DE3100476C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht 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 850°C 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 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.

Wenn ein warmgewalztes Band aus ferritischem nichtrostendem 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 ferritische Stahl in eine Austenit-Ferrit-Mischphasenstruktur 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 1.350°C 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 930 bis 990°C 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 Kaltwalzvorgang. Dies sind ein Bruch beim Kaltwalzvorgang und interkristalline Korrosion beim Glüh- und Beizvorgang.

Bei dem in der US-Patentschrift 28 08 353 beschriebenen Verfahren treten solche Schwierigkeiten nicht auf, weil ein warmgewalztes Band aus ferritischem nichtrostenden Stahl auf eine Temperatur von 927 bis 1.149°C zwischen 1 und 10 min erwärmt wird, worauf es satzweise bei 760 bis 899°C 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 + 20°C während einer Zeit von weniger als 10 min umfaßt.

Die Erfindung ist auf die Herstellung Al-haltiger ferritischer nichtrostender Stahlplatten oder -bänder abgestellt. Die Verwendung des Al als zusätzliches Element wird beispielsweise in der britischen Patentschrift 11 62 562 und der japanischen Patentschrift 44 888/76 beschrieben.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von ferritischen nichtrostenden Stahlplatten oder -bändern bereitzustellen, bei dem das Glühen oder Anlassen eines warmgewalzten Bandes aus ferritischem 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 wie der Tiefzieheigenschaften vergleichbar ist mit herkömmlichen Produkten oder ihnen überlegen ist und keine Fehler, wie den Goldstaubfehler, aufweist. Mit der 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.

Diese Aufgabe wird gelöst durch die Maßnahmen gemäß Kennzeichen von Anspruch 1.

Fig. 1 stellt ein Diagramm dar, das die Beziehung zwischen der H₂-Temperatur und dem -Wert veranschaulicht;

Fig. 2 stellt ein Diagramm dar, das die Beziehung zwischen der H₂-Temperatur und dem Korrosionsgewichtsverlust veranschaulicht;

Fig. 3 stellt ein Diagramm dar, das die Einflüsse der durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit von H₁ auf H₂ auf den -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.

Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird ein warmgewalztes Stahlband aus Al-haltigem ferritischem nichtrostendem Stahl, der aus bis zu 0,12% Kohlenstoff, 15-20% Chrom, bis zu 0,025% Stickstoff, Aluminium in einer mindestens 2-fachen Menge, aber höchstens 0,4% und als Rest Eisen besteht, das nach einem üblichen Verfahren hergestellt worden ist, auf eine Temperatur H₁ zwischen 850 und 1100°C erwärmt und solange gehalten, bis das Aluminiumnitrid im wesentlichen gelöst ist, worauf man das Band auf eine Temperatur H₂ von 700 bis 900°C abkühlt und solange auf der H₂-Temperatur hält, bis das Aluminiumnitrid in dispergiertem Zustand ausgefällt ist, anschließend ein Abkühlen auf ein Niveau von höchstens 200°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit y (K/s) in Abhängigkeit vom Al-Gehalt x (%) nach der Beziehung y-88245 x³ + 11513 x² - 606 x + 20 (Fig. 4) durchführt, worauf ein Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen durchgeführt wird, bis die Dicke auf die vorgesehene Platten- bzw. Banddicke herabgesetzt ist.

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 Chromcarbonitridniederschläge an den Korngrenzen auftritt, wird ein in Abhängigkeit vom Al-Gehalt gesteuertes Abkühlen durchgeführt. Genauer gesagt, wird, wenn der Al-Gehalt hoch ist, die ausgefällte AlN-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. 4 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 Korrosionswiderstandes.

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 eine Rekristallisationsglühen folgt, als letztem Verfahrensschritt und eine Phasenmikrostruktur des Aluminiumnitridniederschlags in einem dispergierten Zustand, wobei keine an Chrom verarmte Schicht oder Zone um das Carbonitrid vorliegt, wodurch ein Goldstaubfehler hervorgerufen wird. Die gefügte Phase der Matrix ist im allgemeinen Ferrit.

Wenn die H₁-Temperatur weniger als 850°C beträgt, wird die Menge des gelösten AlN vermindert, und wenn die H₁-Temperatur mehr als 1.100°C beträgt, dann tritt eine Teilchenvergrößerung der Kristallkörner auf. In jedem Falle werden die Tiefzieheigenschaften und andere Eigenschaften des Endprodukts beeinträchtigt.

Wenn die H₂-Temperatur mehr als 900°C beträgt, reicht die Ausfällung des AlN nicht mehr aus, um eine Verschlechterung der Tiefziehbarkeit des Endprodukts zu verhindern. Wenn die H₂-Temperatur weniger als 700°C beträgt, können relativ große Chromcarbonitridteilchen 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 H₂-Temperatur mindestens 700°C beträgt. Wenn die H₁-Temperatur weniger als 900°C beträgt, wird die H₂-Temperatur freilich auf ein niedrigeres Niveau als die H₁-Temperatur eingestellt. Um AlN in einem dispergiertem Zustand während des Abkühlvorganges von der H₁-Temperatur auf die H₂-Temperatur auszufällen, kann ein Verfahren angewandt werden, bei dem das Abkühlen kontinuierlich durchgeführt wird, und ein Verfahren, bei dem das Abkühlen auf die H₂-Temperatur durchgeführt wird, wobei die H₂-Temperatur anschließend aufrechterhalten wird.

