DE3100476A1

DE3100476A1 - "verfahren zur herstellung von ferritischen nichtrostenden stahlplatten oder -baender und anwendung des verfahrens"

Info

Publication number: DE3100476A1
Application number: DE3100476A
Authority: DE
Inventors: Mitsuo Hikari Yamaguchi Ishii; Tadashi Sawatani; Hirofumi Fukuoka Yoshimura
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-01-11
Filing date: 1981-01-09
Publication date: 1981-12-24
Also published as: IT8167022A0; JPS5856734B2; GB2070060B; IT1143262B; GB2070060A; KR830005378A; ES8200925A1; FR2473554A1; BR8100131A; ES498415A0; DE3100476C2; MX154660A; US4373971A; SE8100070L; KR850000930B1; JPS5698423A; SE445929B; FR2473554B1

Description

Die Erfindung bw aht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von ferritischen nichtrostenden Stahlplatten oder -bändern, bei dem die Verfahrensschritte vereinfacht sind und mit dem Produkte erhalten werden können, die mit den Produkten herkömmlicher Verfahren vergleichbar oder ihnen überlegen sind.

Kaltgewalzte Produkte aus ferritischen nichtrostenden Stählen sind bisher hergestellt worden, indem eine warmgewalzte Stahlbandrolle bei 800 bis 850⁰C satzweise kistengeglüht wurde, wobei das Kaltwalzen und das Rekristallisationsglühen vielfach zweimal wiederholt wurden. Da ein warmgewalztes Stahlband eine heterogene Mikrostruktur aufweist, kann die gewünschte Verformbarkeit nicht erreicht werden, falls dieses Band direkt einem Kaltwalzen unterworfen wird, weshalb ein satzweises Diffusionsglühen über einen langen Zeitraum hinweg vor dem Kaltwalzen durchgeführt werden sollte. Um jedoch eine lange Bandrolle gleichmäßig auch im inneren Teil der Rolle zu erhitzen und ein Diffusionsglühen zu bewirken, sollte die Rolle in einem Ofen mehr als 40 Stunden aufbewahrt werden, wodurch die gesamte Produktionszeit sehr lang wird und damit

25 die Herstellungskosten unvermeidbar ansteigen.

Um den Nachteil des langen, satzweisen Diffusionsglühens bei nichtrostenden Stählen zu vermeiden, ist das sogenannte kontinuierliche Glüh- oder Anlaßverfahren vorgeschlagen worden, bei dem eine Rolle abgewickelt und kontinuierlich durch einen Ofen befördert wird.

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Wenn ein warmgewalztes Band aus ferritischem nicht- _. rostendem Stahl einem kontinuierlichen Glühen anstelle des herkömmlichen satzweisen Glühens unterworfen wird, muß das Band auf eine höhere Temperatur erwärmt werden als bei dem herkömmlichen Verfahren, falls aber das Band auf eine hohe Temperatur erwärmt wird, dann wandelt sich der ferrit'sehe Stahl in eine Austenit-Ferri t-Mi s chphas ens truktür um.

In der japanischen Patentschrift 30 008/76 wird ein kontinuierliches Glühverfahren beschrieben, bei dem ein ferritischer nichtrostender Stahl auf eine Temperatur von 1.330 bis 1.350⁰C erwärmt wird, wobei der Austenit-Ferrit-Mischphasenbereich für eine kurze Zeit von weniger als 3 min überschritten wird und das erwärmte Stahlband luftgekühlt oder rasch mit einer erhöhten Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt wird. In der japanischen Patentschrift 1 878/72 wird ein kontinuierliches Glühverfahren beschrieben, bei dem ein warmgewalztes Band aus ferritischem nichtrostendem Stahl für weniger als 10 min auf eine Temperatur von 93 0 bis 990⁰C erwärmt wird, wo die Austenit- und Ferrit-Phase nebeneinander bestehen, wobei das erwärmte Band luftgekühlt oder rasch mit einer erhöhten Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt wird. Bei diesem herkömmlichen kontinuierlichen Glühverfahren wird jedoch die Austenit-Phase, die während des Glühvorgangs gebildet wird, während des Kühlvorgangs in eine Martensit-Phase umgewandelt, was Schwierigkeiten zur Folge hat, beispielsweise bei dem nachfolgenden KaltwalζVorgang. Dies sind ein Bruch beim Kaltwalzvorgang und interkristalline Korrosion beim Glüh- und Beiζvorgang.

