DE19505955B4

DE19505955B4 - Nichtrostender Bandstahlen hoher Festigkeit und Zähigkeit und Verfahren zum Herstellen desselben

Info

Publication number: DE19505955B4
Application number: DE19505955A
Authority: DE
Inventors: Katsuhisa Shinnanyo Miyakusu; Sadao Hirotsu; Koki Shinnanyo Tomimura
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1994-02-21
Filing date: 1995-02-21
Publication date: 2005-11-03
Anticipated expiration: 2015-02-22
Also published as: DE19505955A1; US5494537A

Abstract

Nichtrostender Bandstahl hoher Festigkeit und Zähigkeit, der im wesentlichen aus Folgendem in Gewichts-% besteht:
C: bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %);
Si: mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %;
Mn: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %);
Ni: von 4,0 bis 10,0 %;
Cr: von 12,0 bis 18,0 %;
Mo: von 1,0 bis 5,0 %;
N: bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %);
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und zwar mit der Bedingung, daß C + N ≥ 0,1 %erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt werden, daß ein Wert für Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2×[% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23×[% Ni] – 10 × [Mo %] und der Wert...

Description

Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft einen nichtrostenden Bandstahl, der geeignet ist zur Verwendung bei Teilen, bei denen zusätzlich zum Korrosionswiderstand eine hohe Festigkeit und Zähigkeit erforderlich sind. Derartige Teile schließen zum Beispiel eine Blattfeder, eine Schraubenfeder, ein ID (Innendurchmesser)-Sägeblatt zum genauen Schneiden eines Halbleitermaterials wie zum Beispiel Silizium und eine Metalldichtung eines Kraftfahrzeugmotors ein. Die Erfindung betrifft ebenfalls ein Verfahren zum Herstellen eines derartigen nichtrostenden Bandstahls. Die Erfindung betrifft weiter ein ID-Sägeblatt zum präzisen Zersägen eines Halbleitermaterials, wie zum Beispiel Silizium. Der hier verwendete Ausdruck "Streifen" schließt einen Streifen, ein Blech, ein Band und eine Platte ein.
Stand der Technik
Zum Herstellen der oben erwähnten Teile wurden bisher martensitische nichtrostende Stähle, kaltumformungsverfestigbare, nichtrostende Stähle und ausscheidungshärtbare nichtrostende Stähle verwendet.
Martensitische nichtrostende Stähle basieren auf einem durch Abschrecken von Austenit in Martensit gehärteten Stahl. Kommerzielle martensitische nichtrostende Stähle schließen zum Beispiel SUS420J1 und SUS420J2 ein. Bei diesen Stählen werden eine hohe Festigkeit und Zähigkeit erreicht, und zwar durch eine Wärmebehandlung, die Abschrecken und Anlassen umfasst. Wenn jedoch das beabsichtigte Produkt extrem dünn ist, wird das Produkt in der gewünschten Form nicht immer erhalten, da es sich auf Grund der thermischen Belastung durch das Abschrecken verzieht.
Aus diesem Grund wurden bei der Produktion von dünnen Produkten kaltumformungsverfestigbare austenitische nichtrostende Stähle, zum Beispiel SUS301 und SUS304 verwendet. Diese Stähle sind austenitisch im lösungsgeglühten Zustand, und eine hohe Festigkeit wird erreicht durch Kaltumformen des lösungsgeglühten austenitischen Stahls zum Bilden von Verformungsmartensit. Ein hohes Festigkeitsniveau hängt von dem Anteil des Verformunsmartensits und seinerseits vom Umformungsgrad ab. Jedoch ist es äußerst schwierig, die Festigkeit einfach durch die Kaltumformung zu steuern. Ein hoher Kaltumformungsgrad erhöht nicht nur die Anisotropie des Materials, sondern verringert ebenfalls die Zähigkeit des Materials.
Bei ausscheidungsgehärteten nichtrostenden Stählen, die Legierungselemente enthalten, die eine starke Ausscheidungshärtefähigkeit besitzen, kann das Härten durch eine Alterungsbehandlung bewirkt werden. Typische ausscheidungsgehärtete oder ausgehärtete nichtrostende Stähle schließen SUS630, das Cu enthält, und SUS631, das A1 enthält, ein. Wenn SUS630 lösungsgeglüht und gealtert wird, kann eine Zugfestigkeit von nur maximal 1400 N/mm² erreicht werden. Bei SUS631 wird der Stahl lösungsgeglüht zum Bilden einer metastabilen Austenitphase, von der ein Teil in eine Martensitphase umgewandelt wird, und zwar durch eine Vorbehandlung, wie zum Beispiel eine Kaltumformung, und schließlich wird der vorbehandelte Stahl gealtert zum Ausscheiden einer intermetallischen Verbindung Ni₃Al. Folglich kann mit SU5631 eine beträchtlich höhere Zugfestigkeit bis zu 1800 N/mm² erreicht werden, da eine Bildung von verformungsinduziertem Martensit, wie oben erwähnt wurde, beteiligt ist.

Mittels Alterungsverfestigung (Auslagern) wurden nichtrostende Stähle mit einer Festigkeit höher als die der oben erwähnten Stahlarten entwickelt. Zum Beispiel offenbaren JP A 62-256949 und JP A 4-202643, daß eine Kombination einer Zugfestigkeit von 2000 N/mm² und einer Vickers-Härte von 580 erreicht wurde durch Kaltumformen eines metastabilen Cu und Si enthaltenden Austenits und zwar zum Bilden einer Duplexstruktur aus Austenit und verformungsinduziertem Martensit, gefolgt von einer Alterungsbehandlung. Jedoch, um das angegebene hohe Niveau der Festigkeit zu erreichen, muß die Zähigkeit des Stahls notwendigerweise verringert werden, da zum Bilden eines beträchtlichen Martensitanteils hohe Umformungen erforderlich sind.

Der Erfindung zugrundeliegende Probleme

Der Versuch der Festigungssteigerung eines austenitischen nichtrostenden Stahls durch Verwendung von Alterungs- und/oder Kaltumformungsverfestigung wirft das Problem einer beträchtlichen Verringerung der Zähigkeit des Stahls auf, da ein Kaltwalzen mit einem hohen Umformungsgrad erforderlich ist. Außerdem wird, wenn das Produkt äußerst dünn ist, die Form des Produkts beeinträchtigt.

Mit Überwindung des oben erwähnten Problems der Verringerung der Zähigkeit des Stahls auf Grund des hohen Walzverformungsgrades können Materialien erzeugt werden geeignet zur Verwendung für Teile, bei denen sowohl eine hohe Festigkeit als auch Zähigkeit erforderlich sind, wie zum Beispiel eine Blattfeder, eine Schraubenfeder, ein ID (Innendurchmesser)-Sägeblatt zum genauen Schneiden eines Halbleitermaterials und eine metallische Dichtung für einen Kraftfahrzeugmotor. Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, dieses Problem zu lösen.

Zusammenfassung der Erfindung

Die erfindungsgemäße Lösung besteht zum einen in einem nichtrostenden Bandstahl von hoher Festigkeit und Zähigkeit, der im wesentlichen aus Folgendem in Gewichtsprozent besteht:

C:	bis zu 0,1 % (ausschließlich 0 %);
Si:	mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %;
Mn:	bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %);
Ni:	von 4,0 bis 10,0 %;
Cr:	von 12,0 bis 18,0 %;
Mo:	von 1,0 bis 5,0 %;
N:	bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %);

wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und zwar mit der Bedingung, dass C + N ≥ 0,1erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt werden, dass ein Wert für Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2 × [% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23 × [% Ni] – 10 × [Mo %] und der Wert Md(N) in den Bereich zwischen 20 und 100 fällt, wobei das Band ein Gefüge aus einer Restaustenitphase besitzt, die zwischen 30 und 80 Vol.% bearbeitungsinduzierte martensitische Phase enthält, wobei das Band eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzt.

