DE69614778T2

DE69614778T2 - Ferritisches, warmgewalztes, rostfreies Stahlblech mit verbesserter Beständigkeit gegen Oberflächenaufrauhung und erhöhter Dauerwarmfestigkeit nach der Herstellung

Info

Publication number: DE69614778T2
Application number: DE69614778T
Authority: DE
Inventors: Masaaki Kohno; Atsushi Miyazaki; Susumu Satoh; Koji Yamato
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1995-06-22
Filing date: 1996-06-19
Publication date: 2002-03-07
Anticipated expiration: 2016-06-20
Also published as: EP0750052A1; KR970001580A; KR100259739B1; EP0750052B1; DE69614778D1; JP3064871B2; JPH093606A; US5653825A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft warmgewalzte Edelstahlbleche vom Ferrittyp, die sich gut bearbeiten lassen und insbesondere hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach Bearbeitung besitzen.

2. Beschreibung des Standes der Technik.

Gegenüber Stahl vom Austenittyp lässt sich ein Edelstahl vom Ferrittyp zwar etwas schlechter bearbeiten und ist weniger korrosionsbeständig, hat aber eine hervorragende Beständigkeit gegenüber Reißen infolge Korrosion und ist außerdem billig. Daher wird er für verschiedene Küchenvorrichtungen und Autoauspuffteilen (Auspuffkrümmer, Auspuffrohre, Konvertergehäuse, Schalldämpfer und dergleichen) verwendet.
Die Bearbeitbarkeit eines solchen Edelstahlblechs vom Ferrittyp muss verbessert werden, so dass es sich für die vorstehend genannten Anwendungen eignet. Hierzu werden üblicherweise verunreinigende Elemente wie C und N im Material in fester Lösung fixiert durch Zugabe von Elementen wie Ti und Nb. Ein solches Verfahren ist bspw. in den japanischen Offenlegungsschriften 51-14811, 51-14812 und 52- 31919 offenbart. Die japanische Offenlegungsschrift 60- 46352 offenbart dagegen einen äußerst korrosionsbeständigen Edelstahl vom Ferrittyp mit einem V-Gehalt von 0,05 bis 2,0% und einem Cu-Gehalt von 0,5 bis 2,0%. Dieser Edelstahl enthält also relativ hohe Cu-Mengen zur Verbeserung der Korrosionsbeständigkeit. Dieser Edelstahl eignet sich ausschließlich als kaltgewalztes Stahlmaterial für Autoaußenverzierungen, Installationen für die Warmwasser- Zufuhr und andere Küchenvorrichtungen. Er braucht somit nicht die verschiedenen Eigenschaften, die von einem warmewalzten Edelstahl erwartet werden, insbesondere Hochtemperatureigenschaften, wie einer Beständigkeit gegenüber Hochtemperaturermüdung und dergleichen.
Edelstahlbleche vom Ferrittyp werden gewöhnlich hergestellt, indem eine Stranggussplatte erhitzt und dann einer Anzahl von Verfahrensschritten unterworfen wird, d. h. Warmwalzen der erhitzten Plätte, so dass ein warmgewalztes Blech erhalten wird, Ausglühen und Beizen des warmgewalzten Blechs, Kaltwalzen des ausgeglühten Blechs und abschließendes Ausglühen und Beizen des kaltgewalzten Blechs. Ließen sich irgendwelche Verfahrensschritte, insbesondere die Kaltwalz- und Folgeschritte, weglassen, könnten die Investitionen für die Anlage und die Betriebskosten drastisch gesenkt werden. Dies bedeutet, dass sich ein Edelstahlblech vom Ferrittyp, das ohnehin bereits billiger als das entsprechende Blech vom Austenittyp ist, noch billiger und mit verkürzter Produktionsdauer herstellen lässt, so dass der kommerzielle Vorteil größer wird.
Warmgewalzte Edelstahlbleche haben jedoch nach dem Warmwalzen und dem anschließenden Ausglühen gegenüber kaltgewalzten Edelstahlblechen gewöhnlich ein grobes Kristallkorn, so dass ein Stahlprodukt mit einer erheblich aufgerauhten Oberfläche erhalten wird. Diese groben Kristallkörner und die aufgerauhte Oberfläche nach der Bearbeitung beeinträchtigen das Aussehen des Stahlproduktes und reduzieren überdies die Hochtemperaturermüdungseigenschaften solcher Stahlkomponenten, die bei erhöhten Temperaturen einer Motorvibration ausgesetzt sind, bspw. Autoauspuffteile (Auspuffrohre und dergleichen). Das letztgenannte Phänomen lässt sich durch die Tatsache erklären, dass es bei einer Stahlstruktur aus großen Kristallkörnern in einer Hochtemperaturermüdungsumgebung an Korngrenzen leichter zu Ermüdungsversagen kommt als in Kristallkörnern. Alternativ kommt es zu einem solchen Versagen durch Beanspruchungen auf der aufgerauhten Oberfläche des Stahlblechs.
Die Kristallkorngrößen, die eng mit der Oberflächenaufrauhung und dem Ermüdungsversagen eines Stahlblechs nach der Bearbeitung zusammenhängen, lassen sich in gewissem Ausmaß durch Variieren der Temperaturen und Zeiten für das Ausglühen einstellen. Wird jedoch bei einer niedrigeren Temperatur und für eine kürzere Zeitspanne geglüht, damit die Kristallkorngrößen mikrokristallin bleiben, kann das Stahlblech nicht mehr vollständig rekristallisieren und behält seine Warmwalzbandstruktur in der Nähe des Mittenbereichs in einer Richtung rechtwinklig zur Plattendicke. Aufgrund dieses Problems sinkt der Lankford-Wert (r- Wert), der als Maß für das Tiefziehen und die Dehnung (El) genommen wird, und es kommt somit zu einer unzureichenden Bearbeitungsleistung. Gute Bearbeitbarkeit und hervorragende Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung lassen sich bei einem warmgewalzten Edelstahlblech vom Ferrittyp schwierig ausgeglichen erzielen. Dies schränkt die Verwendung des Stahlblechs für Autoauspuffteile, die auf diese Eigenschaften angewiesen sind, stark ein.
EP-A-0 492 602 offenbart ein Cr-haltiges Stahlblech, das hervorragende mechanische Bearbeitbarkeit und gute Korrosionsbeständigkeit aufweist. Das Blech lässt sich zur Herstellung von geformten Gegenständen, wie Autokarosserien, verwenden. Dies wird hergestellt, indem die Menge C und N reduziert wird, S in einer extrem reduzierten Menge eingestellt wird, und gleichzeitig nicht weniger als 5% und weniger als 11 Gew.-% Cr und eine kleine Menge V dazugegeben wird. Die Bearbeitbarkeit lässt sich zudem durch Zugabe geeigneter Mengen Ti, Nb, Zr, Al und/oder B weiter steigern.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung stellt daher ein warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp bereit, das gegen Oberflächenaufrauhung und gegen Hochtemperaturermüdung nach Bearbeitung sehr beständig ist und sich sogar nach Weglassen der Kaltwalz- und Folgeschritte gut bearbeiten lässt.