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Bei dem in der US-Patentschrift 2.808.353 beschriebenen Verfahren treten solche Schwierigkeiten nicht auf, weil ein warmgewalztes Band aus ferritischem nichtrostendem Stahl auf eine Temperatur von 927 bis 1.149°C zwischen 1 und 10 min erwärmt wird, worauf es satzweise bei 760 bis 899⁰C geglüht wird.

Als ein Verfahren, das ein zusätzliches Element verwendet, wird in der japanischen Offenlegungsschrift 84 019/73 ein Verfahren beschrieben, das das kontinuierliche Glühen eines warmgewalzten Bandes aus Ti-versetztem ferritischem nichtrostendem Stahl bei 950 + 20⁰C während einer Zeit von weniger als 10 min umfaßt.

Die Erfindung ist auf die Herstellung Al-haltiger ferriti scher nichtrostender Stahlplatten oder -bänder abgestellt. Die Verwendung des Al als zusätzliches Element wird beispielsweise in der britischen Patentschrift 1.162.562 und der japanischen Patentschrift 44 888/76

20 beschrieben.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von ferriti sehen nichtrostenden Stahlplatten oder -bändern bereitzustellen, bei dem das Glühen oder Anlassen eines warmgewalzten Bandes aus f erriti schein nichtrostendem Stahl nach dem kurzzeitigen kontinuierlichen Glühverfahren anstelle des herkömmlichen satzweisen Glühverfahrens durchgeführt wird, wobei ein kaltgewalztes Produkt aus ferritischem nichtrostendem Stahl erhalten wird, das sowohl hinsichtlich der Anti-Rippenbildungseigenschaften (anti-ridging-property) wie der Tiefzieheigenschaften vergleichbar ist mit herkömmlichen Produkten oder ihnen überlegen ist und keine Fehler, wie den Goldstaubfehler, aufweist. Mit der

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Bezeichnung "Goldstaubfehler" ist ein solcher Fehler gemeint, daß, wenn ein Schutzfilm aus einem Vinylharz od.dgl., der auf eine hergestellte Platte oder Blech aufgebracht worden ist, abgelöst wird, die Oberfläche der hergestellten Platte teilweise entfernt wird und die Oberfläche glitzert.

Durch die Erfindung soll ferner ein Verfahren zur Herstellung von ferritL sehen nichtrostenden Stahl-

plattenprodukten bereitgestellt werden, die vergleichbar sind mit herkömmlichen Produkten oder denselben überlegen sind und die keine Fehler, wie den Goldstaubfehler, aufweisen, trotz der Vereinfachung des zweifacher Kaltwalz- und Glühvorgangs zur Herstellung der gewünschten Platten - oder Blechdicke beim herkömmlichen Verfahren (das als "2CR" bezeichnet wird) auf ein einziges Kaltwalzen und Glühen (das als"1CR" bezeichnet wird).

Das erfindungsgemäße Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, daß ein warmgewalztes Band aus Al-haltigem ferritL schem nichtrostendem Stahl kontinuierlich geglüht oder angelassen wird, und zwar mit einem solchen Wärmeverlauf, daß AlN in dispergiertem Zustand ausgefällt wird, und

25 weiterhin eine an Chrom verarmte Schicht oder Zone,

die den Goldstaubfehler verursacht, nicht gebildet wird.

Fig. 1 stellt ein Diagram dar, das die ₃q Beziehung zwischen der H₂-Temperatur

und dem r - Wert veranschaulicht; Fig. 2 stellt ein Diagram dar, das die Beziehung zwischen der H«-Temperatur und dem Korrosionsgewichtsverlust ver- __ anschaulicht;

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Fig. 3 stellt ein Diagram dar, das

die Einflüsse der durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit von H auf H~ auf den r - Wert veranschaulicht;

Fig. 4 stellt eine Kurve dar, die eine gesteuerte Abkühlgeschwindigkeit nach dem Al-Gehalt von der H₂~Temperatur zeigt;

Fig. 5 ist eine mikroskopische Fotografie,

die die metallografische Struktur eines nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Stahlbleches wiedergibt.
15

Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird ein warmgewalztes Band aus Al-haltigem ferritischem nichtrostendem Stahl, das nach einem üblichen Verfahren hergestellt worden ist, auf eine Temperatur zwischen 850 und 1.100⁰C (die als H..-Temperatur bezeichnet wird) erwärmt, wodurch ein Teil oder im wesentlichen das gesamte AlN (Aluminiumnitrid) , das aus Al und N besteht, das in dem nichtrostenden Stahl, der nach einem üblichen Schmelzverfahren hergestellt worden ist, enthalten ist, in einer festen Lösung gelöst wird. Das erwärmte Band wird dann auf eine Temperatur zwischen 700 und 900⁰C (die als !!„-Temperatur bezeichnet wird) abgekühlt, wobei das AlN in dispergiertem Zustand während des Abkühlvorgangs ausgefällt wird. Um den Goldstaubfehler zu verhindern, der durch eine örtliche Verschlechterung des Korrosionswiderstandes verursacht wird, von dem man annimmt, daß er durch die Bildung einer an Chrom verarmten Schicht um die relativ großen Chromcarbonitrj dniederschläge an den Korngrenzen auftritt, wird ein in Abhängig-

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keit vom Al-Gehalt gesteuertes Abkühlen durchgeführt. Genauer gesagt, wird, wenn der Al-Gehalt hoch ist, die ausgefällte ΑΓΝ-Menge groß und die ausgefällte Menge des Chromcarbonitrids entsprechend herabgesetzt. Infolgedessen kann in diesem Fall die Abkühlgeschwindigkeit niedrig sein. Wenn der Al-Gehalt niedrig ist, dann ist die Wirkung des AlN, die Ausfällung des Chromcarbonitrids zu unterdrücken, gering. Infolgedessen wird in diesem Fall eine höhere Abkühlgeschwindigkeit vorgezogen. Die Abkühlgeschwindigkeit, wird deshalb innerhalb des in Fig. gezeigten Bereichs gesteuert, wie im einzelnen nachstehend beschrieben ist.

Das warmgewalzte und geglühte Stahlband in dem Zustand, in dem AlN in dispergiertem Zustand ausgefällt ist, wird kaltgewalzt und einem Rekristallisationsglühen unterworfen, wodurch ein Produkt erhalten wird, das vergleichbar ist mit herkömmlichen Produkten oder denselben überlegen ist, und zwar hinsichtlich der Tiefzieheigenschaft, der Anti-Rippenbildungseigenschaft und des Korrosionswider Standes .

Die bzw. das ferritische nichtrostende Stahlplatte oder -band, das durch die Erfindung bereitgestellt wird, ist durch die folgende Kombination gekennzeichnet:

Eine Zusammensetzung die nicht mehr als 0.12% Kohlenstoff, zwischen 15 und 20% Chrom, bis zu 0.025% Stickstoff sowie Aluminium in einer Menge von mindestens dem zweifachen des Stickstoffgehaltes, jedoch höchstens 0.4%, umfaßt, wobei der Rest im wesentlichen Eisen ist;

Dem Kaltwalzen, dem ein Rekristallisationsglühen folgt, als letztem Verfahrensschritt und eine Phasenmikrostruktur

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des Aluminiumnitridniederschlags in einem dispergierten Zustand, wobei keine an Chrom verarmte Schicht oder Zone um das Carbonitrid vorliegt, wodurch ein Goldstaubfehler hervorgerufen wird. Die gefüge Phase der Matrix ist im allgemeinen Ferrit.

Wenn die H₁-Temperatur weniger als 850⁰C beträgt, wird die Menge des gelösten AlN vermindert, und wenn die H₁-Temperatur mehr als 1.100⁰C beträgt, dann tritt eine Teilchenvergrößerung der Kristallkörner auf. In jedem Falle werden die Tiefzieheigenschaften und andere Eigenschaften des Endprodukts beeinträchtigt.

Wenn die H„-Temperatur mehr als 900⁰C beträgt, reicht die Ausfällung des AlN nicht mehr aus, um eine Verschlechterung der Tiefziehbarkeit des Endprodukts zu verhindern. Wenn die H„-Temperatur weniger als 700⁰C beträgt, können relativ große Chromearbonitridteilchen an den Korngrenzen sich abscheiden. Wenn eine solche Abscheidung von Carbonitrid auftritt, bildet sich eine an Chrom verarmte Schicht um jede Ausfällung, was eine örtliche Verschlechterung des Korrosionswiderstandes bewirkt, wodurch das Auftreten der sogenannten Goldstaubbildung sehr wahrscheinlich wird. Der Korrosionswiderstand wird auch durch den Al-Gehalt beeinflußt.