Ein weiterer Aspekt der Erfindung ist ein Verfahren mit den im Anspruch 3 angegebenen Merkmalen.

Eine spezielle Ausgestaltung der Erfindung ist ein Sägeblatt mit den in Anspruch 4 genannten Merkmalen.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

In der Zeichnung zeigt:

1 eine Graphik, die Auswirkungen des Md(N)-Werts und der Temperatur des Kaltwalzens auf den Betrag des bearbeitungsinduzierten Martensits zeigt;

2 eine Graphik, die für verschiedene Mo-Gehalte den Effekt der Temperatur der Lösungsbehandlung auf die Erichsen-Bruchspannung des abschließend gealterten Produkts zeigt; und

3 eine Graphik, die den Einfluß des mittleren Durchmessers der Austenitkörner zeigt, wie sie durch die Lösungsbehandlung gebildet werden, und den Effekt der Anzahl der nicht aufgelösten Ausscheidungen in den Austenitkörnern, die eine Größe von mehr als 100 nm besitzen auf die Erichsen-Bruchspannung des abschließend gealterten Produkts;

4 eine Draufsicht auf ein ID-Sägeblatt;

5 Spannung-Dehnungskurven, die aus Zugversuchen erhalten wurden, die in einer L-Richtung (der Walzrichtung) und einer T-Richtung (der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung) ausgeführt wurden, und zwar auf Teststücken, die von abschließend gealterten Material entnommen wurden;

6 die Beziehung zwischen der Dehnungsanisotropie abschließend gealterten Materials und dem Gehalt an Si und Mo in dem Stahl; und

7 die Beziehung zwischen der Dehnungsanisotropie abschließend gealterten Materials und dem Md(N)-Wert des Stahls.

Funktion

Wie hier in den Beispielen demonstriert wurde, besitzt der erfindungsgemäße nichtrostende Bandstahl eine Kombination aus einer Festigkeit von mindestens 1800 N/mm² und einer Erichsen-Bruchfestigkeit von mindestens 1000 N/mm². Die Erichsen-Bruchfestigkeit ist ein Maß zum Abschätzen der Zähigkeit dünnen Blechmaterials, deren Wert berechnet wird aus [der Last, bei welcher ein blechähnliches Teststück in dem bekannten Erichsentest bricht] geteilt durch [die Dicke des Teststücks multipliziert mit dem Durchmesser des im Test verwandten Stempels].

Die präzisen Mechanismen, die dem erfindungsgemäßen nichtrostenden Stahlstreifen mit hoher Festigkeit und Zähigkeit unterliegen, sind noch nicht vollständig verstanden, aber man glaubt, daß die folgenden Vorgänge ablaufen.

(1) Das erfindungsgemäße abschließend gealterte Band, das ein Mischgefüge aus bearbeitungsinduziertem Martensit und Restaustenit besitzt, hat die Eigenschaft, daß, wenn der Streifen gedehnt wird, der Restaustenit sich geeigneterweise in Martensit umwandelt. Diese Eigenschaft wird der Tatsache zugeschrieben, daß die Gehalte der Legierungselemente C, N, Si, Mn, Ni, Cr, Cu und Mo nicht nur einzeln so eingestellt werden, daß sie innerhalb der hier beschriebenen jeweiligen Bereiche fallen, sondern auch in der Kombination, so daß der Md(N)-Wert innerhalb des Bereichs zwischen 20 und 100 fällt (siehe Beispiel 1).
(2) Die Anwesenheit eines beträchtlich hohen Anteils von Mo, das in dem Stahl gelöst ist, dient vorteilhafterweise dazu, die Körner daran zu hindern, beim Lösungsglühen des Stahls gröber zu werden, und ebenso zum Erhöhen der Festigkeit und der Zähigkeit des Stahls, selbst wenn die Alterungsbehandlung bei einer relativ erhöhten Temperatur anschließend nach dem Kaltwalzen ausgeführt wird.
(3) Da das lösungsbehandelte Material, das feine Austenitkörner mit einem Durchmesser von weniger als 50 μm aufweist, wobei jedes Korn eine beschränkte Anzahl von nicht aufgelösten Ausscheidungen enthält, kaltgewalzt und gealtert wird, werden bei der Alterungsbehandlung feine Ausscheidungen gebildet. Außerdem wird, wenn das gealterte Material unter Verformungsspannung gesetzt wird, der Restaustenit umgewandelt, und zwar in feinen Martensit, wodurch Spannungsspitzen, die zu einem Reißen des Materials führen, abgebaut werden.

Die charakteristischen Merkmale des erfindungsgemäßen Stahls werden im Folgenden beschrieben. Zuerst werden Wirkungen und Gehalte einzelner Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls beschrieben. Die angegebenen Prozentwerte beziehen sich auf die Masse, sofern es nicht anders angegeben ist.

C ist ein Austenit bildendes Element und dient sehr wirksam dazu, die Bildung von nicht gewünschtem δ-Ferrit bei hohen Temperaturen zu beeinflussen und zum Verfestigen der umformungsinduzierten martensitischen Phase. Jedoch, da der erfindungsgemäße Stahl einen relativ hohen Betrag an Si enthält, ist die Löslichkeit von C in dem Stahl relativ niedrig. Falls C erhöht wird, scheidet sich folglich Cr-Carbid aus, und zwar an den Korngrenzen, was den Widerstand für interkristalline Korrosion und die Zähigkeit des Stahls absenkt. Aus diesen Gründen sollte der C-Gehalt bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %) und vorzugsweise zwischen 0,05 und 0,1 % betragen.

Si wird normalerweise Stählen zum Desoxidieren hinzugefügt. Hierfür beträgt der Si-Anteil im allgemeinen bis zu 1,0 %, wie man es von kaltumformungsverfestigbaren austenitischen nichtrostenden Stählen, wie zum Beispiel SUS301 und SUS304, kennt. Bei der Erfindung wird ein höherer Si-Inhalt verwendet, um die Bildung der martensitischen Phase beim Kaltbearbeiten zu fördern, und zu deren Verfestigung sowie zum Veranlassen, daß sich das Si im Restaustenit zu dessen Verfestigung löst, um dadurch die Festigkeit des Stahls zu erhöhen, wenn er kaltbearbeitet wird. Außerdem wird der Verfestigungseffekt auf den Stahl bei der Alterungsbehandlung durch Zusammenwirken des Si und Cu erhöht. Für diese charakteristischen Effekte, ist mehr als 1,0 % Si erforderlich. Andererseits kann die Anwesenheit eines zu hohen Betrages von Si eine Heißrissigkeit des Produkts hervorrufen. Aus diesen Gründen sollte der Si-Gehalt größer als 1,0 % und nicht größer als 4,0 % sein und vorzugsweise mehr als 1,0 % und nicht mehr als 3,5 % betragen.

Mn ist ein Element, das die Stabilität der Austenitphase bestimmt. Bei dem erfindungsgemäßen Stahl wird der besondere Mn-Gehalt auf den Anteil der anderen Legierungselemente eingestellt. Im übrigen verhindert ein zu hoher Mn-Gehalt die Bildung von Martensit nach dem Kaltbearbeiten; der Mn-Gehalt sollte bis zu 5,0 % (ausschießlich von 0 %) und vorzugsweise bis zu 4,5 % (ausschließlich von 0 %) betragen.