Nach intensiver Forschung, die zur Lösung der vorstehenden Aufgabe durchgeführt wurde, und die zu dieser Erfindung führte, fanden die Erfinder, dass sich ein warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp mit hervorragender Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach Bearbeitung und guter Verarbeitbarkeit erhalten lässt, wenn C und N des Stahlausgangsmaterials durch Zugabe von Ti fixiert werden und die chemische Zusammensetzung des Stahlmaterials in einem bestimmten Bereich von Elementarbestandteilen durch Zugabe von V und B eingestellt werden.
Gemäß einem Aspekt der Erfindung wird ein warmgewalztes Stahlblech vom Ferrittyp bereitgestellt, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach Bearbeitung aufweist, und bezogen auf das Gewicht umfasst:
C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,
Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,
S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,
N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,
Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4% und
B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050%,
wobei die nachstehenden Formeln gelten:
Ti/48 > N/14 + C/12 und
V/B > 10,
und der Rest Fe sowie unvermeidliche Verunreinigungen sind.
Gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung wird ein warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp bereitgestellt, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung aufweist, und bezogen auf das Gewicht umfasst:
C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,
Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,
S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,
N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,
Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4%,
B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050% und
Nb mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,5%
wobei gilt:
Ti/48 > N/14
Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12 und
V/B > 10,
und der Rest Fe sowie unvermeidliche Verunreinigungen sind.
Gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung wird ein warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp bereitgestellt, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung aufweist, und bezogen auf das Gewicht umfasst:
C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,
Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,
S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,
N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,
Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4% und
B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050%,
wobei gilt:
Ti/48 > N/14 + C/12 und
V/B > 10,
und zudem mindestens einen Vertreter aus der Gruppe folgender Elemente:
Ca mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,01%,
Mo mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0% und
Cu mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
bezogen auf das Gewicht des Edelstahls,
wobei der Rest Fe sowie unvermeidliche Verunreinigungen sind.
Gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung wird ein warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp bereitgestellt, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung aufweist, und bezogen auf das Gewicht umfasst:
C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,
Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,
S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,
N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,
Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,
Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4%,
B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050% und
Nb mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,5%,
wobei gilt:
Ti/48 > N/14
Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12 und
V/B > 10,
und zudem mindestens einen Vertreter aus der Gruppe folgender Elemente:
Ca mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,01%
Mo mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0% und
Cu mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,
bezogen auf das Gewicht des Edelstahls,
wobei der Rest Fe sowie unvermeidliche Verunreinigungen sind.
Das warmgewalzte Edelstahlblech hat vorzugsweise eine Kristallkorngröße nicht größer als 50 um auf seiner Oberfläche nach dem Warmwalzen und dem anschließenden Ausglühen, und eine Struktur, die vollständig aus rekristallisierten Körnern im Mittenbereich des Edelstahlblechs besteht, welche aus der Oberfläche des Letzteren in einer Richtung senkrecht zur Dicke des Letzteren abstehen.
Die vorstehenden und anderen Aufgaben, Eigenschaften und Vorteile der Erfindung offenbaren sich dem Fachmann anhand der nachstehenden Beschreibung und der beigefügten Zeichnungen.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Es zeigt:
Fig. 1 eine Ansicht einer Probe für den Hochtemperatur-Flächen-Dauerbiegeermüdungstest nach Schenk.
Fig. 2 eine Schemaansicht der Prinzipien des in Fig. 1 gezeigten Tests nach Schenk.
Fig. 3 eine graphische Darstellung des Verhältnisses zwischen der Lastspielzahl bis zum Bruch und der Schwellenermüdungsbeanspruchung für zwei warmgewalzte Edelstahlbleche, und zwar für ein erfindungsgemäßes und ein Vergleichs- Edelstahlblech, die einem Hochtemperaturermüdungstest unterworfen wurden.

