „Stainless Steel Handbook" (herausgegeben von Stainless Steel Society in Japan und herausgegeben von Nikkan Kogyo Shimbun Co. 1995) Seite 935 mitgeteilt. Ein Kaltwalzverhältnis von Ti-legiertem Stahl wird notwendigerweise als ein Wert von mehr als 60% (vorzugsweise 70–90%) für den Zweck ermittelt. Zweimal kalt gewalzt, zweimal geglüht in verschiedener Kombination von Kaltwalzbedingungen mit Glühbedingungen oder mit einer größeren Arbeitswalze ist ebenfalls für die Verbesserung der Verarbeitbarkeit wirksam. Beispielsweise sind ein Stahlmaterial, basierend auf SUS430 Zusammensetzung, wozu Legierungselemente in geringen Verhältnissen legiert wurden, oder ein Stahlmaterial, basierend auf SUS430-Zusammensetzungen, wozu Al und Ti legiert wurden, jene Stähle mit verbesserter Verarbeitbarkeit durch Herstellungsbedingungen.
Es gibt allerdings nur wenige Mitteilungen hinsichtlich der Untersuchung von Herstellungsbedingungen von Ti- oder Nb-legiertem ferritischem, rostfreiem Stahl zur Korrosions- und hitzebeständigen Verwendung mit Bezug auf die Kenntnisse, die durch „ein oder zwei Ti und Nb" wiedergegeben werden, wie in JP 6-17519B und JP 8-311542A beschrieben. Diese bislang vorgeschlagenen Verfahren erfordern zusätzliche Maßnahmen in einem üblichen Herstellungsverfahren oder eine unvermeidbare Änderung eines Herstellungsverfahrens selbst, was schließlich zum Anstieg der Herstellungskosten und der Produktkosten führt.
JP 8199235 offenbart ein Niob enthaltendes ferritisches Stahlblech mit ausgezeich neter Verarbeitbarkeit.
Wirkungen von Herstellungsbedingungen auf die Verarbeitbarkeit wurden für ein ferritisches, rostfreies Stahlblech mit einer Dicke von 0,7–0,8 mm untersucht, jedoch sind solche Wirkungen auf die Verarbeitbarkeit eines ferritischen, rostfreien Stahlblechs, dicker als 1,0 mm, noch nicht geklärt. Im Hinblick auf die tatsächliche Verwendung wird ein dickeres Stahlblech von etwa 2 mm in der Dicke vielfach als Bauteil eines Abgassystems für ein Kraftfahrzeug verwendet. Wenn das vorstehend genannte Verfahren für ein Herstellungsverfahren eines derartigen dicken, rostfreien Stahlblechs verwendet wird, ist ein warm gewalzter Stahlstreifen notwendigerweise dicker als 6 mm, um ein Kaltwalzverhältnis von mehr als 70% zu realisieren. Im Ergebnis sollte ein warm gewalztes Stahlblech mit einer hohen Last kalt gewalzt werden, während Stabilisierung seiner Bewegung durch Niedertemperaturzähigkeit und Biegsamkeit beeinflusst wird, sodass die Herstellungskosten unvermeidlich ansteigen.
Kurz gesagt, es wird sehr gefordert, einen Ti- oder Nb-legierten ferritischen, rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit ohne das Erfordernis zusätzlicher Maßnahmen oder Anstieg von Herstellungskosten bereitzustellen, selbst wenn der ferritische, rostfreie Stahl zu einem Steifen, dicker als 1,0 mm, ausgewalzt wird.
Die vorliegende Erfindung hat die Bereitstellung eines ferritischen, rostfreien Stahlblechs, das in der Verarbeitbarkeit durch die Wirkung von Nb enthaltenden Ausscheidungen auf die Kontrolle der Kristallorientierung verbessert ist, ohne Reduktion von Elementen, die sich schädlich auf die Korrosions- und Wärmebeständigkeit auswirken, oder Zusatz von Spezialelementen, die für die Korrosions- oder Wärmebeständigkeit wirksam sind, außerdem ohne Einschränkungen hinsichtlich der Dicke, zum Ziel. Die Gegenwart von feinen Nb enthaltenden Ausscheidungen in der Stahlmatrix ist auch zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit bei geringer Ebenenanisotropie wirksam.
Die vorliegende Erfindung schlägt zwei Arten von ferritischen, rostfreien Stahlblechen guter Verarbeitbarkeit vor.
Ein erster Vorschlag ist auf ein ferritisches, rostfreies Stahlblech gerichtet, welches besteht aus C bis zu 0,03 Masse-%, N bis zu 0,03 Masse-%, Si bis zu 2,0 Masse-%, Mn bis zu 2,0 Masse-%, Ni bis zu 0,6 Masse-%, 9–35 Masse-% Cr, 0,15–0,80 Masse-Nb und wobei der Rest außer unvermeidlichen Verunreinigungen Fe ist, umfassend eine metallurgische Struktur, die Nb enthaltende Ausscheidungen mit einer Teilchengröße von 2 um oder weniger einbezieht, mit einem Anteil von nicht mehr als 0,5 Masse-% und eine kristalline Orientierung auf einer Oberfläche in ein '/ Tiefe der Dicke mit durch die nachstehend erwähnte Formel (a) definierter, integrierter Intensität nicht weniger als 1,2 aufweist. integrierte Intensität=[I(211)/I0(211)]/[I(200)/I0(200)] ...(a)worin I₍₂₁₁₎ und I₍₂₀₀₎ mittels XRD gemessene Beugungsintensitäten auf (211)- und (200)-Ebenen einer Probe des Stahlblechs darstellen, während I₀₍₂₁₁₎ und I₀₍₂₀₀₎ Beugungsintensitäten auf (211)- und (200)-Ebenen einer ungerichteten Probe sind.
Das ferritische, rostfreie Stahlblech kann außerdem ein oder mehrere von Ti bis zu 0,5 Masse-%, Mo bis zu 3,0 Masse-%, Cu bis zu 2,0 Masse-% und Al bis zu 6,0 Masse-% enthalten. Der ferritische, rostfreie Stahl wird als ein warm gewalzter Stahlstreifen, ein warm gewalztes Stahlblech, ein kalt gewalzter Stahlstreifen, ein kalt gewalzte Stahlblech oder ein geschweißtes Stahlrohr auf dem Markt angeboten. Der Begriff „Stahlblech" bezieht alle dieser Materialien in diese Beschreibung ein.
Das ferritische, rostfreie Stahlblech wird durch ein Verfahren hergestellt, das einen Schritt der Ausscheidungsbehandlung bei 700–850°C für 25 Stunden oder kürzer vor 1-minütigem oder kürzerem Endtempern bei 900–1100°C einbezieht.