Ni ist ein Element zum Erhalten einer Austenitphase bei erhöhten Temperaturen und Umgebungstemperatur. In dem erfindungsgemäßen Fall ist es notwendig, eine metastabile Austenitphase zu erhalten und eine Martensitphase durch Kaltbearbeitung zu induzieren. Bei einem Ni-Gehalt von weniger als 4,0 % bildet sich δ-Ferrit bei erhöhten Temperaturen, und in dem Lauf der Abkühlung auf Umgebungstemperatur bildet sich Martensit, so dass der Stahl nicht aus einer einzelnen austenitischen Phase bestehen kann. Andererseits verhindert die Anwesenheit von über 10,0 % Ni die Bildung von Verformungsmartensit. Demzufolge sollte der Ni-Gehalt zwischen 4,0 und 10,0 %, vorzugsweise zwischen 5,0 und 9,5 % betragen.

Cr ist ein Element, das wesentlich ist zum Sicherstellen des Korrosionswiderstands des Stahls. Aus diesem Zweck sind mindestens 12,0 % an Cr erforderlich. Jedoch, da Cr ein Ferritbilder ist, fördert ein zu hoher Gehalt an Cr die Bildung von δ-Ferrit bei erhöhter Temperatur. Zum Unterdrücken der Bildung von δ-Ferrit ist es notwendig, einen übermäßigen Betrag von Austenitbildern, wie zum Beispiel C, N, Ni, Mn und Cu zuzufügen. Jedoch, da die Hinzufügung eines übermäßigen Betrages dieser Elemente den Austenit bei Umgebungstemperatur stabilisiert, bildet sich kein Verformungsmartensit nach dem Kaltbearbeiten, und es wird wiederum unmöglich, die gewünschte hohe Festigkeit durch die Alterungsbehandlung zu erreichen. Der Cr-Gehalt sollte höchstens 18,0 % und vorzugsweise zwischen 12,0 und 16,5 % sein.

Cu wirkt zusammen mit Si zum Verfestigen des Stahls, wie oben erwähnt wurde. Jedoch beeinflußt ein übermäßiger Betrag von Cu ungünstig die Heißbearbeitungsfähigkeit des Stahls. Demzufolge, falls irgendwelches Cu hinzugefügt wird, sollte der Cu-Gehalt bis zu 3,5 % (einschließlich von 0 %) betragen. Ein bevorzugter Cu-Gehalt liegt zwischen 1,0 bis 3,5 %.

Mo dient zum Erhöhen des Korrosionswiderstands des Produkts und zum Unterdrücken des Austenitkristallitwachstums bei der Lösungsbehandlung. Außerdem ist Mo sehr wirksam zum Unterdrücken eines schnellen Spannungsabbaus bei der Alterungsbehandlung bei einer hohen Temperatur. Bei der Produktion des erfindungsgemäßen Stahls ist es vorteilhaft, die Alterungsbehandlung bei einer relativ hohen Temperatur auszuführen, wodurch eine übermäßige Walzbeanspruchung verringert und ein Zähigkeitsabfall verbindet wird. Andererseits beeinflußt ein zu schneller Spannungsabbau bei der Alterungsbehandlung bei einer hohen Temperatur ungünstig die Zähigkeit des Produkts. Es wurde herausgefunden, daß Mo die Verringerung der Versetzungsdichte verzögert sogar wenn die Alterung bei einer relativ hohen Temperatur durchgeführt wird. Außerdem bildet Mo Ausscheidungen bei der Alterungsbehandlung, die zur Festigkeit des Produkts beitragen. Folglich ist Mo wirksam zum Verhindern, daß die Festigkeit bei Alterung bei einer relativ hohen Temperatur abnimmt. Für die oben erwähnten charakteristischen Wirkungen ist mindestens 1,0 % an Mo erforderlich. Wogegen, da ein zu hoher Mo-Gehalt einen unerwünscht hohen Uniformwiderstand bei hohen Temperaturen zur Folge hat, es nicht mehr als 5,0 %, vorzugsweise nicht mehr als 4,5 %, an Mo geben sollte.

N ist ein Element zum Bilden von Austenit und ist sehr wirksam zum Verfestigen der austenitischen und martensitischen Phasen. Da jedoch ein zu hoher Gehalt an N zur Porenbildung beim Gießen des Stahls führt, sollte der N-Gehalt bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %) vorzugsweise zwischen 0,04 und 0,10 %, betragen.

C und N wirken im Stahl ähnlich verfestigend Für die Zwecke der Erfindung sind mindestens 0,10 % an C und N insgesamt erforderlich. Falls C + N geringer als 0,10 % ist, wird es schwierig, die anderen Legierungselemente innerhalb der hier beschriebenen Bereiche zum Erreichen der beabsichtigten Festigkeit und Zähigkeit einzustellen.

Alle Legierungselement-Anteile müssen aufeinander abgestimmt werden, so daß ein hier definierter Wert von Md(N) innerhalb des Bereichs zwischen 20 und 100 fällt. Anderenfalls, wie im Beispiel 1 demonstiert wurde, werden die beabsichtigte hohe Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und die beabsichtigte hohe Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² nicht zusammen erreicht.

Das erfindungsgemäße nichtrostende Stahlband kann grundsätzlich produziert werden durch folgende Schritte: Lösungsglühen zum Auflösen der Ausscheidungen in der Matrix (Austenitphase), Kaltwalzen des lösungsgeglühten Stahls derart, dass sich zwischen 30 und 80 Vol.% verformungsinduzierten Martensits in dem Restaustenit bilden und schließlich eine Alterungsbehandlung des kaltgewalzten Materials. Man glaubt, daß, wenn der Md(N)-Wert wie hier beschrieben eingestellt wird, Austenit in Martensit derart umgewandelt wurde, daß der Restaustenit in dem Produkt die Zähigkeit erhöht haben kann.

Das gealterte erfindungsgemäße Produkt hat eine Duplexstruktur aus Restaustenit und fein darin dispergiertem Martensit (genauer verformungsinduziertem und angelassenem Martensit). Im Folgenden wird der Restaustenit in dem gealterten Material mit γ bezeichnet und der verformungsinduzierte Martensit (tatsächlich verformungsinduzierter und angelassener Martensit) im gealterten Material mit α'. Wenn ein derartiges gealtertes Material, das weiche γ-Phasen und harte α'-Phasen aufweist, einer Deformationsbeanspruchung unterworfen wird, wird γ-Phase deformiert, dort konzentrieren sich Spannungen, und ein feiner Riß wird gebildet. Die resultierende Dehnung ist an der Rißspitze konzentriert, wo eine frische α'-Phase gebildet und so eine weitere Ausbreitung des Risses behindert wird. Bei weiterer äußerer Beanspruchung konzentriert sich die Beanspruchung in einer anderen γ-Phase zum Bilden eines weiteren Risses. Hier wird an dem vorderen Ende des Risses wiederum eine andere neue α'-Phase gebildet.