EINGEHENDE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Vor dem Hintergrund der vorhergehenden Probleme des Standes der Technik haben die Erfinder unentwegt geforscht und schließlich entdeckt, dass sich ein Edelstahlblech mit hervorragender Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung sowie guter Bearbeitbarkeit erhalten lässt, und zwar sogar dann, wenn man den Kaltwalzschritt einer Anzahl von Verfahrensschritten im allgemeinen Gebrauch weglässt.
Die Erfindung betrifft das Einbringen verschiedener ausgewählter Elemente in ihren jeweiligen spezifischen Mengen in einen Edelstahl vom Ferrittyp. Die Mengen der festen Lösungen von C und N im Edelstahl werden insbesondere durch Zugabe von Ti oder Nb in einer bestimmten Menge reduziert, so dass C und N effizient fixiert werden und sich eine verbesserte Bearbeitbarkeit erzielen lässt. Die Erfindung empfiehlt überdies, die Kristallkörner des Edelstahlblechs nach dem Warmwalzen und Ausglühen mikrokristallin zu machen, wobei V und B in spezifischen Mengen zugegeben werden, und zudem die maximale Kristallkorngröße auf nicht mehr als 50 um auf der Blechoberfläche eingestellt wird und das Kristallwachstum nach der Rekristallisation verhindert wird, wodurch sich eine bessere Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung nach der Bearbeitung erhalten lässt.
Der Forschung der Erfinder zufolge müssen die nachstehenden elementaren Voraussetzungen strikt beachtet werden, damit ein warmgewalztes Edelstahlblech erhalten wird, das nicht nur eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung, sondern auch eine zufriedenstellende Arbeitsleistung aufweist, sogar wenn die Kaltwalz- und Folgeschritte des Verfahrens entfallen.
Das erfindungsgemäße warmgewalzte Edelstahlblech vom Ferrittyp sollte eine spezifische chemische Zusammensetzung aufweisen, wie sie in den beigefügten Patentansprüchen definiert ist. Die Begründung dafür wird nachstehend eingehend erläutert.

C: nicht mehr als 0,03 Gew.-%

Die Menge C sollte vorzugsweise so niedrig wie möglich gehalten werden, da es sich um ein Element handelt, das die Bearbeitbarkeit (den r-Wert) und die Korrosionsbeständigkeit des fertigen Edelstahlblechs vom Ferrittyp beeinträchtigt. Die Menge C in der festen Lösung im Stahlmaterial sollte darüber hinaus vorzugsweise so weit wie möglich reduziert werden, damit V seine nachstehend beschriebene Aufgabe übernehmen kann. Bei der erfindungsgemäßen Praxis wird C fixiert, indem Ti allein oder in Kombination mit Nb zugegeben wird, wodurch nachteilige Effekte auf die Bearbeitbarkeit des resultierenden Stahlblechs und auf die Stabilität des Ferrits verringert werden und V so vollständig seine gewünschten Wirkungen ausüben kann. C-Mengen über 0,03 Gew.-% führen zur erhöhten Ablagerung von Carbiden im Stahlblech, was zu einer reduzierten Bearbeitbarkeit und schlechteren Oberflächeneigenschaften führt. C sollte daher nicht mehr als 0,03 Gew.-% und vorzugsweise weniger als 0,015 Gew.-%, bezogen auf das Gewicht des Stahlblechs, ausmachen.

Si: nicht mehr als 2,0 Gew.-%

Das, Element Si desoxidiert einen gewünschten Edelstahl und verbessert ebenfalls die Beständigkeit des Stahls gegenüber Hochtemperaturoxidation und gegenüber Korrosion durch Salz. Bei Si-Mengen über 2,0 Gew.-% dehnt sich das Stahlblech nicht mehr so gut, und daher sollte dieses Element nicht mehr als 2,0%, bezogen auf das Gewicht des Stahls, ausmachen.
Gehalte von nicht unter 0,6 Gew.-% Si sind bevorzugt für den Einsatz mit Autoauspuffteilen,

Mn: nicht mehr als 0,8 Gew.-%

Das Element Mn dient der Ablagerung und Fixierung von S in einem gewünschten Edelstahl, wodurch das Warmwalz- Verhalten des Stahls verbessert wird. Das erhaltene Stahlblech lässt sich jedoch schlechter verarbeiten. Mn sollte daher in einer Menge von nicht mehr als 0,8 Gew.-%, vorzugsweise unter 0,5 Gew.-%, im Stahlblech zugegen sein.

S: nicht mehr als 0,03 Gew.-%

Das nachteilige Element S verschlechtert das Warmwalzverhalten eines gegebenen Edelstahls. Ist der Gehalt im Stahl größer als 0,03 Gew.-%, bildet S mit Mn gewöhnlich MnS und es kommt kaum zu nachteiligen Wirkungen. Ist die S-Menge größer als 0,03 Gew.-%, verursacht das abgelagerte MnS ein Rosten, wodurch die Korrosionsbeständigkeit des fertigen Stahlblechs schlechter wird, und es wird zudem in den Kristallkorngrenzen eingeschlossen, die deshalb spröder werden. S sollte daher in einer Menge nicht größer als 0,03 Gew.-%, vorzugsweise kleiner als 0,005 Gew.-%, im Stahl zugegen sein.