Ein zweiter Vorschlag ist gerichtet auf ein ferritisches, rostfreies Stahlblech mit guter Verarbeitbarkeit bei geringerer Ebenenanisotropie. Dieses rostfreie Blech weist die gleiche Zusammensetzung wie vorstehend erwähnt auf, umfasst eine metallurgische Struktur, die feine Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße, kontrolliert bei einem Verhältnis von nicht mehr als 0,5 Masse-% in einem endge temperten Zustand, durch Auflösen feiner Ausscheidungen umfasst, die, einmal durch Erhitzen in einer Stahlmatrix während des Endtemperns erzeugt wurden, und eine Kristallorientierung mit integrierter Intensität, definiert durch die Formel (b), von nicht weniger als 2,0 aufweist. Integrierte Intensität=[I(222)/I0(222)]/[I(200)/I0(200)] ...(b)worin I₍₂₂₂₎ und I₍₂₀₀₎ mittels XRD gemessene Beugungsintensitäten auf (222)- und (200)-Ebenen einer Probe des Stahlblechs darstellen, während I₀₍₂₂₂₎ und I₀₍₂₀₀₎ Beugungsintensitäten auf (222)- und (200)-Ebenen einer ungerichteten Probe sind.
Integrierte Intensität, definiert durch Formel (b), wird bei einem Niveau nicht geringer als 2,0 durch Kontrollieren von Nb enthaltenden feinen Ausscheidungen gehalten, die einmal erzeugt wurden durch Wärmebehandlung vor dem Endtempern bei einem Verhältnis im Bereich von 0,4–1,2 Masse-%.
Ein solcher ferritischer, rostfreier Stahl wird durch Ausscheidungserhitzung des Stahls mit der ausgewiesenen Zusammensetzung bei einer Temperatur im Bereich von 450–750°C für 20 Stunden oder weniger bei einem beliebigen der Schritte vor dem Endtempern und dann Erhitzen bei 900–1100°C für 1 Minute oder kürzer während des Endtemperns hergestellt.
1 ist eine graphische Darstellung, die eine Wirkung von Ausscheidungen verteilt in einer Stahlmatrix vor dem Endtempern auf das mittlere Spannungsverhältnis von einem endgetemperten Stahlblech zeigt.
2 ist eine weitere graphische Darstellung, die eine Wirkung der feinen Ausscheidungen verteilt in einer Stahlmatrix vor dem Endtempern auf das mittlere Spannungsverhältnis und die Ebenenanisotropie eines endgetemperten Stahlblechs zeigt.
Die Erfinder haben Wirkungen der Zusammensetzungen und der Herstellungsbedingungen auf die Verarbeitbarkeit verschiedener Aspekte hinsichtlich der Annahme untersucht, dass ferritische, rostfreie Stähle, die eines oder beides von Nb und Ti bei Verhältnissen, die genug sind, um C und N als Carbonitride zu stabilisieren, enthalten, bei einem Reduktionsverhältnis von 50–60% kalt gewalzt werden, was im Allgemeinen als ein unzureichender Wert zur Erhöhung eines r -Werts angesehen wird. Im Verlauf der Untersuchungen haben die Erfinder gefunden, dass Nb-legierter, ferritischer, rostfreier Stahl zu einem Stahlstreifen oder einem Blech mit guter Verarbeitbarkeit durch Warmbehandlung verarbeitet werden kann zur Erzeugung von Ausscheidungen in einer beliebigen Stufe vor dem Endtempern.
Die vorliegende Erfindung, die auf dem neu gefundenen Effekt von Ausscheidungen basiert, ermöglicht die Herstellung von rostfreiem Stahlblech mit guter Verarbeitbarkeit, selbst wenn seine Dicke 1,0 mm übersteigt.
Ausscheidungen, die durch Ausscheidungsbehandlung vor einem Endtempern erzeugt werden, zeigen quantitative Wirkungen auf die Verarbeitbarkeit eines ferritischen, rostfreien Stahlblechs. Beispielsweise zeigt 1 eine Beziehung zwischen einem Gesamtverhältnis von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße und der Verarbeitbarkeit eines ferritischen, rostfreien Stahlblechs, das durch 30-sekundige Ausscheidungsbehandlung eines Stahlblechs 12Cr-0,8Mn-0,5Si-0,6Nb mit einer Dicke von 4,5 mm zur Erzeugung von Ausscheidungen, Kaltwalzen zu einer Dicke von 2,0 mm und dann Endtempern auf 1040°C hergestellt wurde. Abrupte Erhöhung eines mittleren plastischen Spannungsverhältnisses r wird als Erhöhung des Gesamtverhältnisses von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße oberhalb 1,1 Masse-% verzeichnet. Die integrierte Intensität, definiert durch die vorstehend genannte Formel (a), erhöht sich auch auf einen Wert von 1,2 oder mehr, wenn das ferritische, rostfreie Stahlblech zu einer Zielform mit guter Verarbeitbarkeit verformt wird, in Antwort auf die Erhöhung des mittleren plastischen Spannungsverhältnisses r
Aufgrund der vorstehend genannten Ergebnisse wird verständlich, dass die integrierte Intensität, definiert durch die Formel (a), bei einem Wert nicht weniger als 1,2 zu halten ist, um einen ferritischen, rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit, in an deren Worten, einem mittleren Wert r von 1,5 oder mehr bereitzustellen. Integrierte Intensität von 1,2 oder mehr wird durch Erzeugen von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße bei einem Gesamtverhältnis von 1,1 Masse-% oder mehr, bewirkt. Ein Gesamtverhältnis von Ausscheidungen wird vorzugsweise bei einem relativ geringen Maß in dem speziellen Bereich gehalten, da die Ausscheidungen als Startpunkte für spröden Bruch wirken, obwohl ein Gesamtverhältnis von Ausscheidungen in einem endgetemperten Zustand hinsichtlich eines rostfreien Stahlblechs zur Verwendung als Bauteil, dessen Zähigkeit nicht sehr bewertet wird, nicht notwendigerweise kontrolliert wird.
Gute Verarbeitbarkeit bei geringer Ebenenanisotropie wird durch Kontrollieren eines Verhältnisses von feinen Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger bei einem Gesamtverhältnis von nicht mehr als 0,5 Masse-% bei einem endgetemperten Stahlblech verwirklicht.
Beispielsweise wurde 14Cr·1Mn·1Si·0,4Nb·0,1Cu Stahl zu einem warm gewalzten Stahlblech von 4,5 mm Dicke verarbeitet, 30 Sekunden zur Erzeugung feiner Ausscheidungen erhitzt, zu einer Dicke von 2,0 mm kalt gewalzt und dann bei 1040°C endgetempert. Unter solchen Bedingungen wurde eine Temperatur für die Ausscheidungsbehandlung variiert, um eine Wirkung der Ausscheidungsbehandlung auf die Erzeugung von feinen Ausscheidungen zu ermöglichen.
Die Verarbeitbarkeit des endgetemperten Stahlblechs wurde geprüft und hinsichtlich eines Gesamtverhältnisses von feinen Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger, welche in einer Stahlmatrix vor dem Endtempern vorlagen, in der Teilchengröße klassifiziert. Die Verarbeitbarkeit wird als ein Mittelwert r und Ebenenanisotropie Δr bewertet. Die Ergebnisse werden in 2 dargestellt, wobei die integrierte Intensität durch die Formel (b) definiert, ebenfalls angeführt ist.