Die Fähigkeit des erfindungsgemäß gealterten Materials zum Bilden einer verformungsinduzierten α'-Phase ist in hohem Maße korreliert mit dem Md(N)-Wert des Stahls. Falls der Md(N)-Wert zu klein ist, wird keine α'-Phase gebildet, wenn das Material deformiert wird, und folglich kann sich der Riß in der γ-Phase in einem großen Maße ausbreiten, was zum Brechen des Materials führt und eine geringe Zähigkeit des Materials anzeigt. Wogegen, falls der Md(N)-Wert zu groß ist, werden α'-Phasen einfach gebildet, wenn das Material deformiert wird, was eine weitere Verformung des Materials schwierig macht. In diesem Fall, falls das Material zwangsweise weiter deformiert wird, wird es reißen und zerbrechen, was wiederum eine geringe Zähigkeit des Materials anzeigt. Folglich kann in beiden Fällen, in denen der Md(N)-Wert entweder zu klein oder zu groß ist, die γ⇒α'-Umwandlung nicht ausgenutzt werden, um die Rißausbreitung zu behindern. Eines der charakteristischen Merkmale der Erfindung ist die Einstellung des Md(N)-Werts innerhalb des Bereichs zwischen 20 und 100, wodurch vorteilhafterweise eher das Umwandlungsverhalten der weichen γ-Phase als die harte α'-Phase zum Erhöhen der Zähigkeit des gealterten Materials ausgenutzt wird.

Der Md(N)-Wert ist ebenfalls ein Maß für die erleichterte Bildung der α'-Phase, wenn das lösungsgeglühte Material kaltgewalzt wird. Während der Betrag einer α'-Phase, die auf das Kaltwalzen hin gebildet wird, von der Kaltwalzrate abhängt, zeigt 1 die Beziehung zwischen dem Betrag der α'-Phase, die durch das Kaltwalzen gebildet wurde, zu dem Md(N)-Wert und der Kaltwalztemperatur. Zum Bilden von 30 bis 80 Vol.% einer α'-Phase, wie hier beabsichtigt wird, reicht beim Kaltwalzen gewöhnlich ein Kaltwalzgrad zwischen 30 und 70 % bei einer Temperatur innerhalb der Fläche ABCD, die in 1 gezeigt ist, aus, je nach dem speziellen Md(N)-Wert des Stahl.

Mit den Bedingungen unterhalb der Linie AB die in 1 gezeigt ist, hat das abschließend gealterte Produkt eine geringere Zähigkeit, wegen seinem nicht-ausreichenden Anteil an γ-Phase, und bei den Bedingungen oberhalb der Linie CD, die in 1 gezeigt ist, hat das abschließend gealterte Produkt eine geringere Festigkeit wegen dem nicht ausreichenden Anteil der α'-Phase.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird zunächst ein nichtrostendes Band produziert, und zwar aus einer Schmelze von nichtrostendem Stahl, in die die Legierungselemente einzeln und gegenseitig wie hier vorgeschrieben eingebracht werden, gefolgt von einem herkömmlichen Gießen, Schmieden, Heißwalzen oder optionalen Kaltwalzen. Das Band wird lösungsgeglüht und zwar bei einer Temperatur zwischen 980 und 1150 °C, so daß eine Austenitphase mit mittleren Korndurchmessern von 5 bis 50 um sich bilden und wobei jedes Korn nicht mehr als 5 nicht aufgelöste Ausscheidungen aufweist, die eine Größe von mehr als 100 nm besitzen. Das lösungsgeglühte Band wird dann kaltgewalzt mit einem Walzgrad, der ausreicht zum Bilden von 30 bis 80 Vol.% Verformungsmartensit und schließlich gealtert bei einer Temperatur zwischen 300 bis 650 °C, vorzugsweise zwischen 475 und 650 °C, und zwar für 0,5 bis 5 Minuten.

Bei dem Lösungsbehandlungschritt zur Erhöhung der Zähigkeit des schließlich gealterten Materials wird das anfangs erzeugte Band auf eine Temperatur zwischen 980 und 1150 °C aufgeheizt, bei dieser Temperatur für die erforderliche Zeit gehalten, normalerweise zwischen 30 und 300 Sekunden, und schnell abgekühlt, geeigneterweise mit Wasser, und zwar auf die Umgebungstemperatur mit einer Abkühlrate, die ausreicht, dass sich keine Ausscheidungen während der Dauer des Abkühlens bilden. Falls die Lösungsbehandlungstemperatur wesentlich niedriger als 980 °C ist, werden, die Ausscheidungen in dem anfangs erzeugten Band nicht vollständig in der Austenitmatrix aufgelöst, und im Gegenteil werden relativ große Ausscheidungen gebildet, und folglich wird der Zweck der Lösungsbehandlung nicht erreicht. Falls sich grobe Ausscheidungen im Lauf der Lösungsbehandlung bilden, wird die Anzahl der feinen Ausscheidungen, die zu der Festigkeit beitragen, die in der abschließenden Alterungsbehandlung gebildet werden, verringert, was zu einer Verringerung der Festigkeit des gealterten Materials führt. Grobe Ausscheidungen, die in dem schließlich gealterten Material verbleiben, wirken versprödend. Falls die Lösungsbehandlungstemperatur wesentlich größer als 1150 °C ist, werden grobe Austenitkörner gebildet, die ungünstig die Zähigkeit des schließlich gealterten Materials beeinflussen.

Erfindungsgemäß dient Mo in dem Stahl vorteilhafterweise dazu, den Temperaturbereich für die Lösungsglühung auf einen relativ hohen Bereich von über 1150 °C zu erweitern. Man glaubt, daß Mo auf das Kornwachstum verzögernd wirkt, weil das Mo-Atom selbst langsam diffundiert. Die zähigkeitserhöhende Wirkung von Mo bei dem schließlich gealterten Material abhängig von der Lösungsbehandlungtemperatur wird in 1 gezeigt.

Bei dem Lösungsbehandlungschritt muß zusätzlich zu der Behandlungstemperatur die Haltezeit bei der Temperatur und die Abkühlrate von der Temperatur auf Umgebungstemperatur geeignet ausgewählt werden, derart daß die Austenitkorngröße zwischen 5 und 50 μm liegt und jedes Austenitkorn nicht. mehr als 5 nicht aufgelöste Ausscheidungen, die eine Größe von mehr als 100 nm besitzen, aufweist. Zweckgemäße Haltezeiten betragen normalerweise zwischen 1 bis 5 Minuten, und die Abkühlrate auf Umgebungstemperatur kann mindestens 1 °C/Sek. sein. Das Abkühlen wird passenderweise mit Wasser ausgeführt. Falls die Austenitkörner in dem lösungsbehandelten Streifen einen mittleren Durchmesser größer als 50 μm besitzen, kann die beabsichtigte hohe Zähigkeit des abschließend gealterten Materials nicht erreicht werden, sogar wenn die Ausscheidungen vollständig in den Körnern aufgelöst sind. Andererseits, falls jedes Korn mehr als 5 nicht aufgelöste Ausscheidungen, die eine Größe von mehr als 100 nm im Durchschnitt besitzen, kann wiederum die beabsichtigte hohe Zähigkeit des schließlich gealterten Materials nicht erreicht werden, selbst wenn die Körner einen mittleren Durchmesser von nicht größer als 50 μm besitzen. Dies ist in 3 dargestellt.