Cr: 11 bis 25 Gew.-%

Das Element Cr ist zur Verbesserung der Beständigkeit gegenüber Korrosion und gegenüber Hochtemperaturoxidation eines gewünschten Edelstahlblechs absolut notwendig. Cr- Mengen über 25 Gew.-% reduzieren die Bearbeitbarkeit des Stahlblechs und verteuern das Ausgangsstahlmaterial.
Für Anwendungen, bei denen Bearbeitbarkeit die Hauptvoraussetzung ist, sind Mengen von nicht mehr als 15 Gew.-% Cr bevorzugt.

N: nicht mehr als 0,03 Gew.-%

Das Element N reduziert die Bearbeitbarkeit (den r- Wert) eines gegebenen Edelstahlblechs wie im Fall von C. Daher sollte der Gehalt an N so stark wie möglich gesenkt werden. Die N-Menge in einer festen Lösung sollte ebenfalls vorzugsweise so weit wie möglich reduziert werden, damit B wie nachstehend erläutert seine gewünschten Wirkungen ausüben kann. Erfindungsgemäß wird N durch Zugabe von nur Ti oder Ti zusammen mit Nb fixiert, wodurch jegliche physikalische Verschlechterung des Stahls ausgeschlossen wird. Bei mehr als 0,03 Gew.-% N lässt sich das Stahlblech aufgrund einer stärkeren Ablagerung von Nitriden schlecht bearbeiten. N sollte daher in einer Menge von nicht mehr als 0,03 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 0,01 Gew.-%, zugegen sein.

Al: nicht mehr als 0,3 Gew.-%

Das Element Al eignet sich zum Desoxidieren, jedoch führt überschüssiges Al zu einer verschlechterten Verarbeitbarkeit eines gegebenen Edelstahlblechs nach dem Warmwalzen und Ausglühen. Dieses Element somit sollte in einer Menge nicht über 0,3 Gew.-%, vorzugsweise unter 0,1 Gew.-%, im Stahl zugegen sein.

Ti: nicht mehr als 0,4 Gew.-%

Das Element Ti kann C und N stark stabilisieren, wodurch die Bearbeitbarkeit eines gewünschten Edelstahlblechs verbessert wird und die Ablagerung von Cr-Carbiden und -Nitriden in den Korngrenzen verhindert wird. Dies verbessert die Korrosionsbeständigkeit des Stahls. Daher muss Ti in einer solchen Menge zugegeben werden, dass bestimmte spezifische Wechselbeziehungen zwischen C und N wie nachstehend beschrieben gelten. Ein Ti-Gehalt über 0,4 Gew.-% kamt umgekehrt das resultierende Stahlblech weniger bearbeitbar machen und eine scharfe Abnahme der Bearbeitbarkeit der Schweißzone bewirken. Ti sollte daher in einer Menge nicht größer als 0,4 Gew.-% im Stahl zugegen sein.