In 2 gezeigte Ergebnisse beweisen, dass eine Erhöhung von feinen Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße bei einem Gesamtverhältnis von mehr als 0,4 Masse-% eine Erhöhung eines mittleren Wertes r und eine Ver minderung von Ebenenanisotropie Δr hervorruft. Die Erhohung von feinen Ausscheidungen führt auch zu einer Erhöhung der integrierten Intensität. Die integrierte Intensität wird bei einem Maß von nicht weniger als 2,0 in einem Bereich gehalten, in dem der ferritische, rostfreie Stahl gute Verarbeitbarkeit zeigt. Andererseits ruft ein Gesamtverhältnis von feinen Ausscheidungen oberhalb von 1,2 Masse-% eine abrupte Erhöhung in der Ebenenanisotropie und eine Abnahme der integrierten Intensität hervor, obwohl ein mittlerer r -Wert ungeachtet des Verhältnisses von feinen Ausscheidungen nicht reduziert ist.
Aufgrund der vorstehend genannten Ergebnisse wird es verständlich, dass die durch Formel (b) definierte integrierte Intensität bei einem Wert von nicht weniger als 2,0 gehalten werden soll, um einen ferritischen, rostfreien Stahl guter Verarbeitbarkeit bereitzustellen, in anderen Worten, ein mittlerer Wert r von 1,2 oder mehr mit einer Ebenenanisotropie Δr von 0,5 oder weniger. Eine integrierte Intensität von 2,0 oder mehr wird durch Erzeugen von feinen Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße bei einem Gesamtverhältnis in einem Bereich von 0,4–1,2 Masse-% verwirklicht. Bei dem erfindungsgemäßen Legierungssystem wird ein Gesamtverhältnis an feinen Ausscheidungen vorzugsweise bei einem relativ geringen Maß im Bereich von 0,4–1,2 Masse-% gehalten, da die Ausscheidungen als Startpunkte für spröden Bruch wirken, obwohl ein Gesamtverhältnis von feinen Ausscheidungen in einem endgetemperten Zustand nicht notwendigerweise für ein rostfreies Stahlblech zur Verwendung als Bauteil, dessen Zähigkeit nicht sehr geschätzt wird, kontrolliert wird. Die Zähigkeit des ferritischen, rostfreien Stahlblechs wird durch Auflösung von feinen Ausscheidungen gewährleistet, die zum Kontrollieren des Wachstums von aggregierter Struktur in einem Endtemperschritt verwendet wurden, sodass ein Gesamtverhältnis von feinen Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße von 0,5 Masse-% oder weniger nach dem Endtempern vermindert wird.
Die Änderung der Verarbeitbarkeit in Antwort auf das Gesamtverhältnis von Ausscheidungen ist bislang noch nicht ausreichend geklärt, aber die Erfinder unterstellen den Effekt von Ausscheidungen auf die Verarbeitbarkeit wie nachstehend: ein warm gewalzter Stahlstreifen oder Blech wird zu einer metallurgischen Struktur reformiert, wobei eine Vielzahl von Nb enthaltenden Ausscheidungen verteilt sind, durch Tempern derselben bei einer Temperatur geringer als seine Rekristallisationstemperatur. In dem erfindungsgemäßen Legierungssystem sind die Nb enthaltenden Ausscheidungen Laves-Phase, basierend auf Fe₃Nb, und Carbonitride, basierend auf Fe₃Nb₃C. Solche Ausscheidungen fördern bevorzugt das Wachstum von (211)- und (222)-Ebenen-Aggregatstrukturen, die zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit wirksam sind, beeinträchtigt jedoch das Wachstum von (200)-Ebenen-Aggregatstruktur, die hinsichtlich Verarbeitbarkeit schädlich sind, während des Endtemperns. Folglich ist ein getempertes Stahlblech von guter Verarbeitbarkeit.
Die Zähigkeit des ferritischen, rostfreien Stahlblechs wird durch Auflösen der Ausscheidungen gewährleistet, die zur Steuerung des Wachstums von aggregierter Struktur bei einem Endtemperungsschritt verwendet wurden, sodass ein Gesamtverhältnis von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger, vorzugsweise 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße zu 0,5 Masse-% oder weniger nach dem Endtempern vermindert wird.
Der neue vorgeschlagene ferritische, rostfreie Stahl hat eine wie nachstehend ausgewiesene Zusammensetzung:
jedes von C und N bis zu 0,03 Masse-%.
Obwohl C und N Elemente im Allgemeinen zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit, wie Kriechfestigkeit, sind, verschlechtert zu starke Zugabe von C und N nicht nur die Korrosionsbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit, Verarbeitbarkeit und Zähigkeit, sondern erfordert auch die Erhöhung des Nb-Anteils zum Stabilisieren von C und N als Carbonitride. In diesem Sinne sind C- und N-Anteile vorzugsweise bei geringen Maßen eingestellt. Praktisch werden jeweils C- und N-Anteile bei nicht mehr als 0,03 Masse-% (vorzugsweise 0,02 Masse-%) kontrolliert.
Si bis zu 2,0 Masse-%
Si ist ein Legierungselement, das zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit bei Hochtemperatur sehr wirksam ist. Zu starke Zugabe von Si erzeugt allerdings eine Erhöhung der Härte und verschlechtert die Verarbeitbarkeit und Zähigkeit. In diesem Sinne wird der Si-Anteil auf ein Maß von nicht mehr als 2,0 Masse-% (vorzugsweise 1,5 Masse-%) eingestellt.
Mn bis zu 2,0 Masse-%
Mn ist ein Legierungselement zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit bei Hochtemperatur, sowie des Abtrennvermögens von Zunder, jedoch übt zu starke Zugabe von Mn einen schädlichen Einfluss auf das Schweißvermögen aus. Außerdem fördert zu starke Zugabe von Mn als ein Austenitbildner, die Erzeugung von Martensitphasen, was zu einem Abbau an Verarbeitbarkeit führt. Daher wird eine Obergrenze eines Mn-Anteils bei 2,0 Masse-% (vorzugsweise 1,5 Masse-%) bestimmt.
Ni bis zu 0,6 Masse-%
Ni ist ein Element, das die Austenitphase stabilisiert, sodass überschüssige Zugabe von Ni die Erzeugung von Martensitphase fördert und die Verarbeitbarkeit wie Mn verschlechtert. Ni ist auch ein kostspieliges Element. In diesem Sinne wird eine Obergrenze eines Ni-Anteils bei 0,6 Masse-% (vorzugsweise 0,5 Masse-%) bestimmt.
9–35 Masse-% Cr
Cr ist ein wesentliches Element zur Stabilisierung einer Ferritphase, Oxidationsbeständigkeit erforderlich für Hochtemperaturverwendung und Lochfraß- und Wetterbeständigkeit erforderlich zur Verwendung in korrosiver Umgebung. Wärme- und Korrosionsbeständigkeit ist besser, wenn der Cr-Anteil steigt, jedoch ruft zu starke Zugabe von Cr Versprödung des Stahls und Erhöhung der Härte hervor, was zu einem Abbau der Verarbeitbarkeit führt. Daher wird der Cr-Anteil in einem Bereich von 9–35 Masse-% (vorzugsweise 12–19 Masse-%) kontrolliert.