Der lösungsbehandelte Streifen wird dann kaltgewalzt zum Bilden von 30 bis 80 Vol.% an bearbeitungsinduziertem Martensit. Der Betrag von bearbeitungsinduziertem Martensit, der durch das Kaltwalzen gebildet wurde, hängt von dem Md(N)-Wert des Stahls, der Kaltwalzrate und der Walztemperatur, wie oben beschrieben unter Bezugnahme auf die 1, ab. Die Parameter wurden so gewählt, dass sich 30 bis 80 Vol.% Martensit bilden. Mit weniger als 30 Vol.% Martensit hat das schließlich gealterte Material nicht die beabsichtigte hohe Festigkeit. Mit anderen Worten ist mindestens 30 Vol.% an Martensit erforderlich, und zwar zum Erhöhen der Festigkeit des Materials selbst und zum Erhöhen der Keimzahl, an denen während der Alterungsbehandlung Ausscheidungen gebildet werden, die zur Festigkeit durch den Ausscheidungshärtungseffekt beitragen. Wogegen bei mehr als 80 Vol.% Martensit der Anteil von Restaustenit im gealterten Material zu gering ist und die gewünschte hohe Zähigkeit folglich nicht erreicht werden kann.

Praktisch vorteilhafte Kaltwalzraten, von 30 bis 70 reichen aus. Die Walztemperatur liegt zwischen –20 °C und 100 °C gemäß dem besonderen Md(N)-Wert des Stahls, wie in 1 gezeigt ist.

Nachfolgend auf das Kaltwalzen wird die abschließende Alterungsbehandlung bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs zwischen 300 und 650 °C für eine Dauer von 0,5 bis 5 Minuten durchgeführt. Die Alterungsbehandlung einer derartig kurzen Periode ermöglicht die kontinuierliche Behandlung des kaltgewalzten Bandes in einem Durchlauf-Wärmebehandlungsofen. Mit einer Alterungsbehandlung bei einer Temperatur, die wesentlich geringer als 300 °C ist, kann die beabsichtigte hohe Festigkeit nicht erreicht werden. Wogegen mit einer Alterungsbehandlung bei einer Temperatur, die wesentlich höher als 650 °C ist, ein Teil des bearbeitungsinduzierten Martensits in Austenit rückumgewandelt wird, was wiederum die Festigkeit des Produkts verringert. Bei einer Alterungszeit, die kürzer als 0,5 Minuten ist, kann ein ausreichender Alterungseffekt nicht erwartet werden, und eine Alterungszeit, die länger als 5 Minuten beträgt, ist bei einer kontinuierlichen Behandlung nicht praktikabel.

Bei dem erfindungsgemäßen Stahl sind die Legierungselemente, die die primäre Rolle der Alterungsverfestigung übernehmen Si, Cu, C, N und Mo, wobei Si und Cu beim Kaltwalzen festigkeitsteigernd wirken und C, N und Mo durch das Bilden von Ausscheidungen festigkeitssteigernd wirken. Insbesondere wirkt Mo nicht nur zum Bilden von Ausscheidungen, sondern verzögert die Verrigerung der Versetzungsdichte, wenn die Alterungsbehandlung bei einer relativ hohen Temperaturausgeführt wird.

Beispiel 1
Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung (Massen-% von Legierungselementen) und den Md(N)-Wert der getesteten Stähle. Die Stähle T1 bis T12 sind erfindungsgemäße Stähle, die Gehalte von allen einzelnen Legierungselementen und dem hier vorgeschriebenen Md(N) besitzen, während die Stähle a bis i Kontrollstähle sind, die entweder einen Gehalt eines gewissen Legierungselements oder einen Wert von Md(N) besitzen, der außerhalb des Schutzumfangs der Erfindung liegt. Jeder Stahl wurde in einem Vakuumofen geschmolzen, geschmiedet, heißgewalzt, unmittelbar vergütet und auf eine Dicke von 2,0 mm kaltgewalzt.
Jedes Stahlband (mit der Ausnahme des Bandes aus Kontrollstahl i) wurde lösungsgeglüht unter folgenden Bedingungen: Erhitzen auf eine Temperatur von 1050 °C, Halten bei dieser Temperatur für 1 Minute und Abkühlen auf die Umgebungstemperatur mit Wasser und Kaltwalzen mit Walzgraden, ersichtlich aus Tabelle 2. Der Anteil (Vol.%) von bearbeitungsinduziertem Martensit jedes getesteten Streifens wurde bestimmt und in Tabelle 2 aufgezeigt.
Jedes kaltgewalzte Band wurde gealtert bei einer Temperatur von 570 °C für 1 Minute. Teststücke wurden aus jedem geaterten Material entnommen und auf Zugfestigkeit und Erichsen-Bruchspannung getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Die Erichsen-Bruchspannung ist zum Abschätzen der Zähigkeit von Dünnblechmaterialien geeignet und wird berechnet aus [der Bruchlast, bei der ein blechähnliches Teststück in dem bekannten Erichsen-Test bricht] geteilt durch [die Dicke des Teststücks multipliziert mit dem Durchmesser des in dem Test verwendeten Stempels]. Je höher der Erichsen-Wert ist, desto besser ist die Zähigkeit.
Tabelle 1 Zusammensetzung der getesteten Stähle
Tabelle 2
Tabelle 2 offenbart, daß die erfindungsgemäßen Stahl-Bänder sowohl eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² als auch eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzen und folglich hervorragend sind, was die Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit betrifft.
Im Gegensatz dazu haben die Kontrollstähle a bis h nicht diese Eigenschaften. Diese Ergebnisse können wie folgt gedeutet werden.
Die Kontrollstähle a und b enthalten C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo und N in jeweils hier vorgeschriebenen Beträgen, besitzen aber einen Md(N)-Wert, der niedriger als der hier vorgeschriebene Bereich ist. Bei Kontrollstählen, die einen äußerst niedrigen Md(N)-Wert von –21,6 besitzen, ist der Anteil des bearbeitungsinduzierten Martensits lediglich 25 Vol.% sogar bei dem praktisch höchsten Kaltumformgrad von 70 %, und folglich besitzt das gealterte Material des Kontrollstahls a eine unerwünscht niedrige Zugfestigkeit. Bei dem Kontrollstahl b, der einen niedrigen Md(N)-Wert von 9,2 besitzt, wird 42 Vol.% an Martensit gebildet, und zwar bei einem Kaltumformgrad von 70 % und somit besitzt das gealterte Material eine ausreichende Zugfestigkeit. Jedoch wird in dem gealterten Material Rest-Austenit in Martensit während der Deformierung des Materials beim Erichsen-Test umgewandelt und somit weist das gealterte Material des Kontrollstahls b eine geringere Erichsen-Bruchspannung auf, was auf eine nicht zufriedenstellende Zähigkeit hinweist.
Die Kontrollstähle c und d enthalten C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo und N in hier jeweils vorgeschriebenen Beträgen, besitzen aber einen Md(N)-Wert, der höher als der hier vorgeschriebene Bereich ist. Bei diesen Stählen wird ein ausreichender Anteil Martensit gebildet, und zwar bei einer relativ niedrigen Kaltumformungsrate. Jedoch wird Austenit, der in dem gealterten Material zurückbleibt, in Martensit umgewandelt, und zwar in frühen Stadien der Deformierung des Materials, wenn das Material dem Erichsen-Test unterworfen wird, und folglich weist das gealterte Material aus diesen Stählen eine niedrigere Erichsen-Bruchspannung auf, was auf eine nicht zufriedenstellende Zähigkeit hinweist.
Selbst wenn Anteile von einzelnen Legierungselementen innerhalb der jeweiligen vorgeschriebenen Bereiche sind, weist das gealterte Material keine ausreichende Zähigkeit auf für den Fall, daß der Md(N)-Wert niedriger als der hier vorgeschriebene Wert ist, da während der Deformierung des gealterten Materials kein Martensit gebildet wird, auch für den Fall, dass der Md(N)-Wert höher als der hier vorgeschriebene Wert ist, da während der Deformierung des gealterten Materials Martensit sich zu leicht bildet. Man glaubt, daß bei den erfindungsgemäßen Stählen, bei denen die Legierungselementgehalte aufeinander so eingestellt sind, daß der Md(N)-Wert innerhalb des Bereichs zwischen 20 und 100 fällt, das gealterte Material nicht nur eine hohe Festigkeit, sondern ebenfalls einen hohen Erichsen-Wert aufweist, weil während der Deformierung des gealterten Materials die Umwandlung von Austenit in Martensit in geeigneter Weise fortschreitet. In anderen Worten wird die Kombination einer hohen Festigkeit und hohen Zähigkeit bei dem erfindungsgemäßen Stahl der Tatsache zugeschrieben, daß die Legierungselementanteile so gegenseitig eingestellt werden, daß der Md(N)-Wert innerhalb des vorgeschriebenen Bereichs liegt.
Andererseits weisen die Kontrollstähle i bis h eine unerwünscht niedrige Zugfestigkeit auf, obwohl diese Stähle einen Md(N)-Wert innerhalb des hier vorgeschriebenen Bereichs besitzen. Man glaubt, daß mit den Kontrollstählen e und f, die einen Mo-Gehalt besitzen, der niedriger als der hier vorgeschriebene ist, die Stähle frühzeitig erweichen, wobei bei den Kontrollstählen g und h, die einen Si-Gehalt niedriger als den hier vorgeschriebenen besitzen, das Si in einem geringen Maß zur Versprödung beigetragen hat.
Beispiel 2
Ein kaltgewalzter Bruchstahl T12 gemäß Tabelle 1 wurde auf eine Temperatur von 1050 °C erhitzt, auf dieser Temperatur für 1 Minute gehalten und mit Wasser auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Der so lösungsgeglühte Streifen wurde kaltgewalzt mit einer Umformrate von 55 %. Das so kaltgewalzte Material enthielt 58 Vol% von bearbeitungsinduziertem Martensit.
Teststücke aus dem kaltgewalzten Material wurden gealtert unter verschiedenen Bedingungen (variierte Temperaturen und Zeiten). Die gealterten Teststücke wurden auf ihre Zugfestigkeit und Erichsen-Bruchspannung getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 zusammen mit den Alterungsbedingungen gezeigt. Tabelle 3
(Kaltwalzverringerung 55%, bearbeitungsinduzierter Martensit 58 Vol.%)