V: 0,02 bis 0,4 Gew.-%

B: 0,0002 bis 0,0050 Gew.-% und V/B > 10

V und B sind äußerst wichtige Elemente für die Ausübung der Erfindung. Werden V und B in Mengen von 0,02 bis 0,4 Gew.-% bzw. 0,0002 bis 0,0050 Gew. zugegeben, wobei das Verhältnis V/B > 10 gilt, verursachen die beiden Elemente effizient die Mikrokristallisation der Kristallkörner eines gewünschten Edelstahlblechs nach dem Warmwalzen und Ausglühen, und verhindern das Kornwachstum nach der Rekristallisation.
Der Grund für die vorstehenden vorteilhaften Wirkungen ist zwar nicht genau bekannt, V bleibt jedoch wahrscheinlich in den Ferritkörnern in fester Lösung, wodurch die rekristallisierten Körner während des Ausglühens mikrokristallisiert werden und das Wachstum dieser Körner verhindert wird. B hingegen konzentriert sich wahrscheinlich in den Ferritgrenzen, verzögert die Wanderung des Letzteren und fördert die Verhinderung des Kornwachstums. Diese Effekte hängen vom Verhältnis von V zu B ab. Dies beruht wahrscheinlich auf dem Gleichgewicht zwischen dem Volumen der Ferritkörner und der Fläche der Ferritkorngrenzen. Die Mikrokristallisation der Kristallkörner trägt stark zu einer verstärkten Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung eines gewünschten Edelstahlblechs nach der Bearbeitung und auch zu verbesserten Ermüdungseigenschaften solcher Stahlmaterialien bei, welche einer mechanischen Vibration unter Hochtemperatur- und Schnellkreisprozessbedingungen unterliegen, bspw. Autoauspuffteile (Auspuffrohre und dergleichen).
Die besseren Ermüdungseigenschaften, die sich durch die Mikrokristallisation der Kristallkörner erzielen lassen, beruhen wahrscheinlich auf folgenden Gründen:
1) Eine aufgerauhte Oberfläche nach der Bearbeitung, die Brüche aufgrund von darauf einwirkenden Beanspruchungen ausbildet, kann verringert werden.
2) Die Korngrenzen sind hochempfindlich gegenüber lokalen Beanspruchungen und bilden verstärkt Risse. Die Mikrokristallisation der Korngrenzen vergrößert ihre Fläche, wodurch die lokalen Beanspruchungen pro Einheit der Korngrenze gemindert werden.
3) Die Konzentrierung von B in den Korngrenzen verleiht den Letzteren erhöhte Festigkeit.
Wo C nicht vollständig abgelagert und durch Ti und Nb fixiert ist, reagiert V mit C und lagert sich als V&sub2;C oder VC ab, wodurch das Kornwachstum nicht ausreichend verhindert werden kann. Im Fall einer unzureichenden Ablagerung und Fixierung von N durch Ti, reagiert B mit N und lagert sich als BN ab, wodurch das Kornwachstum unvorteilhaft erleichtert wird.
C sollte daher abgelagert und durch Zugabe großer Mengen Ti und Nb, d. h. stärkerer Carbid-bildender Elemente als V, fixiert werden. N sollte durch Zugabe einer großen. Menge Ti, d. h. einem stärkeren Nitrid-bildenden Element als V und B, entsprechend behandelt werden.
Neben den vorhergehenden vorteilhaften Wirkungen, die sich aus der Zugabe von B ergeben, erleichtert dieses Element die Anhäufung von Belastungen beim Warmwalzen und fördert aus Sicht der Rekristallisationsstruktur die Bildung von {111}-Ebenen nach dem Ausglühen. Es trägt so zu einer verbesserten Bearbeitbarkeit eines gewünschten warmgewalzten Edelstahlblechs bei. Die Zugabe von B ist somit besonders wichtig für ein warmgewalztes Edelstahlblech, das ansonsten weniger bearbeitbar als ein kaltgewalztes Äquivalent ist.
Die vorstehend erörterten gewünschten Wirkungen von V und B lassen sich nur dann erzielen, wenn V in einer Menge von nicht weniger als 0,02 Gew.-%, B in einer Menge von nicht weniger als 0,0002 Gew.-% zugegen ist und für V und B das Verhältnis V/B > 10 gilt. V und B in Überschussmengen, d. h. mehr als 0,4 bzw. 0,0050 Gew.-%, ergeben keine Verbesserung hinsichtlich der Mikrokristallisation der Kristallkörner beim Ausglühen, der Verhinderung des Kristallwachstums und der Bearbeitbarkeit. Das resultierende Stahlblech wird hingegen bei höheren Mengen V und B zu hart, weniger gedehnt und lässt sich schlechter bearbeiten. V sollte daher in einer Menge von 0,02 bis 0,4 Gew.-%, B in einer Menge von 0,0002 bis 0,0050 Gew.-% zugegen sein, und V und B sollten das Verhältnis V/B > 10 im Stahl erfüllen.

Nb: nicht mehr als 0,5 Gew.-%

Das Element Nb kann C und N stabilisieren. Nb und Ti verbessern zusammen die Bearbeitbarkeit eines gewünschten Edelstahlblechs und verhindern auch die Ablagerung von Cr- Carbiden und -Nitriden in den Korngrenzen, wodurch das Stahlblech eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit erhält. Damit Nb diese gewünschten Wirkungen erzielt, muss es in einer Menge zugegeben werden, die wie nachstehend erläutert bestimmte spezifische Korrelationen mit C und N erfüllt. Nb-Mengen über 0,5 Gew.-% ergeben eine reduzierte Bearbeitbarkeit des Stahlblechs und eine beeinträchtigte Bearbeitbarkeit der Schweißzone und der Wärmeeinflusszone (heat affected zone, HAZ). Nb sollte daher in einer Menge von nicht mehr als 0,5 Gew.-% im Stahl zugegen sein. Wird Nb zusammen mit Ti verwendet, sollten die beiden Elemente vorzugsweise eine kombinierte Menge von 0,6 Gew.-% nicht überschreiten.

Ti/48 > N/14 + C/12 oder

Ti/48 > N/14 und Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12

Ti und Nb werden dazu gegeben, damit die vorher erwähnten gewünschten Effekte von V und B auf jeden Fall erzielt werden, d. h. damit N als TiN und C als TiC oder NbC abgelagert und fixiert wird. Ti sollte bei alleinigem Einsatz stöchiometrisch in einer solchen Menge vorliegen, dass Ti/48 > N/14 + C/12 gilt. Nb und Ti sollten bei kombinierter Verwendung in einer Menge zugegen sein, dass sowohl Ti/48 > N/14 als auch Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12 gelten.
Das erfindungsgemäße warmgewalzte Edelstahlblech kann - sofern gewünscht - auch die nachstehenden Elemente enthalten.

Ca: nicht mehr als 0,01 Gew.-%

Ca bildet im schmelzflüssigen Stahlmaterial CaS, wodurch verhindert wird, dass sich die Düsen aufgrund von TiS-Einschlüssen verstopfen, die beim Gießen eines Tihaltigen Schmelzstahlmaterials entstehen. Überschüssiges Ca führt zu reduzierter Korrosionsbeständigkeit des Stahlblechs. Ca sollte in einer Menge nicht größer als 0,01 Gew.-%, vorzugsweise in einem Bereich von S ≤ (32/40) Ca ≤ 1,5 S zugegen sein (d. h. das Molverhältnis Ca/S sollte zwischen 1 und 1,5 liegen).