Wenn das Band kontinuierlich von der H₁-Temperatur auf die H₂-Temperatur (700 bis 900°C) mit einer konstanten oder einer variierten Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt wird, dann sollte die durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit weniger als 15 K/s 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 K/s 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 K/s oder mehr beträgt, dann reicht die AlN-Ausfällung nicht mehr aus und die Tiefzieheigenschaft des Produktes ist verringert. Wenn das Abkühlen von der H₁-Temperatur auf die H₂-Temperatur mit einer Geschwindigkeit von mehr als 15 K/s 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

Warmgewalzte Stahlplatten, die nach einer üblichen Schmelzmethode und unter üblichen Walzbedingungen aus 17 Cr ferritischen nichtrostenden Stählen, deren Al-Gehalt wie in Tabelle 1 angegeben unterschiedlich ist, hergestellt worden sind, wurden auf 1.000°C als H₁-Temperatur erwärmt und dann gesteuert abgekühlt. Die Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf H₂ 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 H₂ 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 0.7 mm herabgesetzt war, worauf die Stahlplatten einem Rekristallisationsglühen bei 830°C unterworfen wurden. Die Kaltwalzmethoden waren sowohl 1 CR, wobei die 0.7 mm dicken Platten durch ein einziges Kaltwalzen ohne zwischengeschaltetes Rekristallisationsglühen erhalten wurden, wie 2 CR, wobei nach einem zwischengeschalteten Rekristallisationsglühen eines 2.0 mm dicken kaltgewalzten Bandes die Plattendicke schließlich auf 0.7 mm reduziert wurde.

Tabelle 1

Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) der Proben

Zum Vergleich wurden ähnliche warmgewalzte Platten, die unter herkömmlichen Kistenglühbedingungen (erwärmen auf 850°C und kühlen im Ofen) geglüht worden waren, einem Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen unterworfen, um die Dicke auf 0.7 mm zu reduzieren.

Von jeder Platte mit einer Dicke von 0.7 mm wurden die r-Werte, die die Tiefzieheigenschaften angeben, gemessen, wobei der mittlere Wert = (r₀ + 2 r₄₅ + r₉₀)/4 errechnet wurde. Bei jeder Platte wurde ferner die Rippenhöhe (ridging height) gemessen. r₀, r₄₅ und r₉₀ 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 wiedergegeben.

Die Beziehung zwischen dem -Wert und der H₂-Temperatur (die durchschnittliche Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf H₂ betrug nicht mehr als 15 K/s wurde festgestellt, wobei die in Fig. 1 dargestellten Ergebnisse erhalten wurden. Es ist ersichtlich, daß, wenn das Abkühlen auf die H₂-Temperatur herab, die mehr als 900°C beträgt, mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 15 K/s durchgeführt wird, von einem raschen Abkühlen gefolgt, der -Wert drastisch reduziert, wobei die Temperatur über 900°C ansteigt. Es besteht eine bestimmte Beziehung zwischen dem -Wert und dem Al-Gehalt, wobei bei Al-reicheren Stählen ein beträchtlich höherer -Wert erhalten wird, auch wenn die H₂-Temperatur weniger als 700°C beträgt. Die Ergebnisse der Korrosionsversuche, wie nachstehend beschrieben, zeigen jedoch, daß die H₂-Temperatur nicht weniger als 700°C betragen sollte. Genauer gesagt, bei der Untersuchung der interkristallinen Korrosion aufgrund der Ausfällung von Chromcarbonitrid an den Korngrenzen ergab sich die Beziehung zwischen dem Korrosionsgewichtsverlust in einer 65%igen wäßrigen Salpetersäurelösung und der H₂-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 H₂-Temperatur weniger als 700°C beträgt, der Korrosionsgewichtsverlust drastisch erhöht wird und der Korrosionswiderstand beeinträchtigt ist. Aus diesen Gründen wird die H₂-Temperatur nach der Erfindung zwischen 700 und 900°C eingestellt.

Tabelle 2

Bedingungen des Abkühlens der warmgewalzten Platten von der H₁-Temperatur auf 1.000°C, Kaltwalzbedingungen und Eigenschaften der Produkte

Die Abhängigkeit der Anti-Rippenbildungseigenschaften von der H₂-Temperatur ist gering und die Anti-Rippeneigenschaft der Produkte, die bei der H₂-Temperatur zwischen 700 und 900°C erhalten worden sind, ist vergleichbar mit der herkömmlicher Produkte.