A: erfindungsgemäßes Verfahren
B: Verfahren außerhalb des Schutzumfangs der Erfindung

Die Tabelle 3 offenbart, daß die Alterung bei einer Temperatur von 300 bis 650 °C für eine Periode zwischen 0,5 und 5 Minuten ein Material ergibt, das hervorragend ist sowohl bezüglich der Festigkeit als auch der Zähigkeit und eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung. von mindestens 1000 N/mm² besitzt. Wogegen die Alterung bei einer Temperatur unter 250 °C ein Produkt mit niedrigerer Zugfestigkeit ergibt, wahrscheinlich weil die Reckalterung und das Ausscheidungshärten bei der niedrigeren Temperatur nicht ausreichend sind. Andererseits ergibt die Alterungsbehandlung bei einer höheren Temperatur von 700 °C ebenfalls ein Material mit geringerer Zugfestigkeit, wahrscheinlich weil ein Teil des bearbeitungsinduzierten Martensits, der durch das Kaltwalzen gebildet wurde, beim Altern bei der höheren Temperatur in Austenit rückumgewandelt wird. Das Produkt, das bei 700 °C gealtert ist, weist ebenfalls eine geringe Erichsen-Bruchspannung auf. Man glaubt, da diese Temperatur von 700 °C innerhalb des sensibilisierten Temperaturbereichs liegt, dass grobe interkristalline Ausscheidungen gebildet wurden, und zwar während der Alterungsbehandlung bei dieser Temperatur.
Beispiel 3
Jeder der kaltgewalzten Streifen des Kontrollstahls i der 0,04 % Mo enthält, des Stahls T6, der 1,13 % Mo enthält, T7, der 3,05 % Mo enthält und T8, der 4,23 % Mo enthält wurde bei verschiedenen Temperaturen lösungsgeglüht, kaltgewalzt mit einem Walzgrad von 50 % und bei einer Temperatur von 500 °C für 1 Minute gealtert. Die gealterten Materialien wurden auf ihre Zugfestigkeit und die Erichsen-Bruchspannung hingetestet. Alle gealterten Materialien wiesen Zugfestigkeitswerte von im wesentlichen demselben Niveau in der Größenordnung von 1850 N/mm² bis 2000 N/mm² auf.
Jedoch variierten die gemessenen Werte der Erichsen-Bruchspannung für die gealterten Materialien in einem großen Maße abhängig von dem Mo-Gehalt des Stahls und der Lösungsbehandlungstemperatur. Die Ergebnisse sind graphisch in 2 dargestellt. Das Folgende kann aus 2 geschlossen werden. Erstens weist die Erichsen-Bruchspannung einen Spitzenwert auf, wenn die Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von ungefähr 1000 °C durchgeführt wird, und zwar unbeachtlich der Arten des Stahls. Zweitens, während die Erichsen-Bruchbeanspruchung zum Abnehmen neigt, wenn die Glühtemperatur von ungefähr 1000 °C erhöht wird, nimmt die Erichsen-Bruchspannung am auffälligsten bei dem Kontrollstahl i ab, der 0,04 Massen-% an Mo enthält, wogegen der Erichsen-Wert weniger auffällig bei den Stählen T6, T7 und T8 abnimmt, die mindestens 1,0 Massen-% an Mo erfindungsgemäß enthalten. Drittens, bei jeweils gleicher Glühtemperatur steigt die Erichsen-Bruchspannung mit höher werdenden Mo-Gehalt an.
Mo trägt folglich nicht nur im großen Maße dazu bei, die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahls zu erhöhen, sondern es verbreitet ebenfalls vorteilhafterweise den Lösungsbehandlungstemperaturbereich auf zwischen 980 °C und 1150 °C, was sicherstellt, daß schließlich die Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² erreicht. wird.
2 offenbart weiter, daß die Lösungsbehandlung bei einer Temperatur, die wesentlich geringer als 980 °C ist, ein Material ergibt, das eine verringerte Erichsen-Bruchspannung aufweist, unbeachtlich der Stahlarten. Es wird vermutet, daß die Lösungsbehandlung bei einer Temperatur, die im wesentlichen niedriger als 980 °C ist, nicht-aufgelöste Ausscheidungen übrig läßt, die keine hohe Zähigkeit, die hier beabsichtigt ist, sicherstellen würde, auch wenn das Material in adäquatem Maß der nachfolgenden Kaltwalz- und Alterungsbehandlung unterworfen wird. 2 offenbart weiter, daß die Lösungsbehandlung bei einer Temperatur, die wesentlich höher als 1050 °C ist, ein Material ergibt, das eine verringerte Erichsen-Bruchspannung aufweist. Je höher die Temperatur, desto mehr ist die Erichsen-Bruchspannung verringert. Unter der Annahme, daß dies der Tatsache zugeschrieben werden kann, daß die höhere Lösungsbehandlungstemperatur gröbere Austenitkörner zur Folge hat, wurden die in dem Beispiel 4 beschriebenen Experimente durchgeführt.
Beispiel 4
Teststücke aus kaltgewalzten Streifen der Stähle T6 und T11 der Tabelle 1, wurden lösungsbehandelt unter den in der Tabelle 4 aufgezeigten Bedingungen. Bei jedem lösungsbehandelten Teststück wurde der mittlere Durchmesser des Austenitkorns und die Anzahl der Ausscheidungen in jedem Korn (einschließlich der Anzahl der inter- bzw. zwischenkristallinen Ausscheidungen) untersucht.
Tabelle 4
Der Durchmesser jedes Austenitkorns wurde mittels eines optischen Mikroskops gemäß einer Vergleichsmethode gemessen und daraus der mittlere Durchmesser bestimmt. Die Anzahl der Ausscheidungen wurde bei 10 bis 15 beliebig ausgewählten Austernitkörnern mittels eines Elektronenmikroskops gezählt und die mittlere Anzahl von nicht-aufgelösten Ausscheidungen in jedem Korn, die eine Größe von mindestens 100 nm besitzen, wurde bestimmt. Jedes Teststück wurde dann mit einer Verformungsrate von 50 % kaltgewalzt und bei einer Temperatur von 500 °C für 1 Minute geglüht. Das so alterungsbehandelte Material wurde auf die Erichsen-Bruchspannung getestet.
Die Testergebnisse sind graphisch in 3 gezeigt, bei der die Abszisse den mittleren Durchmesser (μm) des Austenitkorns darstellt, und die Ordinate stellt die mittlere Anzahl der nicht-aufgelösten Ausscheidung in jedem Korn dar, die eine Größe von mindestens 100 nm besitzen. Die Nummern der Graphen in 3 stimmen mit den Graphnummern der jeweiligen Testläufe in Tabelle 4 überein. Die in der 3 durch ausgefüllte Kreise gezeigten Plots zeigen eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² an, wogegen die durch leere Kreise in der 3 angezeigten Plots eine Erichsen-Bruchspannung von weniger als 1000 N/mm² anzeigen.