Normalerweise führt ein hoher Al-Gehalt zu einem hohen Korrosionswiderstand; um jedoch einen besseren Korrosionswiderstand zu erhalten, ist es notwendig, daß die ^-Temperatur mindestens 700⁰C beträgt. Wenn die H..-Temperatur weniger als 900⁰C beträgt, wird die ^-Temperatur freilich auf ein niedrigeres Niveau als die H₁-Temperatur eingestellt.um AlN in einem dispergiertem Zustand während des Abkühlvorganges von der H₁-Temperatur

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auf die H₉-Temperatur auszufällen, kann ein Verfahren angewandt werden, bei dem das Abkühlen kontinuierlich durchgeführt wird, und ein Verfahren, bei dem das Abkühlen auf die H_-Temperatur durchgeführt wird, wobei die H_?- Temperatur anschließend aufrechterhalten wird.

Wenn das Band kontinuierlich von der H₁-Temperatur auf die H^-Temperatur (700 bis 900⁰C) mit einer konstanten oder einer variierten Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt wird, dann sollte die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit weniger als 15°C/sec betragen. Die Einflüsse der Abkühlgeschwindigkeit auf die Eigenschaften, wie die Tiefzieheigenschaften, stehen in enger Beziehung zum Al-Gehalt. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit in einem Bereich von weniger als 15°C/sec höher ist, tritt bei einem höheren Al-Gehalt ein großer Effekt auf, während der Effekt bei einem geringeren Al-Gehalt verhältnismäßig vermindert ist. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit 15°C/sec oder mehr beträgt, dann reicht die AlN-Ausfällung nicht mehr aus und die Tiefzieheigenschaft des Produkts ist verringert. Wenn das Abkühlen von der H.-Temperatur auf die H„-Temperatur mit einer Geschwindigkeit von mehr als 15°C/sec durchgeführt wird, wird das Band bei der H₂-Temperatur gehalten, um AlN in dispergiertem Zustand auszufällen.

Die nachstehenden Beispiele dienen der weiteren Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1 30

Warmgewalzte Stahlplatten, die nach einer üblichen Schmelzmethode und unter üblichen Walzbedingungen aus 17Cr ferritischen nichtrostenden Stählen, deren Al-Gehalt wie

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in Tabelle 1 angegeben unterschiedlich ist, hergestellt worden sind, wui ':.·: auf 1.000⁰C als EL -Temperatur erwärmt und dann gesteuert abgekühlt. Die Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf H~ war manchmal in dem höheren Temperaturbereich höher und in dem niedrigeren Temperaturbereich niedriger, oder die Abkühlgeschwindigkeit war manchmal in dem höheren Temperaturbereich niedriger und in dem niedrigen Temperaturbereich höher. Die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit, aus der Differenz zwischen H₁ und H„ errechnet, und die für dieses Abkühlen erforderliche Zeit wurden als Abkühlgeschwindigkeit angenommen .

Die so behandelten Stahlplatten wurden entzundert und kaltgewalzt, bis die Dicke auf eine Dicke von 0.7mm herabgesetzt war, worauf die Stahlplatten einem Rekristallisationsglühen bei 830⁰C unterworfen wurden. Die Kaltwalzmethoden waren sowohl 1CR, wobei die 0.7mm dicken Platten durch ein einziges Kaltwalzen ohne zwischengeschaltetes Rekristallisationsglühen erhalten wurden, wie 2CR, wobei nach einem zwischengeschalteten Rekristallisationsglühen eines 2.0mm dicken kaltgewalzten Bandes die Plattendicke schließlich auf 0.7mm reduziert wurde.

Tabelle 1

Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) der Proben

Probe	C	Si	Mn	P	S	Ni	1	Cr	Al	N
A	0.05	0.30	0.21	0.021	0.008	0.21	1	6.60	0.030	0.0061
B-	0.06	0.32	0.25	0.018	0.007	0.18	1	6.81	0.076	0.0101
C	0.05	0.35	0.21	0.019	0.008	0.19	1	6.71	0.151	• 0.0121
D	0.06	0.33	0.25	0.020	0.008	0.21	1	6.61	0.301	0.0135
E	0.05	0.29	0.21	0.023	0.006	0.18	6.55	0.405	0.0145

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Zum Vergleich wurden ähnliche warmgewalzte Platten, die unter herkömmlichen Kistenglühbedingungen (erwärmen auf 850⁰C und kühlen im Ofen) geglüht worden waren, einem Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen unterworfen, um die Dicke auf 0.7mm zu reduzieren.