0,15–0,80 Masse-% Nb
Im Allgemeinen stabilisiert Nb C und N als Carbonitride und das verbleibende Nb verbessert die Hochtemperaturfestigkeit von Stahl. Außerdem wird das Additiv Nb zur Kontrolle von rekristallisierter Aggregatstruktur bei dem erfindungsgemäßem Stahl verwendet. Die Erzeugung von feinen Ausscheidungen wird durch Einschluss von Nb in eine Matrix von warm gewalztem Stahlblech gesichert.
Ein Teil des Additivs Nb, das zur Stabilisierung von C und N als Carbonitride verbraucht wurde, existiert in Form von Nb (C, N) und verändert seine Form oder sein Verhältnis aus einem Warmwalzschritt zu einem Endtemperschritt nicht wesentlich. Andererseits scheidet der andere Teil des Additivs Nb, gelöst in einem warm gewalzten Stahlstreifen oder Blech als Fe₃Nb₃C, Fe₂Nb oder dergleichen, durch Ausscheidungsbehandlung vor dem Endtempern aus und die Ausscheidungen kontrollieren günstig das bevorzugte Wachstum von rekristallisierter Aggregatstruktur, die wirksam zur Verbesserung von Verarbeitbarkeit ist. In diesem Sinne soll ein Verhältnis von Nb bei einem Maß von mehr als einem Verhältnis, das zur Stabilisierung von C und N als Carbonitride erforderlich ist, gehalten werden. Daher wird eine untere Grenze eines Nb-Anteils bei 0,15 Masse-% (vorzugsweise 0,20 Masse-%) bestimmt. Ein Verhältnis von Nb wird allerdings auf nicht mehr als 0,8 Masse-% (vorzugsweise 0,50 Masse-%) kontrolliert, da überschüssige Zugabe von Nb zu viel Erzeugung von Ausscheidungen, die sich auf die Zähigkeit schädlich auswirken, hervorruft.
Ti bis zu 0,5 Masse-%
Ti ist ein wahlweises Element, das ähnlich Nb C und N als Carbonitride stabilisiert und die intergranuläre Korrosionsbeständigkeit verbessert. Zu starke Zugabe von Ti verschlechtert jedoch Zähigkeit und Verarbeitbarkeit von Stahl und übt einen schädlichen Einfluss auf das äußere Aussehen eines Stahlblechs aus. In diesem Sinne wird eine Obergrenze eines Ti-Anteils bei 0,5 Masse-% (vorzugsweise 0,3 Masse-%) bestimmt.
Mo bis zu 3,0 Masse-%
Mo ist ein Element zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Wärmebeständigkeit (einschließlich Hochtemperaturfestigkeit und Oxidationsbeständigkeit bei Hochtemperatur) so wird Mo gegebenenfalls zu Stahl zur Verwendung, welche ausgezeichnete Eigenschaften benötigt, zugegeben. Übermäßige Zugabe von Mo verschlechtert jedoch die Warmwalzbarkeit, Verarbeitbarkeit und Zähigkeit von Stahl und erhöht auch die Kosten des Stahls. In diesem Sinne wird eine Obergrenze eines Mo-Anteils bei 3,0 Masse-% (vorzugsweise 2,5 Masse-%) bestimmt.
Cu bis zu 2,0 Masse-%
Cu ist ein wahlweises Legierungselement zur Verbesserung von Korrosionsbeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit und verleiht dem ferritischen, rostfreien Stahl auch antimikrobielle Eigenschaften. Übermäßige Zugabe von Cu ruft jedoch einen Abbau der Warmwalzbarkeit des Stahls hervor und verschlechtert die Verarbeitbarkeit und Zähigkeit. In diesem Sinne ist eine Obergrenze eines Cu-Anteils bei 2,0 Masse-% (vorzugsweise 1,5 Masse-%) bestimmt.
Al bis zu 6,0 Masse-%
Al ist ein wahlweises Legierungselement zur Verbesserung von Oxidationsbeständigkeit von dem ferritischen, rostfreien Stahl bei einer Hochtemperatur ähnlich zu Si. Zu starke Zugabe von Al verursacht allerdings Erhöhung der Härte und verschlechtert Verarbeitbarkeit und Zähigkeit des Stahls. In diesem Sinne wird eine Obergrenze des Al-Anteils bei 6,0 Masse-% (vorzugsweise 4,0 Masse-%) bestimmt.
Die Verhältnisse der anderen Elemente sind in der vorliegenden Erfindung nicht besonders definiert, jedoch können eines oder mehrere solcher anderen Elemente nach Bedarf zugegeben werden. Beispielsweise Ta, W, V und Co für Hochtemperaturfestigkeit, Y und REM (rare earth metal), Seltenerdenmetall, für Oxidationsbeständigkeit bei Hochtemperatur und Ca, Mg und B für Heißverarbeitbarkeit und Zähigkeit. Ein Verhältnis von Ta, W, V und/oder Co liegt vorzugsweise bis zu 3,0 Mas se-%, ein Verhältnis von Y und/oder REM ist vorzugsweise bis zu 0,5 Masse-% und ein Verhältnis von Ca, Mg und/oder B ist vorzugsweise bis zu 0,05 Masse-%.
Übliche Verunreinigungen, wie P, S und O werden vorzugsweise bei einem möglichst geringen Wert kontrolliert. Beispielsweise P nicht mehr als 0,04 Masse-%, S nicht mehr als 0,03 Masse-% und O nicht mehr als 0,02 Masse-%. Diese Verunreinigungen können zu weiteren niedrigen Werten stark kontrolliert werden, um die Verarbeitbarkeit und Zähigkeit des Stahls zu verbessern.
Herstellungsbedingungen für das rostfreie Stahlblech vom ersten Typ
Ein ferritisches, rostfreies Stahlblech wird bei 700–850°C für einen Zeitraum von 25 Stunden oder kürzer erhitzt, um Nb enthaltende Teilchen in einer Stahlmatrix auszuscheiden. Ausscheidungsbehandlung wird bei einer beliebigen Stufe von einem Stahlhärtungsschritt vor einen Endtemperschritt unter Verwendung eines kontinuierlichen oder eines Temperofens vom Batch-Typ ausgeführt. Bedingungen der Ausscheidungsbehandlung werden so kontrolliert, dass ein geeignetes Verhältnis von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße, die zur Verarbeitbarkeit wirksam ist, erzeugt wird.
Die Verarbeitbarkeit eines rostfreien Stahlblechs wird durch die Erzeugung von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger bei einem Gesamtverhältnis von nicht weniger als 1,1 Masse-% deutlich verbessert. Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße werden bei einer Heiztemperatur von 700°C oder höher erzeugt, allerdings erzeugt Überhitzen bei einer Temperatur oberhalb 850°C Ausscheidungen von mehr als 2 μm in der Teilchengröße. Andererseits ist Erzeugung von Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße durch Erhitzen bei einer niederen Temperatur unterhalb 700°C unzureichend.