3 offenbart, daß die gewünschte hohe Erichsen-Spannung von mindestens 1000 N/mm² nur erreicht werden kann, wenn der mittlere Durchmesser der Austenitkörner nicht größer als 50 μm ist und jedes Austenitkorn im Mittel nicht mehr als 5 große Ausscheidungen einschließt, die größer als 100 nm sind. Wie bei den Plots mit der Nr. 10 und 11, bei denen der mittlere Durchmesser der Austenitkörner größer als 50 μm ist, wird die beabsichtigte hohe Zähigkeit nicht erreicht, selbst wenn jedes Korn keine großen Ausscheidungen einschließt, und wie bei den Plots mit der Nr. 1 und 2, bei denen jedes Korn mehr als 5 große Ausscheidungen einschließt, wird die beabsichtigte hohe Zähigkeit nicht erreicht, selbst wenn der mittlere Durchmesser der Austenitkörer nicht größer als 50 μm ist.
Gemäß einer speziellen Ausführungsform der Erfindung ist ein ID-Sägeblatt vorgesehen zum Schneiden eines Halbleitermaterials, das eine im allgemeinen ringförmige Scheibe aus einem nichtrostenden Stahlstreifen von hoher Festigkeit und Zähigkeit mit feinen teilchenförmigen Diamanten, befestigt auf dem inneren Umfang der ringförmigen Scheibe, ist, die eine Schneidkante zum Schneiden des Halbleitermterials bildet, wobei der Streifen im wesentlichen aus dem oben erwähnten nichtrostenden Stahlstreifen hoher Stärke und Zähigkeit besteht, der eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² aufweist.
4 ist eine Draufsicht auf ein ID-Sägeblatt zum Schneiden eines Halbleitermaterials, wie zum Beispiel Silicium, in Wafer. Wie in der Technik bekannt ist, ist das ID-Sägeblatt eine allgemein ringförmige Scheibe aus einem nichtrostenden Stahlstreifen hoher Festigkeit und Zähigkeit mit feinen teilchenförmigen Diamanten (nicht gezeigt) befestigt auf dem inneren Umfang 2 der ringförmigen Scheibe 1, die eine Schneidkante zum Schneiden des Halbleitermaterials bildet. Entlang dem Außenumfang der ringförmigen Scheibe 1 ist eine Vielzahl von Bolzenlöchern 3 vorgesehen, und zwar zum Sichern des Blatts auf einer Schneidmaschine (nicht gezeigt). Außerdem ist das Blatt durch (nicht gezeigte) Bolzen kreisbogenförmig zwischen seinem äußeren und inneren Umfang aufgespannt, um die Kreisförmigkeit seiner Schneidkante während des Schneidbetriebs zu erhöhen. Folglich wird das Blatt wiederholt einer Zugspannung ausgesetzt, die normalerweise nicht weniger als 1800 N/mm² beträgt.
Wenn der erfindungsgemäße nichtrostende Stahlstreifen hohe Festigkeit und Zähigkeit als ID-Sägeblatt zum Schneiden eines Halbleitermaterials verwendet wird, sollte der Streifen vorzugsweise eine niedrige Verformungsanisotropie (Δε), die unten definiert wird, von nicht mehr als 0,15 % besitzen. 5 zeigt Spannungs-Dehnungskurven aus Zugtests, die in einer L-Richtung (der Walzrichtung) und einer T-Richtung (der Richtung senkrecht zu der Walzrichtung) ausgeführt wurden, und zwar an Teststücken, die aus einem schließlich gealterten Material entnommen wurden. Wie in 5 gezeigt ist, wird die Dehnungsanisotropie (Δε) definiert als die Differenz zwischen den Dehnungen in den L- und T-Richtungen (εL–εT) bei einer Zugspannung von 1700 N/mm².
Einige der schließlich gealterten Streifen, die in Tabelle 2 gezeigt wurden, wurden auf die Dehnungsanisotropie (Δε) hin getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5
(Alterung bei 570 °C für 60 Sek.)

A:: Erfindungsgemäße Stähle
B:: Kontrollstähle
ZS:: Zugspannung
Er.BB:: Erichsen-Bruchspannung
–*:: kann nicht gemessen werden

Es wird aus der Tabelle 5 ersichtlich, daß die Bandstähle T1 bis T9 gemäß der Erfindung eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzen und eine Dehnungsanisotropie (Δε) von nicht mehr als 0,15 % aufweisen, wohingegen Streifen von Kontrollstählen a bis h entweder eine Dehnungsanisotropie (Δε) von mehr als 0,15 % aufweisen oder Zugfestigkeiten unter 1800 N/mm² oder eine Erichsen-Bruchspannung von unter 1000 N/mm² besitzen.
Auf der Grundlage der Si- und Mo-Gehalte und der Md(N)-Werte des in der Tabelle 1 gezeigten Stahls und der Ausdehnungsanisotropie (Δε) des in der Tabelle 5 gezeigten alterungsbehandelten Streifens, werden die 6 und 7 erhalten. In den 6 und 7 stellen die ausgefüllten Kreise die gewünschte niedrige Dehnungsanisotropie (Δε) von nicht mehr als 0,15 % des Streifens dar, während "x" eine unerwünschte Dehnungsanisotropie (Δε) von mehr als 0,15 % markieren und die betreffenden Stähle werden durch T1 bis T9 bzw. Buchstaben b bis h symbolisiert. In 6 repräsentiert die Abszisse den Mo-Anteil des Stahls in Gewichtsprozent, während die Ordinate den Si-Anteil des Stahles in Gewichtsprozent darstellt. In 7 stellt die Abszisse den Md(N)-Wert des Stahles dar, während die Ordinate die Dehnungsanisotropie (Δε) des Streifens darstellt. Man kann aus den 6 und 7 verstehen, daß die erwünschte niedrige Dehnungsanisotropie (Δε) von nicht mehr als 0,15 % des Streifens nur sichergestellt werden kann, wenn der Stahl ausreichende Mengen an Si und Mo enthält und einen Md(N)-Wert von nicht mehr als 100 aufweist.
Die ID-Sägeblätter wurden aus Bändern hergestellt, und zwar aus Stählen T2, T6 und T8 gemäß der Erfindung und aus Kontrollstählen a, c und e, gemäß Tabelle 5, durch Ausschneiden einer ringförmigen Scheibe und Aufbringen feiner teilchenförmiger Diamanten auf dem inneren Umfang der so ausgeschnittenen ringförmigen Scheibe. Jedes Sägeblatt wurde auf einer Schneidemaschine befestigt, und ein Einkristall aus Silicium mit einem Durchmesser von 6 Zoll wurde in Wafer geschnitten, bis das Sägeblatt gebrochen war. Die Anzahl der durch jedes Sägeblatt sicher geschnittenen Wafer ist in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6
(Altern bei 570°C für 60 Sek.)