Von jeder Platte mit einer Dicke von 0.7mm wurden die r - Werte, die die Tiefzieheigenschaften angeben, gemessen, wobei der mittlere Wert r = (r„ + 2r_4c. + r_qo)/4 errechnet wurde. Bei jeder Platte wurde ferner die Rippenhöhe (ridging height) gemessen. r„, r.- und r_gQ geben die r - Werte in Richtungen an, die gegenüber der Walzrichtung um 0°, 45° bzw. 90° geneigt sind. Die Abkühlbedingungen, Kaltwalzbedingungen und Eigenschaften der hergestellten Platten sind in Tabelle 2 widergegeben.

Die Beziehung zwischen dem r - Wert und der H^-Temperatur (die durchschnittliche Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf E₀ betrug nicht mehr als 15°C/sec) wurde festgestellt, wobei die in Fig. 1 dargestellten Ergebnisse erhalten wurden. Es ist ersichtlich, daß, wenn das Abkühlen auf die H„-Temperatur herab, die mehr als 900⁰C beträgt, mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 15°C/sec durchgeführt wird, von einem raschen Abkühlen gefolgt, der r - Wert drastisch reduziert, wobei die Temperatur über 9 00⁰C ansteigt. Es besteht eine bestimmte Beziehung zwischen dem r - Wert und dem Al-Gehalt, wobei bei Al-reicheren Stählen ein beträchtlich höherer r - Wert erhalten wird, auch wenn die !!„-Temperatur weniger als 700⁰C beträgt. Die Ergebnisse der Korrosionsversuche, wie nachstehend beschrieben, zeigen jedoch, daß die E₀ -Temperatur nicht weniger als 700⁰C betragen sollte. Genauer gesagt, bei der Unter-

~ 15 ~

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Tabelle

Bedingungen des Abkühlens der warmgewalzten Platten von der H₁-Temperatur auf 1.000⁰C, Kaltwalzbedingungen und Eigenschaften

der Produkte

CD -Tr·»

	Ver	Pro	Al-Ge	H₉-Tempera-	Durchschnitt	Durchschnitt	Kalt	r - Wert	Rippen
	such	be	halt (%)	tur (⁰C)	liche Geschwin	liche Geschwin	walzen		höhe
	Nr.	A Il	0.030 Il	950 800	digkeit (°C/sec)	digkeit (°C/sec)	und	1.05 1.25	14 16
Stahl	CD Q)	B	0.076	800	des Abkühlens von	des Abkühlens von	Glühen	1.20	15
art	GD	A	0.030	600	H₁ auf H₂	H₂ auf 200⁰C	1 CR Il	1.15	14
Stähle		C	0.151	950	0.5 Il	30 ti	ti	1.15	14
mit we-	O	Il	Il	900	8.0	Il	Il	1.25	16
nxg Al	©	π	Il	800	2.0	Il	Il	1.25, 1.30	17, 17
C-f-äVilcs	Q)	D	0.301	700	0.5	Il	π	1.25	18
	®	Il	Il	Il	0.8	Il	1, 2 CR	1.10	18
Vi pI Al	(9)	E	0.405	M	1.5	It	1 CR	1.20	18
		C	0.151	500	10.0	It	Il	1.25	17
	Q			15.0	Il	η
				13.0	Il	■ι
				1.5	Il

Anmerkung: * ... r - Wert =1.2 und Rippenhöhe = 18pm bei herkömmlichem Produkt

suchung der interkristallinen Korrosion aufgrund der Ausfällung von Chromcarbonitrdd an den Korrgrenzen ergab sich die Beziehung zwischen dem Korrosionsgewichtsverlust in einer 65%-igen wässrigen Salpetersäurelösung und der H„-Temperatur in Bezug auf die Proben C bei Versuchen, einschließlich der Bedingungen, die in Tabelle 2 nicht angegeben sind. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 dargestellt. Es ist ersichtlich, daß, wenn die H^-Temperatur weniger als 7 00⁰C beträgt, der Korrosionsgewichtsverlust drastisch erhöht wird und der Korrosionswiderstand beeinträchtigt ist. Aus diesen Gründen wird die !!„-Temperatur nach der Erfindung zwischen 700 und 900⁰C eingestellt.