Mo: nicht mehr als 2,0 Gew.-%

Mit Hilfe von Mo lässt sich die Korrosionsbeständigkeit eines bestimmten Edelstahlblechs weiter verbessern. Mo-Mengen über 2,0 Gew.-% verursachen eine reduzierte Warmwalzbearbeitbarkeit. Mo sollte daher in einer Menge von nicht mehr als 2,0 Gew.-% im Stahl zugegen sein.

Cu: nicht mehr als 0,4 Gew.

Cu verbessert weiter die Korrosionsbeständigkeit eines gewünschten Edelstahlblechs. Steigende Mengen Cu erzeugen beim Ausglühen des Stahlblechs nach dem Warmwalzen sehr unterschiedliche Korngrößen, wodurch sich die Kristallkorngröße weniger steuern lässt. Ist der Cu-Gehalt größer als 0,4 Gew.-%, werden die verschweißten Teile und die Wärmeeinflusszonen spröde. Daher sollte dieses Element in einer Menge von nicht mehr als 0,4 Gew.-% im Stahlblech zugegen sein.
P verursacht wie Pb und Sn häufige Warmbrüche eines bestimmten Edelstahls, wodurch die Warmwalzverarbeitbarkeit und Beständigkeit des Stahls verschlechtert werden. Der P-Gehalt des Stahls sollte daher nicht größer als 0,03 Gew.-% sein.
Das erfindungsgemäße warmgewalzte Edelstahlblech lässt sich vorzugsweise herstellen durch Warmwalzen eines Edelstahl-Ausgangsmaterials bei einer Heiztemperatur von 1050 bis 1250ºC, Walzen bei einer Fertigungstemperatur von 600 bis 900ºC, Aufwickeln bei einer Wickeltemperatur von weniger als 700ºC und anschließendes Ausglühen der erhaltenen warmgewalzten Rolle bei einer Temperatur von 800 bis 1100ºC.
Die Erfindung wird anhand der folgenden Beispiele eingehender beschrieben.
Die Stähle Nr. 1 bis 23 mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wurden in einem 30 kg-Schmelzofen geschmolzen und gegossen. Die erhaltenen kleinen Platten wurden jeweils bei 1250ºC erneut erhitzt, anschließend bei einer Fertigungstemperatur von 700ºC mit einem Walz- Kaliber Nr. 8, warmgewalzt, wodurch ein 2 mm dickes warmgewalztes Stahlblech hergestellt wurde. Der Stahl wurde 60 sek. bei der in Tabelle 2 gezeigten Temperatur geglüht und anschließend gebeizt. Tabelle 1-1 Stahlzusammensetzung Tabelle 1-2 Stahlzusammensetzung Tabelle 1-3 Stahlzusammensetzung Tabelle 2-1 Stahlzusammensetzung Tabelle 2-2
Von jedem der vorstehenden Stahlbleche wurde nach dem Warmwalzen und dem anschließenden Ausglühen eine Probe JIS Nr. 13b für den Test auf Beanspruchung längs der Walzrichtung abgeschnitten. Die Probe wurde einer Zugbeanspruchung von 15% ausgesetzt, wonach der r-Wert mit Hilfe des Dreipunkt-Verfahrens gemessen wurde. Die Proben wurden dann auf Oberflächenaufrauhung (Ra) in Walzrichtung untersucht. Anschließend wurden die Proben jeweils auf Bruch gedehnt und ihre Dehnung bei Bruch (El) bestimmt.
Die Hochtemperatur-Ermüdungseigenschaften wurden mit Hilfe der in Fig. 1 gezeigten Probe und der Hochtemperatur-Flächen-Dauerbiegetest-Vorrichtung nach Schenk bestimmt, wobei ein Biegemoment bei einer Testtemperatur von 700ºC und einer Testgeschwindigkeit von 1700 Zyklen/min ausgeübt wurde. Die allgemeinen Prinzipien des Testverfahrens sind in Fig. 2 gezeigt, wobei das freie Ende der Probe wiederholten Biegemomenten ausgesetzt wurde. Das andere Ende war sicher befestigt. Die Fig. 3 zeigt anhand eines von verschiedenen Experimenten die Testergebnisse, die von Nr. 8 (erfindungsgemäß) und Nr. 6b (Vergleich) erhalten wurden. Aus diesen Testergebnissen wurde die Beanspruchung berechnet, die nötig war, damit die Bruch-Lastspielzahl 10&sup7; Lastwechsel erreichte (wobei die Beanspruchung nachstehend als "Ermüdungsstressschwelle" bezeichnet wird).
Mit Hilfe der vorstehenden Verfahren wurde eine Leistungsbewertung der Verarbeitbarkeit (r-Wert und Dehnung bei Bruch), Oberflächenaufrauhung (Ra) und Hochtemperaturermüdung (Ermüdungsstressschwelle) durchgeführt, deren Ergebnisse in Tabelle 2 angegeben sind. Die Oberflächenstruktur des Teststahlblechs wurde zur Bestimmung der Kristallkorngrößen auf einer Fläche von 1000 um · 1000 um untersucht, wobei die maximale Korngröße in Tabelle 2 aufgeführt ist.
Die Stähle Nr. 1 bis 5 enthielten 11 Gew.-% Cr. Das Experiment Nr. 1a mittels Stahl Nr. 1, der zu niedrige V- und B-Mengen enthielt und bei 850ºC geglüht wurde, ergab eine kleine Kristallkorngröße von 33 um auf einem Großteil seiner geglühten Oberfläche. Nr. 1a wies jedoch aufgrund seiner niedrigen Glühtemperatur eine Warmwalzbandstruktur im Mittenbereich der Blechdicke auf und konnte nicht vollständig rekristallisieren, was zu einer schwachen Dehnung und einem niedrigen r-Wert und somit zu einer unzureichenden Bearbeitbarkeit führte.
In Experiment Nr. 1b wurde der Stahl Nr. 1 bei 900ºC geglüht und ließ sich zufriedenstellend verarbeiten und wies eine hohe Dehnung und einen angemessenen r-Wert auf. Der Stahl hatte jedoch nach der Bearbeitung eine übermäßig aufgerauhte Oberfläche. In Experiment 1c wurde der Stahl bei einer höheren Temperatur, nämlich 950ºC, geglüht, und hatte eine noch rauhere Oberfläche und überdies eine verringerte Ermüdungsstressschwelle (7, 7% niedriger als Nr. 1b, welcher bei einer Temperatur geglüht wurde, die so hoch war, dass die Anforderung an die Verarbeitbarkeit erfüllt waren, was somit eine niedrigere Hochtemperaturermüdung mit sich brachte). In Experiment Nr. 2 hatte der Stahl Nr. 2, der zu wenig B enthielt und bei 900ºC geglüht wurde, eine etwas, jedoch nicht signifikant höhere Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung als Stahl Nr. 1 in Experiment Nr. 1b. Ähnliche Ergebnisse wurden für Experiment Nr. 3 erhalten, wobei der Stahl Nr. 3 zu wenig V enthielt.