A:: Erfindungsgemäße Stähle,
B:: Kontrollstahl
ZS:: Zugfestigkeit (N/mm²)
Er.BB:: Erichsen-Bruchspannung (N/mm²)
*1:: unmöglich zu verwenden, da sie nicht gespannt bzw. gewölbt werden können

Wie aus Tabelle 6 erkennbar ist, können ID-Sägeblätter, die aus erfindungsgemäßen Bändern hergestellt wurden, mehr als 4000 Wafer sicher schneiden. Wogegen ID-Sägeblätter, die aus Streifen aus Kontrollstählen hergestellt wurden, nicht auf der Schneidmaschine eingespannt werden können bzw. nicht mehr als 1500 Wafer schneiden können.

Claims

Nichtrostender Bandstahl hoher Festigkeit und Zähigkeit, der im wesentlichen aus Folgendem in Gewichts-% besteht: C: bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %); Si: mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %; Mn: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %); Ni: von 4,0 bis 10,0 %; Cr: von 12,0 bis 18,0 %; Mo: von 1,0 bis 5,0 %; N: bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %); wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und zwar mit der Bedingung, daß C + N ≥ 0,1 %erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt werden, daß ein Wert für Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2×[% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23×[% Ni] – 10 × [Mo %] und der Wert Md(N)in den Bereich zwischen 20 und 100 fällt, wobei das Band ein Gefüge aus einer Restaustenitphase besitzt, die zwischen 30 und 80 Vol.% bearbeitungsinduzierte martensitische Phase enthält, wobei das Band eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzt.
Nichtrostender Bandstahl hoher Festigkeit und Zähigkeit, der im wesentlichen aus Folgendem in Gewichts-% besteht: C: bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %); Si: mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %; Mn: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %); Ni: von 4,0 bis 10,0 %; Cr: von 12,0 bis 18,0 %; Cu: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %) Mo: von 1,0 bis 5,0 %; N: bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %); wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sind, mit der Bedingung, daß C + N ≥ 0,1 %erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt sind, daß ein Wert für Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2 × [% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23 × [%Ni] – 26 × [% Cu] – 10 × [Mo %] und der Wert Md(N)in den Bereich zwischen 20 und 100 fällt, wobei das Band ein Gefüge aus einer Restaustenitphase besitzt, die zwischen 30 und 80 Vol.% einer bearbeitungsinduzierten martensitischen Phase enthält, wobei das Band eine Zugstärke von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzt.
Verfahren zum Herstellen eines nichtrostenden Bandstahls hoher Festigkeit und Zähigkeit, das folgende Schritte aufweist: Lösungsglühen eines nichtrostenden Stahlstreifens oder Bandstahls, der im wesentlichen aus Folgendem in Gewichts-% besteht: C: bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %); Si: mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %; Mn: bis zu 5,0 % (ausschliesslich von 0 %); Ni: von 4,0 bis 10,0 %; Cr: von 12,0 bis 18,0 %; Cu: bis zu 5,0 % (einschließlich einer Nichthinzufügung) Mo: von 1,0 bis 5,0 %; N: bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %); wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, mit der Bedingung, daß C + N ≥ 0,1 %erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt werden, daß ein Wert von Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2 × [% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23 × [% Ni]-26 × [% Cu] – 10 × [Mo %] und der Wert Md(N)in den Bereich zwischen 20 und 100 fällt, Glühen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 980 und 1150 °C und unter Bedingungen zum Bilden von Körnern einer einzelnen austenitischen Phase, die einen mittleren Durchmesser zwischen 5 und 50 um besitzen, wobei jedes Korn nicht mehr als 5 nicht-aufgelöste Ausscheidungen einschließt, die eine Größe von mehr als 100 nm besitzen, Kaltwalzen des Bandes, das das so erhaltene Gefüge besitzt, und zwar bei einem Walzgrad, der ausreicht zum Bilden von 30 bis 80 Vol.% von bearbeitungsinduziertem Martensit und Altern des Streifens bei einer Temperatur zwischen 300 und 650 °C für 0,5 bis 5 Minuten.
Innendurchmesser-Sägeblatt (ID-Sägeblatt) zum Schneiden eines Halbleitermaterials, das eine im allgemeinen ringförmige Scheibe eines nichtrostenden Bandstahls oder Stahlblechs hoher Festigkeit und Zähigkeit und feine Diamantteilchen aufweist, die auf dem Innenumfang der ringförmigen Scheibe befestigt sind, die eine Schneidkante zum Schneiden des Halbleitermaterials bildet, wobei das Band oder Blech im wesentlichen aus Folgendem in Gewichts% besteht: C: bis zu 0,1 % (ausschließlich von 0 %); Si: mehr als 1,0 % und nicht mehr als 4,0 %; Mn: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %); Ni: von 4,0 bis 10,0 %; Cr: von 12,0 bis 18,0 %; Cu: bis zu 5,0 % (ausschließlich von 0 %) Mo: von 1,0 bis 5,0 %; N: bis zu 0,15 % (ausschließlich von 0 %); wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, mit der Bedingung, daß C + N ≥ 0,1 %erfüllt ist und wobei die Legierungselementgehalte so eingestellt werden, daß ein Wert für Md(N) durch die folgende Gleichung definiert wird: Md(N) = 580 – 520 × [% C] – 2 × [% Si] – 16 × [% Mn] – 16 × [% Cr] – 23 × [% Ni] – 26 × [% Cu] – 10 × [Mo %] und der Wert Md(N)in den Bereich zwischen 20 und 100 fällt, wobei das Band ein Gefüge aus einer Restaustenitphase besitzt, die zwischen 30 bis 80 Vol.% einer bearbeitungsinduzierten martensitischen Phase enthält, wobei das Band eine Zugfestigkeit von mindestens 1800 N/mm² und eine Erichsen-Bruchspannung von mindestens 1000 N/mm² besitzt.
Das ID-Sägeblatt nach Anspruch 4, wobei das Band eine Dehnungsanisotropie (Δε) von nicht mehr als 0,15 % aufweist, wobei die Ausdehnungsanistropie definiert ist als die Differenz (εL–εT) zwischen den Dehnungen in eine der Walzrichtung entsprechenden L-Richtung (ε L) und eine senkrecht zur Walzrichtung verlaufenden T-Richtung (εT) nach einem Zugtest an gealtertem Material des Bandes in jeweils die L-Richtung und die T-Richtung bei einer Zugspannung von 1700 N/mm².