Ein Zeitraum t für die Ausscheidungsbehandlung wird passend in Antwort auf eine Heiztemperatur T (°C) bestimmt. Bei der Ausführung werden Zeitraum t und die Heiztemperatur T so bestimmt, dass ein Wert λ definiert durch die nachstehende Formel, in einem Bereich von 19–23 gehalten wird. Die Ausscheidungsbehandlung sollte in 25 Stunden vollständig sein, sonst werden Ausscheidungen aufgrund des Langzeiterhitzens bis zu groben Teilchen bei geringerer Produktivität anwachsen. λ =(T+273)×(20+log t)/1000
Ein rostfreies Stahlblech von metallurgischer Struktur, worin Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße in einem geeigneten Verhältnis durch Ausscheidungsbehandlung verteilt sind, wird bei 900–1100°C zur Rekristallisation endgetempert, um die Walzstruktur zu vermindern. Rekristallisation findet bei einer Tempertemperatur von 900°C oder höher statt, jedoch Übertempern bei einer Temperatur oberhalb 1100°C beschleunigt die Erzeugung von groben Kristallkörnern und verschlechtert die Zähigkeit eines Stahlblechs. Die Endtemperung wird vorzugsweise in 1 Minute selbst vollständig, was sich in Produktivität und Energieverbrauch niederschlägt.
Die Bedingungen von Endtempern werden so gesteuert, dass ein Gesamtverhältnis von ungelösten Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße unterhalb von 0,5 Masse-% zur Verbesserung von Zähigkeit (insbesondere sekundäre Verarbeitbarkeit) kontrolliert werden. Wenn zuviel Ausscheidungen in einem endgetemperten Zustand eines Stahlprodukts verbleiben, wirken sie als Ausgangspunkt für Versprödungsbruch.
Rekristallisation, die während einer Endtemperung stattfindet, wird durch Nb enthaltende Ausscheidungen beeinträchtigt. Das heißt (211) Ebenenaggregatstruktur wird vorzugsweise aufwachsen lassen, während das Wachstum der (100) Ebenenaggregatstruktur unterdrückt wird. Folglich steigt die integrierte Intensität, definiert durch die vorstehend genannte Formel (a), auf ein Maß von 1,2 oder mehr. Aufgrund der Erhöhung der integrierten Intensität wird das endgetemperte rostfreie Stahlblech in der Verarbeitbarkeit mit einem mittleren plastischen Spannungsverhältnis r von 1,5 oder mehr verbessert.
Herstellungsbedingungen des rostfreien Stahlblechs vom zweiten Typ
Ein ferritisches, rostfreies Stahlblech wird bei 450–750°C bei einer beliebigen Stufe vor dem Endtempern erhitzt, um feine Nb enthaltende Teilchen aus einer Stahlmatrix auszuscheiden. Die Bedingungen der Ausscheidungsbehandlung werden so gesteuert, dass feine Ausscheidungen von 0,5 μm oder weniger in der Teilchengröße in einer Stahlmatrix bei einem Gesamtverhältnis von nicht weniger als 0,4 Masse-% verteilt werden. Wenn der Stahl bei einer Temperatur unterhalb 750°C erhitzt wird, wird kaum Erzeugung von feinen Ausscheidungen festgestellt. Wenn der Stahl bei einer Temperatur oberhalb von 750°C erhitzt wird, wachsen andererseits Ausscheidungen zu groben Teilchen von mehr als 0,5 μm Größe auf.
Der ferritische, rostfreie Stahl wird bei der spezifischen Temperatur für einen Zeitraum von weniger als 20 Stunden erhitzt, um das Wachstum von Ausscheidungen zu groben Teilchen zu unterdrücken. Obwohl eine Kombination von einer Temperatur mit einer Heizzeit für die Ausscheidungsbehandlung in der vorliegenden Erfindung nicht besonders definiert wird, werden die Heizbedingungen vorzugsweise so bestimmt, dass der vorstehend genannte Wert λ in einem Bereich von 13–19 gehalten wird, um die Eigenschaften des ferritischen, rostfreien Stahls zu stabilisieren.
Der ferritische, rostfreie Stahl wird dann bei einer Temperatur im Bereich von 900-1100°C für einen Zeitraum von 1 Minute oder kürzer endgetempert. Wenn eine Temperatur zum Endtempern unterhalb einer Rekristallisationstemperatur liegt, umfasst der getemperte Stahl eine Struktur, worin die Walztextur ohne ausreichende Auflösung von feinen Ausscheidungen verbleibt, die während der Ausscheidungsbehandlung erzeugt wurden. Die erhaltene Walztextur wirkt sich unvorteilhaft auf die Verminderung von Ebenenanisotropie aus, während die übrigen Ausscheidungen die Zähigkeit abbauen und sekundäre Verarbeitbarkeit eines Stahlprodukts abbauen. Überhitzen oberhalb 1100°C ruft jedoch Vergröberung der Kristallkörner hervor, was zu einer unzureichenden Zähigkeit führt.
Die integrierte Intensität, definiert durch die vorstehend genannte Formel (b), ist auf ein Maß von 2,0 oder mehr zu kontrollieren, sodass ein bevorzugter Wuchs einer (222)-Ebenen-Aggregatstruktur für gute Verarbeitbarkeit mit geringer Anisotropie gewährleistet ist.
Wenn ein warm gewalzter Stahlstreifen Ausscheidungsbehandlung vor einer Temperbehandlung zur Rekristallisation unterzogen wird, werden die anderen Herstellungsbedingungen nicht notwendigerweise definiert. Beispielsweise kann ein Stahlstreifen ein oder mehrere Male kalt gewalzt werden, soll jedoch nicht auf eine Rekristallisationstemperatur in den Stufen, die von dem Endtempern verschieden sind, erhitzt werden. Insbesondere wenn zwei- oder mehrfach kaltgewalzt wird, soll Stress entlastendendes Tempern nach einem Kaltwalzschritt unterhalb der Rekristallisationstemperatur ausgeführt werden, sodass die Erzeugung einer rekristallisierten Struktur gehemmt wird. Warmwalzbedingungen werden nicht notwendigenweise spezifiziert, da Rekristallisation während des Warmwalzens bei einer üblichen Temperatur im Bereich von 800–1250°C vermieden wird.
Wenn ein heiß gewalzter Stahlstreifen sofort mit Wasser gekühlt und dann aufgewikkelt wird, werden keine feinen Ausscheidungen in einer Stahlmatrix erzeugt. In diesem Fall wird Ausscheidungsbehandlung zur Erzeugung feiner Ausscheidungen nach dem Heißwalzschritt ausgeführt. Natürlich können feine Ausscheidungen durch Kontrollieren einer Kühlgeschwindigkeit des Stahlstreifens unmittelbar nach dem Warmwalzen erzeugt werden. In diesem Fall ist die Wärmebehandlung zur Erzeugung von feinen Ausscheidungen in den Schritten nicht notwendigerweise erforderlich.