Das Experiment Nr. 4a, wobei der (erfindungsgemäße) Stahl Nr. 4 bei 900ºC geglüht wurde, zeigte nicht nur ausreichende Bearbeitbarkeit mit Totalrekristallisation bis zu einem Mittenbereich der Blechdicke, sondern auch einen merklichen Anstieg der Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung mit einer maximalen Mikrokristall- Kristallkorngröße von 23 um und einer Oberflächenaufrauhung von Ra = 2,5 um. Der Stahl Nr. 4 hat hervorragende Hochtemperaturermüdungseigenschaften mit einer Ermüdungsstressschwelle von 78 MPa, was 20% höher als bei Stahl Nr. 1 in Experiment 1b (Vergleich) ist. Stahl Nr. 4 wurde ebenfalls bei 950ºC geglüht (Experiment Nr. 4b). Die Glühtemperatur von 950ºC ist viel höher als die Rekristallisierungstemperatur bei einem 11%Cr-Ti-System. Bei dieser Glühtemperatur führte Experiment Nr. 1c zu einer starken Abnahme der Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung, und zwar wegen der groben Kristallkörner. Stahl Nr. 4 in Experiment Nr. 4b hatte dagegen hervorragende Bearbeitbarkeit, Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung. Der erfindungsgemäße Stahl besitzt folglich ein breites Spektrum an Glühtemperaturen, die eine zufriedenstellende Verarbeitbarkeit, Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung erzeugen, was erheblich zu einer verbesserten Produktivität und einer einfachen Überwachung durch relativ ungeübtes Personal beisteuert.
Bei dem vorstehenden System mit 11% Cr verbessert Ca ebenfalls effektiv die Bearbeitbarkeit, Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung, wie Stahl Nr. 5 (erfindungsgemäß) zeigt.
Die Stähle Nr. 6 bis 12 bestanden aus einem 15% Cr- System mit kombiniert zugegebenem Ti und Nb. Stahl Nr. 6, der zu wenig V und B enthielt und bei 950ºC geglüht wurde (Experiment Nr. 6a), hatte eine geringe Dehnung und einen niedrigen r-Wert und unzureichende Rekristallisation im Mittenbereich der Blechdicke. Das Ausglühen bei 1000ºC (Experiment Nr. 6b) ermöglichte, dass die Rekristallisation bis zum Mittenbereich der Blechdicke fortschritt, führte jedoch dazu, dass das rekristallisierte Kristallkorn bis 82 um wuchs, was zu einer schlechteren Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung führte. Der Stahl Nr. 7, der trotz Zugabe von V und B ein zu niedriges V/B-Verhältnis aufwies, hatte eine leicht, jedoch nicht signifikant, bessere Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung als Nr. 6b.
Die jeweils erfindungsgemäßen Stähle Nr. 8 bis 10 enthielten sowohl V als auch B und hatten eine annehmbare Bearbeitbarkeit mit Totalrekristallisation bis in den Mittenbereich der Blechdicke, Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung (Ra: kleiner als 3,0 um) mit mikrokristallinen Kristallkörnern auf der Blechoberfläche und einer Hochtemperaturermüdung (Beanspruchsermüdungsschwelle: mehr als 90 MPa, was 11% höher als 6b ist, der nicht genug V und B enthielt).
Der Stahl Nr. 11, ein Vergleichsbeispiel, enthielt einen Überschuss B, und der Stahl Nr. 12, ein Vergleichsbeispiel, enthielt einen Überschuss V. In beiden Fällen wurde eine reduzierte Bearbeitbarkeit (Dehnung und r-Wert) erhalten.
Die Stähle Nr. 13 bis 22 bestanden aus einem 18% Cr- System. Der Stahl Nr. 13, der zu wenig V und B enthielt, zeigte eine reduzierte Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung, wobei die Kristallkörner auf der Blechoberfläche bis auf eine Größe von 78 um wuchsen. Der Stahl Nr. 14, der einen Überschuss C enthielt, hatte eine schlechte Bearbeitbarkeit bei Normaltemperatur und ebenfalls schlechte Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung. Der Stahl Nr. 15, bei dem der Ti-Gehalt gegenüber dem N-Gehalt zu niedrig war, hatte eine unzureichende Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung.
Die jeweils erfindungsgemäßen Stähle 16, 17, 18a und 19 hatten eine hervorragende Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung. Das Experiment Nr. 18b wurde bei einer höheren Temperatur, nämlich 1100ºC, geglüht, und erzeugte noch angemessen kontrollierte Kristallkörner von höchstens 45 um und zeigte bessere Bearbeitbarkeit, Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung als Nr. 13, einem Vergleichsbeispiel, bei dem bei 1050ºC geglüht wurde.
Die vorstehend erwähnte Tendenz wurde in den Fällen (Nr. 20, 21 und 23) bestätigt, bei denen die Korrosionsbeständigkeit durch Zugabe von Mo und Cu verbessert wurde. Der Stahl Nr. 22, worin die Cu-Menge vom erfindungsgemäßen Rahmen abwich, erwies sich als nicht annehmbar, obwohl er zufriedenstellende Bearbeitbarkeit und Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung sowie Kristallkörner aufwies, die z. Teil auf der Blechoberfläche bis zu etwa 60 um gewachsen waren.
Erfindungsgemäß wird wie hier beschrieben und gezeigt ein Edelstahlblech vom Ferrittyp bereitgestellt, das hervorragende Verarbeitbarkeit und Beständigkeit gegenüber Oberflächenaufrauhung und Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung besitzt, selbst wenn die Kaltwalz- und Folgeschritte des Verfahrens weggelassen werden. Ein solches Stahlblech eignet sich daher für Autoauspuffkomponenten, die bisher vorwiegend aus einem teuren kaltgewalzten Edelstahlblech hergestellt wurden.
Der Bereich der Glühtemperaturen ist erfindungsgemäß so breit, dass sich das vorstehende Stahlblech äußerst einfach herstellen lässt.