Die Abhängigkeit der Anti-Rippenbildungseigenschaften von der !!„-Temperatur ist gering und die Anti-Rippeneigenschaft der Produkte, die bei der H--Temperatur zwischen 700 und 900⁰C erhalten worden sind, ist vergleichbar mit der herkömmlicher Produkte.

Der Einfluß der durchschnittlichen Geschwindigkeit der Abkühlung von H₁ auf H_ auf den r - Wert ist in Fig. 3 dargestellt. Es ist ersichtlich, daß die durchschnittliche Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf H„ weniger als 15°C/sec betragen sollte. Der r - Wert wird ferner durch den Al-Gehalt beeinflußt, auch wenn die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit innerhalb des vorstehenden Bereichs liegt. Genauer gesagt, bei einem hohen Al-Gehalt wird ein hoher r - Wert auch bei einer hohen Abkühlgeschwindigkeit erhalten, während bei einem niedrigen Al-Gehalt der r - Wert eine Tendenz zeigt, abzunehmen, wenn die Abkühlgeschwindigkeit groß ist. Demgemäß wird eine niedrige Abkühlgeschwindigkeit, ins-

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besondere niedriger als 10°C/sec, im allgemeinen vorgezogen.

Die Geschwindigkeit des Abkühlens von der H₂-Temperatur auf ein Niveau von nicht mehr als 200⁰C wird entsprechend dem Al-Gehalt gesteuert. Genauer gesagt, die Proben, die hinsichtlich des Al-Gehaltes unterschiedlich waren, wurden mit verschiedenen Abkühlgeschwindigkeiten von der Temperatur H₂ auf ein Niveau von nicht mehr als 200⁰C abgekühlt, wobei die interkristalline Korrosion mit einer 65%-igen wässrigen Salpetersäure als Beispiel diente, um die Abkühlgeschwindigkeit zu bestimmen, einen Korrosionsgewichtsverlust von 1 g/m²' hr oder weniger vorausgesetzt, der praktisch vernachlässigbar ist. Es wurde festgestellt, daß die Abkühlgeschwindigkeit in dem Bereich oberhalb der in Fig. 4 gezeigten Kurve liegen sollte. Bei einem niedrigen Al-Gehalt sollte also die Abkühlgeschwindigkeit mindestens etwa 10°C/sec betragen, während bei einem hohen Al-Gehalt eine niedrigere Abkühlgeschwindigkeit eingestellt werden kann.

Bei dem vorstehenden Beispiel wurden Al-haltige ferritische nichtrostende Stahlplatten nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt, wobei Produkte mit einer metallografischen Struktur erhalten wurden, wie sie beispielsweise in der mikroskopischen Fotografie (15.000-fache Vergrößerung) der Fig. 5 gezeigt ist. Wie aus Fig. 5 ersichtlich ist, wird in dem Produkt, das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt worden ist. Aluminiumnitrid (AlN) mit rechteckiger Form in dispergiertem Zustand ausgefällt. Es wird angenommen, daß beim Rekristallisationsglühvorgang die rekristallisierten Kristalle, die eine Kristallorientierung zur Verbesserung des r - Wertes aufweisen, wachsen, und

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zwar aufgrund der dispergierten AlN-Niederschläge in dem kaltgewalzten Stahl. Vorzugsweise beträgt die untere Grenze der zugegebenen Al-Menge das zweifache des N-Gehaltes, und, wie aus Fig. 1 ersichtlich ist, kann die beabsichtigte Wirkung erreicht werden, wenn die obere Grenze der zugegebenen Al-Menge etwa 0.4% beträgt.

Beispiel 2

Es wird nun im einzelnen eine Ausführungsform beschrieben, bei der das Abkühlen von der H₁-Temperatur auf die H„-Temperatur auf eine Geschwindigkeit von nicht weniger als 15⁰C eingestellt wird, worauf die !!„-Temperatur

15 aufrechterhalten wird.