Um Ausscheidungen von 2 μm oder weniger in der Teilchengröße bei einem geeigneten Verhältnis auf einer Kühlstufe nach Heißwalzen zu erzeugen, wird ein warm gewalzter Stahlstreifen luftgekühlt und gegebenenfalls unter den Bedingungen wassergekühlt, dass den vorstehend genannten Bedingungen der Niederschlagsbehandlung während des Kühlens des warm gewalzten Stahlstreifens genügt wird.
Die vorliegende Erfindung ist im Allgemeinen vorteilhaft für ein rostfreies Stahlblech von 1,0 mm oder mehr in der Dicke, obwohl es keine speziellen Einschränkungen hinsichtlich der Form des Stahlprodukts gibt. Die Merkmale der vorliegenden Erfindung werden natürlich auch im Fall von rostfreiem Stahlblech, das dünner als 1,0 mm ist, oder einem Produkt, hergestellt aus rostfreiem Stahlblech, durch Arbeiten und Schweißen zu einer bestimmten Form realisiert.
BEISPIEL 1
Verschiedene Arten von Stählen mit in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzungen wurden in einem 30 kg-Vakuumofen geschmolzen, zu einem Rohling von 40 mm in der Dicke gegossen, für 2 Stunden bei 1250°C gehalten, zu einer Dicke von 4,5 mm warm gewalzt und dann mit Wasser gekühlt. In Tabelle 1 entspricht Nr. 8 SUS409 und Nr. 9 entspricht SUS436.
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzungen von rostfreien Stählen
Die unterstrichenen Zahlen liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Jeder heiß gewalzte Stahlstreifen wurde auf eine Dicke von 2,0 mm kalt gewalzt und dann endgetempert unter den in Tabelle 2 dargestellten Bedingungen.
Tabelle 2: Herstellungsbedingungen
Ein Teststück wurde aus dem getemperten Stahlblech ausgeschnitten und einem Zugtest bei Raumtemperatur unterzogen.
Weitere Teststücke wurden aus jedem Stahlblech nach Endtemperung ausgeschnitten, zum Nachweis eines Verhältnisses von Ausscheidungen durch Wiegen des Rückstands nach elektrolytischer Auflösung der Grundelemente außer den Ausscheidungen getestet.
Außerdem wurden Prüfstücke für kristalline Orientierung durch Schaben von Stahlblechen auf eine ¾ der Dicke und dann Polieren der Stahlbleche hergestellt. Die Beugungsintensität von jedem Prüfstück wurde bei (211) und (200) Ebenen durch XRD gemessen, während die Beugungsintensität der nicht direktionalen Probe, hergestellt aus Pulvermaterial, bei (211) und (200) Ebenen in gleicher Weise gemessen wurde. Die Messwerte wurden für Formel (a) substituiert, um die integrierte Intensität als einen Index bei Kristallorientierung zu berechnen.
Die Verarbeitbarkeit von jedem Stahlblech wurde auf der Basis eines mittleren plastischen Spannungsverhältnisses r , das Tiefziehbarkeit wiedergibt, bewertet. Das mittlere plastische Spannungsverhältnis wurde durch einen Zugtest wie nachstehend erhalten: Prüfstücke, vorgeschrieben wie in JIS # 13B, wurden hergestellt, indem man den Stahlstreifen längs der Walzrichtung L, Querrichtung T rechtwinklig zu Richtung L und Richtung D quer zur Richtung L mit 45 Grad schnitt. Eine unidirektionale Verstreckungsvorspannung von 15% wurde auf jedes Prüfstück unter den Bedingungen, vorgeschrieben durch JIS Z2254 (mit dem Titel „Test For Measuring Plastic Strain Ratio Of Thin Metal Sheet"), angewendet und plastische Spannungsverhältnisse r_L, r_T und r_D längs den Richtungen L, T bzw. D wurden als Verhältnisse der Dickenspannung zu Horizontalspannung berechnet. Die Berechnungsergebnisse r_L, r_T und r_D wurden für die nachstehenden Formeln substituiert zur Gewinnung eines mittleren plastischen Spannungsverhältnisses r und Ebenenanisotropie Δr. r =(rL+2rD+rT)/4
Die Zähigkeit von jedem Stahlblech wurde mit einem V-Kerben-Charpy-Schlagtest, vorgeschrieben durch JIS Z2242 (mit dem Titel „Impact Test For Metal Materials"), bei einer Temperatur im Bereich von –75°C bis 0°C geprüft. Eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur von jedem Stahlblech wurde aus den Charpy-Schlagwerten erhalten.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt. Es wird angemerkt, dass die ferriti schen, rostfreien Stähle Beispiele 1–11, aufgrund größerer plastischer Spannungsverhältnisse r , in der Verarbeitbarkeit zu Vergleichsbeispiel Nr. 15 ausgezeichnet waren, da Verhältnisse von Ausscheidungen vor Endtempern und kristalline Orientierung, wiedergegeben durch integrierte Intensität, beide in geeigneten Bereichen gehalten wurden. Jeder Stahl von Beispiele 1–11 hatte eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur unterhalb –50°C, d.h. bei einer Höhe, bei der spröder Bruch praktisch nicht auftritt. Diese Ergebnisse beweisen, dass Ausscheidungen vorteilhaft kristalline Orientierung von einem endgehärteten Stahlblech zur Verbesserung von Verarbeitbarkeit kontrollieren.
Beispiele 12–14 zeigen Ergebnisse von rostfreien Stählen mit Zusammensetzungen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Beispiele 15–18 zeigen Ergebnisse von rostfreien Stählen, die Zusammensetzungen hatten wie durch die vorliegende Erfindung definiert, jedoch unter anderen Herstellungsbedingungen verarbeitet.
Der Stahl von Beispiel 16 war relativ gut in der Verarbeitbarkeit, jedoch nachteilig in der Zähigkeit aufgrund überschüssigen Nb-Anteils. Die Stähle von Beispielen 13 und 14 waren in der Zähigkeit gut, jedoch in der Verarbeitbarkeit nachteilig, da die integrierte Intensität aufgrund der Abwesenheit von Nb selbst durch Ausscheidungsbehandlung vor Endtempern nicht in dem ausgewiesenen Bereich gehalten wurde. Der Stahl von Beispiel 15, der durch ein übliches Verfahren hergestellt wurde, welches ein Endtempern zur Rekristallisation ohne Ausscheidungsbehandlung einbezog, war in der Verarbeitbarkeit mangelhaft. Der Stahl von Beispiel 16 war in der Verarbeitbarkeit selbst durch Ausscheidungsbehandlung nicht verbessert, da während des Erhitzens eines warm gewalzten Stahlstreifens einer rekristallisierte Struktur erzeugt wurde. Ein endgetempertes Stahlblech, jeweils von Beispiel 17 und 18, war von mangelhafter Zähigkeit, da die Ausscheidungen in einer Stahlmatrix unzureichend gelöst waren, aufgrund von Endtempern bei geringerer Temperatur in Beispiel 17 oder da Kristallkörner aufgrund Endtempern bei einer höheren Temperatur in Beispiel 18 vergrößert wurden.