Claims

1. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung besitzt und bezogen auf das Gewicht umfasst:

C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,

Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,

S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,

N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,

Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4% und

B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050%,

wobei gilt:

Ti/48 > N/14 + C/12 und

V/B > 10,

und der Rest Fe sowie unvermeindliche Verunreinigungen sind.

2. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung besitzt und bezogen auf das Gewicht umfasst:

C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,

Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,

S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,

N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,

Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4%,

B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050% und

Nb mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,5%,

wobei gilt:

Ti/48 > N/14

Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12 und

V/B > 10,

und der Rest Fe sowie unvermeindbare Verunreinigungen sind.

3. Warmgewaltzes Edelstahlblech vom Ferrittyp, das hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung besitzt und bezogen auf das Gewicht umfasst:

C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,

Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,

S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,

N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,

Ti mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

V mit einem Gehalt von 0,02 bis 0,4% und

B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050%,

wobei gilt:

Ti/48 > N/14 + C/12 und

V/B > 10,

und zudem mindestens einen Vertreter aus der Gruppe folgender Elemente:

Ca mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,01%,

Mo mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0% und

Cu mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

bezogen auf das Gewicht des Edelstahls,

wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind.

4. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp, das eine hervorragende Beständigkeit gegenüber einer Oberflächenaufrauhung und einer Hochtemperaturermüdung nach der Bearbeitung besitzt und bezogen auf das Gewicht umfasst:

C mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Si mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0%,

Mn mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,8%,

S mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Cr mit einem Gehalt von 11 bis 25%,

N mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,03%,

Al mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,3%,

Ti mit einen Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

V mit einem Gehalt von 0,02% bis 0,4%,

B mit einem Gehalt von 0,0002 bis 0,0050% und

Nb mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,5%,

wobei gilt:

Ti/48 > N/14

Ti/48 + Nb/92 > N/14 + C/12 und

V/B > 10,

und zudem mindestens einen Vertreter aus der Gruppe mit folgenden Elementen:

Ca mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,01%,

Mo mit einem Gehalt von nicht mehr als 2,0% und

Cu mit einem Gehalt von nicht mehr als 0,4%,

bezogen auf das Gewicht des Edelstahls,

wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind.

5. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp nach Anspruch 1 bis 4, das nach dem Warmwalzen und der anschließenden Wärmebehandlung eine Kristallkorngröße von nicht mehr als 50 um auf seiner Oberfläche besitzt und die Struktur gänzlich aus rekristallisierten Körnern besteht im Mittenbereich des Edelstahlblechs und zwar aus einer Oberfläche des Blechs in einer Richtung senkrecht zur Oberfläche.

6. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp nach irgendeinem vorhergehenden Anspruch, wobei C in einer Menge von weniger als 0,015 Gewichtsprozent zugegen ist und N mit einer Menge von weniger als 0,01 Gewichtsprozent.

7. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp nach irgendeinem vorhergehenden Anspruch, wobei Mn in einer Menge von weniger als 0,5 Gewichtsprozent zugegen ist und S in einer Menge von weniger als 0,005 Gewichtsprozent.

8. Warmgewalztes Edelstahlblech vom Ferrittyp nach irgendeinem vorhergehenden Anspruch, wobei Cr in einer Menge von 11 bis 15 Gewichtsprozent zugegen ist.