Der Einfluß der durchschnittlichen Geschwindigkeit der Abkühlung von H₁ auf H₂ auf den -Wert ist in Fig. 3 dargestellt. Es ist ersichtlich, daß die durchschnittliche Geschwindigkeit des Abkühlens von H₁ auf H₂ weniger als 15 K/s betragen sollte. Der -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 -Wert auch bei einer hohen Abkühlgeschwindigkeit erhalten, während bei einem niedrigen Al-Gehalt der -Wert eine Tendenz zeigt, abzunehmen, wenn die Abkühlgeschwindigkeit groß ist. Demgemäß wird eine niedrige Abkühlgeschwindigkeit, insbesondere niedriger als 10 K/s, im allgemeinen vorgezogen.

Die Geschwindigkeit des Abkühlens von der H₂-Temperatur auf ein Niveau von nicht mehr als 200°C 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 200°C 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 K/s betragen, während bei einem hohen Al-Gehalt eine niedrigere Abkühlungsgeschwindigkeit 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 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 -Wertes aufweisen, wachsen, und 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 H₂-Temperatur auf eine Geschwindigkeit von nicht weniger als 15 K eingestellt wird, worauf die H₂-Temperatur aufrechterhalten wird.

Eine warmgewalzte Platte aus einem Al-haltigen ferritischem nichtrostenden Stahl (Beispiel F in Tabelle 3), die eine Dicke von 3.8 mm aufwies, wurde durch eine kontinuierliche Glühvorrichtung befördert, wo die Stahlplatte 1 min lang auf 1.000°C erwärmt wurde, dann 2 min lang auf 800°C gehalten wurde und rasch von 800°C auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/s abgekühlt wurde. Nach dieser Wärmebehandlung wurde die Metallplatte entzundert und dann nach der 1 CR-Methode ohne zwischengeschaltetes Glühen kaltgewalzt, bis die Dicke auf 0.7 mm reduziert war, wobei ein Rekristallisationsglühen bei 830°C 2 min lang durchgeführt wurde. Zum Vergleich wurden warmgewalzte SUS (AISI) 430-Platten, die eine übliche Zusammensetzung G, wie sie in Tabelle 3 angegeben ist und eine Dicke von 3.8 mm aufwiesen, bei 815°C zwei Stunden lang unter herkömmlichen Kistenglühbedingungen geglüht und dann auf 0.7 mm nach der 1 CR-Methode oder der 2 CR-Methode (ein zwischengeschaltetes Glühen wurde bei 830°C 2 min lang durchgeführt, als die Dicke 2.0 mm betrug) kaltgewalzt. Die Platten wurden anschließend einem Rekristallisationsglühen bei 830°C 2 min lang unterworfen.

Tabelle 3

Chemische Zusammensetzung (%) der Proben

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

Tabelle 4

Festigkeitseigenschaften, -Wert und Antirippenbildungseigenschaft

Die 1 CR-Stahlplatte aus Al-haltigem ferritischem nichtrostendem Stahl, die erfindungsgemäß wärmebehandelt worden ist, ist gegenüber der Vergleichs-1 CR-Stahlplatte aus SUS 430 hinsichtlich ihrer Festigkeitseigenschaften, des -Wertes, der die Tiefzieheigenschaften angibt, und ihrer Anti-Rippenbildungseigenschaften hervorragend. Darüber hinaus ist die erfindungsgemäße 1 CR-Platte hinsichtlich ihrer Festigkeitseigenschaften, des -Wertes und der Anti-Rippenbildungseigenschaft vergleichbar mit der 2 CR-Platte aus SUS 430 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 Kaltwalzvorgangs und des Glühvorgangs ein Effekt erreicht werden, der die kontinuierliche Produktion von ferritischen nichtrostenden Stählen zum Tiefziehen ermöglicht.

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

Claims (3)

1. Verfahren zur Herstellung einer bzw. eines ferritischen nichtrostenden Stahlplatte oder -bandes, dadurch gekennzeichnet, daß ein warmgewalztes Stahlband aus einem Al-haltigen, ferritischen nichtrostenden Stahl, der aus bis zu 0,12% Kohlenstoff, 15-20% Chrom, bis zu 0,025% Stickstoff, Aluminium in einer mindestens zweifachen Menge, aber höchstens 0,4%, und als Rest Eisen besteht, auf eine Temperatur H₁ zwischen 850 und 1100°C erwärmt wird und solange gehalten wird, bis das Aluminiumnitrid im wesentlichen gelöst ist, worauf das Band auf eine Temperatur H₂ von 700 bis 900°C abgekühlt wird und solange auf der H₂-Temperatur gehalten wird, bis das Aluminiumnitrid in dispergiertem Zustand ausgefällt ist, anschließend ein Abkühlen auf ein Niveau von höchstens 200°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit y (K/s) in Abhängigkeit vom Al-Gehalt x (%) nach der Beziehung y-88245 x³ + 11513 x² - 606 x + 20 (Fig. 4) durchgeführt wird, worauf 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 H₁-Temperatur auf die H₂-Temperatur weniger als 15 K/s beträgt und, ohne die H₂-Temperatur zu halten, das Abkühlen auf ein Niveau von höchstens 200°C erfolgt.

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