Eine warmgewalzte Platte aus einem Al-haltigen ferrit ischem nichtrostendem Stahl (Beispiel F in Tabelle 3),die eine Dicke von 3.8mm aufwies, wurde durch eine kontinuierliche Glühvorrichtung befördert, wo die Stahlplatte 1 min lang auf 1.000⁰C erwärmt wurde, dann 2 min lang auf 800⁰C gehalten wurde und rasch von 800⁰C auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C/sec abgekühlt wurde. Nach dieser Wärmebehandlung wurde die Metallplatte entzundert und dann nach der 1CR-Methode ohne zwischengeschaltetes Glühen kaltgewalzt, bis die Dicke auf 0.7mm reduziert war, wobei ein Rekristallisationsglühen bei 830⁰C 2 min lang durchgeführt wurde. Zum Vergleich wurden warmgewalzte SUS (AISI) 43 0-Platten, die eine übliche Zusammensetzung G, wiesie in Tabelle 3 angegeben ist und eine Dicke von 3.8mm aufwiesen, bei 815°,C zwei Stunden lang unter herkömmlichen Kistenglühbedingungen geglüht und dann auf 0.7mm nach der 1CR-Methode oder der 2CR-Methode

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(ein zwischengeschaltetes Glühen wurde bei 830⁰C 2 min lang durchgeführt als die Dicke 2.0mm betrug) kaltgewalzt. Die Platten wurden anschließend einem Rekristallisationsglühen bei 830⁰C 2 min lang unterworfen. 5

Tabelle

Chemische Zusammensetzung (%) der Proben

Probe	0	C	Si	3	0	Mn	0	P	S	007	1	Cr	59	Al	N	012
F	0	.05	0.	4	0	.13	0	.025	0.	005	1	6.	39	0.078	0.	016
G	.06	0.		.34	.029	0.		6.	—	0.

Die Eigenschaften der so erhaltenen Platten mit einer Dicke von 0.7mm sind in Tabelle 4 wiedergegeben.

Tabelle

-

Festigkeitseigenschaften, r -Wert und Anti-

rippenbildungseigenschaft

Stahl	Vorgang .	1CR	Streck grenze (kg/cm²)	Zug festig keit (kg/cm²)	Dehnung (%)	r-Wert	Rippen bildung (Ηίοχ,μιη)
mit Al- versetzter Stahl 1CR	2CR	33.4	50.2	31.3	1.18	12
SUS43Q	37.1	51.7	28.2	0.93	25
SÜS430	35.3	50.5	29.5	1.16	15

"20

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Die 1CR-Stahlplatte aus Al-haltigem ferritischem nichtrostendem Stahl, die erfindungsgemäß wärmebehandelt worden ist, ist gegenüber der Vergleichs-1CR-Stahlplatte aus SUS430 hinsichtlich ihrer Festigkeitseigenschaften, des r - Wertes, der die Tiefzieheigenschaften angibt, und ihrer Anti-Rippenbildungseigenschaften hervorragend. Darüber hinaus ist die erfindungsgemäße 1CR-Platte hinsichtlich ihrer Festigkeitseigenschaften,des r - Wertes und der Anti-Rippenbildungseigenschaft vergleichbar mit

10 der 2CR-Platte aus SUS430 oder dieser überlegen.

Aus der vorstehenden Beschreibung ist ohne weiteres ersichtlich, daß erfindungsgemäß ferritische nichtrostende Stahlplatten oder -bänder bereitgestellt werden können, die vergleichbar mit konventionellen Produkten hinsichtlich der Tiefzieheigenschaft, der Anti-Rippenbildungseigenschaft und des Korrosionswiderstandes sind oder diesen überlegen sind. Weiterhin kann das Glühen einer warmgewalzten Stahlplatte mit einem kurzzeitigen kontinuierlichen Glühvorgang anstelle des konventionellen Kistenglühvorgangs der über eine lange Zeit hinweg durchgeführt werden muß, erfolgen. Ferner kann durch die Kombination des Kaltzwalzvorgangs und des Glühvorgangs ein Effekt erreicht werden, der die kontinuierliche Produktion von ferritischen nichtrostenden Stählen zum Tiefziehen ermöglicht.

Weiterhin können erfindungsgemäß durch den 1CR-Vorgang ferritische nichtrostende Stahlplatten oder -bänder erhalten werden, die hinsichtlich ihrer Festigkeitseigenschaften, der Tiefzieheigenschaft und der Anti-Rippenbildungseigenschaft mit herkömmlichen 2CR-Produkten vergleichbar oder diesen überlegen sind.