Tabelle 3: Die Wirkung von Zusammensetzungen und Herstellungsbedingungen auf Verhältnisse von Ausscheidungen und Eigenschaften von Stahlblechen
Die unterstrichenen Zahlen liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Ein Wert r von nicht weniger als 1,5 wird als O und weniger als 1,5 als X bezeichnet.
Zähigkeit: eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur unterhalb –50°C wird als 0, oberhalb –50°C als X bewertet.
BEISPIEL 2
Verschiedene Arten von Stählen mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 4 dargestellt sind, wurden in einem 30 kg-Vakuumofen geschmolzen, zu Rohlingen von 40 mm Dicke gegossen, 2 Stunden bei 1250°C belassen, zu einer Dicke von 4,5 mm warm gewalzt und dann mit Wasser gekühlt. In Tabelle 4 sind Nrn. 1–9 erfindungsgemäße Stähle, Nr. 10 ist ein Vergleichsstahl, Nr. 11 entspricht SUS409 und Nr. 12 entspricht SUS436.
Jeder warm gewalzte Stahlstreifen wurde zu einer Dicke von 2,0 mm kalt gewalzt und dann unter den Bedingungen, dargestellt in Tabelle 5 (erfindungsgemäße Beispiele) und Tabelle 6 (Vergleichsbeispiele), getempert.
Tabelle 4: Zusammensetzungen von rostfreien Stählen
Die unterstrichenen Zahlen liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Tabelle 5: Herstellungsbedingungen gemäß der vorliegenden Erfindung
Tabelle 6: Herstellungsbedingungen zum Vergleich
Die unterstrichenen Zahlen liegen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
Ein Prüfstück wurde aus einem getemperten Stahlstreifen ausgeschnitten und wurde einem Zugtest bei Raumtemperatur unterzogen.
Andere Prüfstücke wurden aus Stahlstreifen vor und nach der Endtemperung geschnitten, zum Bestimmen des Verhältnisses von feinen Ausscheidungen und kristalliner Orientierung in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 geprüft, allerdings wurde die kristalline Orientierung wiedergegeben durch eine integrierte Intensität, definiert durch die Formel (b).
Verarbeitbarkeit und Zähigkeit von jedem Stahlblech wurden auch in gleicher Weise wie in Beispiel 1 bewertet.
Alle die Testergebnisse sind in Tabelle 7 dargestellt (erfindungsgemäße Beispiele) und Tabelle 8 (Vergleichsbeispiele).
Es ist aus einem Vergleich von Tabelle 7 und Tabelle 8 ersichtlich, dass Stähle von Beispiel Nrn. 1–15 gemäß der vorliegenden Erfindung in der Verarbeitbarkeit r bei geringer Ebenenanisotropie (Δr) für einen Stahl von Beispiel 19, hergestellt durch ein übliches Verfahren, ausgezeichnet waren, da ein Verhältnis von Ausscheidungen in einer Stahlmatrix vor dem Endtempern und kristalline Orientierung des Stahlblechs (wiedergegeben durch eine integrierte Intensität) in einem geeigneten Bereich gehalten wurden. Jeder Stahl von Beispielen 1–15 hatte eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur unterhalb –50°C, d.h. bei einem Maß, dass ein spröder Bruch praktisch nicht stattfindet. Diese Ergebnisse beweisen, dass feine Ausscheidungen sich scheinbar auch auf die Verbesserung der Verarbeitbarkeit auswirken.
Beispiele 16–18 zeigen Ergebnisse der rostfreien Vergleichsstähle. Beispiele 19–26 zeigen Ergebnisse von rostfreien Stählen, die Zusammensetzungen, definiert durch die vorliegende Erfindung, hatten, jedoch unter anderen Herstellungsbedingungen verarbeitet wurden.
Der Stahl von Beispiel 16 war relativ gut in der Verarbeitbarkeit, jedoch aufgrund eines zu hohen Nb-Anteils in der Zähigkeit nachteilig. Stähle von Beispielen 17 und 18 waren in der Zähigkeit gut, jedoch in der Verarbeitbarkeit nachteilig, da eine integrierte Intensität nicht im ausgewiesenen Bereich gehalten wurde, selbst durch Ausscheidungsbehandlung vor Endtempern aufgrund der Abwesenheit von Nb.
Stähle von Beispielen 19 und 20 wurden in der Verarbeitbarkeit nicht verbessert, selbst durch Ausscheidungsbehandlung zur Erzeugung von feinen Ausscheidungen, da warm gewalzte Stahlstreifen schon zu rekristallisierter Struktur durch Erhitzen bei 1040°C oberhalb eines Temperaturbereichs, ausgewiesen in der vorliegenden Erfindung umgewandelt wurden. Stähle von Beispielen 21 und 24 waren in der Ebenenanisotropie nachteilig, wobei die integrierte Intensität außerhalb des Bereichs, der in der vorliegenden Erfindung ausgewiesen ist, war, da sie beim Warmwalzen oder Kaltwalzen auf eine höhere Temperatur erhitzt wurden, sodass zuviel feine Ausscheidungen erzeugt wurden. Stähle von Beispielen 22 und 23 waren in der Verarbeitbarkeit nachteilig, wobei die integrierte Intensität außerhalb des Bereichs, der in der vorliegenden Erfindung ausgewiesen ist, war, da sie in warm gewalztem und kalt gewalztem Zustand bei niederer Temperatur erhitzt wurden, sodass unzureichend feine Ausscheidungen erzeugt wurden. Stähle von Beispielen 25–27 waren auch in der Verarbeitbarkeit nachteilig, da Niederschläge nicht vollständig in einer Stahlmatrix von Beispiel 25 gelöst wurden, aufgrund Endtempern bei niederer Temperatur und Kristallkörner waren vergröbert, aufgrund Endtempern bei einer höheren Temperatur in Beispiel Nr. 26 oder für einen längeren Zeitraum in Beispiel Nr. 27.
Tabelle 7: Eigenschaften von erfindungsgemäßem rostfreiem Stahl

r : 1,2 oder mehr als O, und weniger als 1,2 als X bewertet
Δr: 0,5 oder weniger als 0, und mehr als 0,5 als X bewertet
Zähigkeit: eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur unterhalb –50°C als 0, oberhalb –50°C als X bewertet

Tabelle 8: Eigenschaften beim rostfreien Vergleichsstahl

r : 1 ,2 oder mehr als O, und weniger als 1,2 als X bewertet
Δr: 0,5 oder weniger als O, und mehr als 0,5 als X bewertet
Zähigkeit: eine Duktilitätsversprödungsübergangstemperatur unterhalb 50°C als O, oberhalb –50°C als X bewertet

Die vorliegende, wie vorstehend angeführte Erfindung verwendet die Wirkung von Ausscheidungen, die an einer Stufe vor dem Endtempern erzeugt wurden, bei Kontrolle der kristallinen Orientierung während des Endtemperns und ermöglicht so die Bereitstellung von ferritischem, rostfreiem Stahlblech mit guter Verarbeitbarkeit. Außerdem ist Ebenenanisotropie durch starke Kontrolle eines Verhältnisses von feinen Ausscheidungen und kristalliner Orientierung vermindert.
Die gute Verarbeitbarkeit wird gewährleistet, selbst wenn das Stahlblech relativ dick von 1–2 mm ist, ohne Abbau von intrinsischen Eigenschaften, wie Wärmebeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit. Das neue vorgeschlagene ferritische, rostfreie Stahlblech wird, aufgrund der ausgezeichneten Eigenschaften, auf umfangreichen industriellen Gebieten verwendet, wie als Bauteil für ein Abgassystem für ein Kraftfahrzeug.

Claims

Blech aus ferritischem rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit, welches aus bis zu 0,03 Massen-% C, bis zu 0,03 Massen-% N, bis zu 2,0 Massen-% Si, bis zu 2,0 Massen-% Mn, bis zu 0,6 Massen-% Ni, 9 bis 35 Massen-% Cr, 0,15 bis 0,80 Massen-% Nb, gegebenfalls bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al besteht, und wobei der Rest außer unvermeidlichen Verunreinigungen Fe ist, und die metallurgische Struktur aufweist, daß Nb-enthaltende Ausscheidungen mit einer Teilchengröße von 2 μm oder weniger, die mittels Ausscheidungsbehandlung erzeugt und zur Kontrolle der kristallinen Orientierung während des Endtemperns verbraucht worden sind, mit einem Anteil von nicht mehr als 0,5 Massen-% beteiligt sind, wobei die kristalline Orientierung auf einer Oberfläche in ¼ Tiefe der Dicke mit durch die nachstehend erwähnte Formel (a) definierter Integrierter Intensität nicht weniger als 1,2 beträgt. Integrierte Intensität=[I(211)/I0(211)]/[I(200)/I0(200)] (a)worin I₍₂₁₁₎ und I₍₂₀₀₎ mittels XRD gemessene Beugungsintensitäten auf (211)- und (200)-Ebenen einer Probe des Stahlbleches darstellen, während I₀₍₂₁₁₎ und I₀₍₂₀₀₎ Beugungsintensitäten auf (211)- und (200)-Ebenen einer ungerichteten Probe sind.
Blech aus ferritischem rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit und geringerer Anisotropie, welches aus bis zu 0,03 Massen-% C, bis zu 0,03 Massen-% N, bis zu 2,0 Massen-% Si, bis zu 2,0 Massen-% Mn, bis zu 0,6 Massen-% Ni, 9 bis 35 Massen-% Cr, 0,15 bis 0,80 Massen-% Nb, gegebenfalls bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al besteht, und wobei der Rest außer unvermeidlichen Verunreinigungen Fe ist, und die metallurgische Struktur aufweist, daß Nb-enthaltende Ausscheidungen mit einer Teilchengröße von 2 μm oder weniger, die mittels Ausscheidungsbehandlung erzeugt und zur Kontrolle der kristallinen Orientierung während des Endtemperns verbraucht worden sind, mit einem Anteil von nicht mehr als 0,5 Massen-% beteiligt sind, wobei die kristalline Orientierung auf einer Oberfläche ¼ Tiefe der Dicke mit durch die nachstehend erwähnte Formel (b) definierter Integrierter Intensität nicht weniger als 2,0 beträgt. Integrierte Intensität=[I(222)/I0(222)]/[I(200)/I0(200)] (b)worin I₍₂₂₂₎ und I₍₂₀₀₎ mittels XRD gemessene Beugungsintensitäten auf (222)- und (200)-Ebenen einer Probe des Stahlbleches darstellen, während I₀₍₂₂₂₎ und I₀₍₂₀₀₎ Beugungsintensitäten auf (222)- und (200)-Ebenen einer ungerichteten Probe sind.
Ferritischer rostfreier Stahl nach Anspruch 1 oder 2, welcher weiter mindestens eines von bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al enthält.
Ferritischer rostfreier Stahl nach Anspruch 2, wobei die feinen Ausscheidungen einmal in einem Gesamtanteil von 0,4 bis 1,2 Massen-% in einer Stahlmatrix vor dem Endtempern verteilt wurden.
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus ferritischem rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit und geringerer Anisotropie, umfassend die Schritte des Bereitstellens eines ferritischen rostfreien Stahls, der aus bis zu 0,03 Massen-% C, bis zu 0,03 Massen-% N, bis zu 2,0 Massen-% Si, bis zu 2,0 Massen-% Mn, bis zu 0,6 Massen-% Ni, 9 bis 35 Massen-% Cr, 0,15 bis 0,80 Massen-% Nb, gegebenfalls bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al besteht, und wobei der Rest außer unvermeidlichen Verunreinigungen Fe ist, des Ausscheidungs-Erwärmens des rostfreien Stahls bei einer Temperatur in einem Bereich von 700 bis 850°C für einen Zeitraum von nicht länger als 25 Stunden und des Endtemperns des rostfreien Stahls bei einer Temperatur in dem Bereich von 900 bis 1100°C für einen Zeitraum von nicht länger als 1 Minute.
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus ferritischem rostfreien Stahl nach Anspruch 5, wobei der rostfreie Stahl weiter mindestens eines von bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al enthält.
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus ferritischem rostfreien Stahl mit guter Verarbeitbarkeit und geringerer Anisotropie in der Ebene, umfassend die Schritte des Bereitstellens eines ferritischen rostfreien Stahls, der aus bis zu 0,03 Massen-% C, bis zu 0,03 Massen-% N, bis zu 2,0 Massen-% Si, bis zu 2,0 Massen-% Mn, bis zu 0,6 Massen-% Ni, 9 bis 35 Massen-% Cr, 0,15 bis 0,80 Massen-% Nb, gegebenfalls bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al besteht, und wobei der Rest außer unvermeidlichen Verunreinigungen Fe ist, des Ausscheidungs-Erwärmens des rostfreien Stahls bei einer Temperatur in einem Bereich von 450 bis 750°C für einen Zeitraum von nicht länger als 20 Stunden und des Endtemperns des rostfreien Stahls bei einer Temperatur in dem Bereich von 900 bis 1100°C für einen Zeitraum von nicht länger als 1 Minute.
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus ferritischem rostfreien Stahl nach Anspruch 7, wobei der rostfreie Stahl weiter mindestens eines von bis zu 0,5 Massen-% Ti, bis zu 3,0 Massen-% Mo, bis zu 2,0 Massen-% Cu und bis zu 6,0 Massen-% Al enthält.
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus ferritischem rostfreien Stahl nach Anspruch 7, wobei feine Ausscheidungen mit einem Gesamtanteil von 0,4 bis 1,2 Massen-% in einer Stahlmatrix durch das Ausscheidungs-Erwärmen verteilt werden.