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Leerseite

Claims

PATENTANWÄLTE DK. KADOR & DK. KLUNKER K 13 ML· Nippon Steel Corporation 6-3, Otemachi 2-chome, Chiyoda-ku, Tokyo / Japan Verfahren zur Herstellung von ferritischen, nichtrostenden Stahlplatten oder -bänder und Anwendung des Verfahrens. P a t e η t a nsprüche

1. Verfahren zur Herstellung eines bzw. einer ferritiöchen nichtrostenden Stahlplatte oder -bandes, dadurch gekennzeichnet, daß ein warmgewalztes Stahlband aus einem Al-haltigen, ferritischen nichtrostenden,Stahl auf eine Temperatur zwischen 850 und 1.100⁰C, die als H..-Temperatur bezeichnet wird, erwärmt wird, dann das Aluminiumnitrid in dispergiertem Zustand ausgefällt wird, während das Band auf eine Temperatur von 700 bis 900⁰C, die als H -Temperatur bezeichnet wird, abgekühlt wird, ein anschließendes Abkühlen auf ein Niveau von höchstens 200⁰C mit einer solchen Abkühlgeschwindigkeit durchgeführt wird, daß eine an Chrom verarmte Schicht, die einen Goldstaubfehler hervorrufen kann, um das Chromcarbonitrid nicht

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gebildet wird und ein Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen durchgeführt wird, bis die Dicke auf die vorgesehene Platten- bzw. Banddicke herabgesetzt ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit von der H₁-Temperatur auf die H„-Temperatur weniger als 15°C/sec beträgt und das Band auf ein Niveau von höchstens 200⁰C mit einer Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt wird, die in Abhängigkeit des Al-Gehaltes gesteuert wird, wodurch die Bildung der an Chrom verarmten Schicht verhindert wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch g e k e η η zeichnet, daß die Abkühlgeschwindigkeit, die in Abhängigkeit vom Al-Gehalt gesteuert wird, in dem in Fig. 4 gestrichelt dargestellten Gebiet liegt.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch g e kennzeichnet, daß das Kaltwalzen durchgeführt wird, bis die Platten- bzw. Banddicke ohne zwischengeschaltetes Glühen erreicht ist.

5. Verfahren zur Herstellung einer bzw. eines ferritischen nichtrostenden Stahlplatte oder -bandes, dadurch g e kennz eichnet, daß ein warm gewalztes Stahlband aus einem Al-haltigen ferrit'sehen nichtrostenden Stahl auf eine Temperatur zwischen 850 und 1.100⁰C, die als H₁-Temperatur bezeichnet wird, erwärmt wird, dann das Aluminiumnitrid in dispergiertem Zustand ausgefällt wird', während das Band auf eine Temperatur zwischen 700 und 900⁰C, die als H„-Temperatur bezeichnet wird,

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mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 15°C/see abgekühlt wird, worauf die !!„-Temperatur aufrechterhalten wird, ein anschließendes Abkühlen auf ein Niveau von höchstens 200⁰C mit einer Abkühlgeschwindigkeit erfolgt, die in Abhängigkeit des Al-Gehaltes gesteuert wird, wodurch die Bildung einer an Chrom verarmten Schicht, die um das Chromcarbc Nitrü gebildet wird und einen Goldstaubfehler hervorrufen kann, durch das Ausfällen des Aluminiumnitrid unterdrückt wird und ein Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen durchgeführt wird, bis die Dicke auf die Platten-bzw. Banddicke herabgesetzt ist.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch g e k e η η zeichnet, daß die Abkühlgeschwindigkeit, die in Abhängigkeit vom Al-Gehalt gesteuert wird, in dem in Fig. 4 gestrichelt dargestellten Gebiet liegt.

7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch g e k e η η zeichnet, daß das Kaltwalzen durchgeführt wird, bis die Platten- bzw. Banddicke ohne zwischengeschaltetes Glühen erreicht ist.

8. Kaltgewalzte und rekristallisationsgeglühlte Platte bzw. Band aus ferritischem nichtrostendem Stahl hergestellt gemäß Anspruch 1 oder 2, die nicht bzw. der nicht mehr als 0.12% Kohlenstoff, 15 bis 20% Chrom, bis zu 0.025% Stickstoff und Aluminium in einer mindestens 2-fachen Menge des Stickstoffs, aber höchstens 0.4% enthält, wobei der Rest Eisen ist, und eine Mikrostruktur aufweist, bei der Aluminiumnitrid im dispergierten Zustand ausgefällt und eine an Chrom verarmte Schicht,

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die den Goldstaubfehler hervorruft, um das Carbo— nitrdd nicht vorhanden ist.

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