DE60003511T2 - Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung Download PDF

Info

Publication number
DE60003511T2
DE60003511T2 DE60003511T DE60003511T DE60003511T2 DE 60003511 T2 DE60003511 T2 DE 60003511T2 DE 60003511 T DE60003511 T DE 60003511T DE 60003511 T DE60003511 T DE 60003511T DE 60003511 T2 DE60003511 T2 DE 60003511T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steel
mass
content
strength
aging
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE60003511T
Other languages
English (en)
Other versions
DE60003511D1 (de
Inventor
Naoto Tokuyama-shi Hiramatsu
Kouki Houfu-shi Tomimura
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Original Assignee
Nisshin Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nisshin Steel Co Ltd filed Critical Nisshin Steel Co Ltd
Application granted granted Critical
Publication of DE60003511D1 publication Critical patent/DE60003511D1/de
Publication of DE60003511T2 publication Critical patent/DE60003511T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

  • Hintergrund der Erfindung
  • Gebiet der Erfindung:
  • Diese Erfindung betrifft einen Edelstahl, das ein optimales Material für Elemente und Komponenten ist, die eine Korrosionsbeständigkeit zusammen mit einer hohen Festigkeit und Dauerfestigkeit benötigen, wie flache Federn, Spiralfedern, Klingenplatten für die Herstellung von Si-Einzelkristallwafern, insbesondere einen ultrafesten, metastabilen austenitischen Edelstahl mit einer extrem hohen Zugfestigkeit und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
  • Hintergrund der Erfindung:
  • Wenn Elemente oder Komponenten, wie die vorstehend genannten, aus Edelstahl hergestellt werden, werden herkömmlich martensitischer Edelstahl, durch Bearbeitung gehärteter Edelstahl oder durch Ausfällung gehärteter Edelstahl verwendet.
  • Martensititsche Edelstahle werden hergestellt durch Ablöschen von einem hochtemperaturaustenitischen Zustand, um ein Härten durch martensitische Umwandlung zu erreichen. Beispiele beinhalten SUS410 und SUS420J2. Eine hohe Festigkeit und Zähigkeit kann erhalten werden, indem diese Stahle einer Ablösch-Ausglühtemperungsbehandlung unterzogen werden. Wenn das Produkt extrem dünn ist, wird es sich jedoch durch die thermale Spannung während des Ablöschens deformiert. Dies macht es schwierig, das Produkt in der gewünschten Form herzustellen.
  • Im Fall von durch Bearbeitung gehärteten Edelstahlen wird ein Stahl, der eine Austenitphase im Zustand der Lösungsbehandlung zeigt, danach kalt bearbeitet, um eine spannungsinduzierte Matensitphase zu erzeugen zum Zwecke des Erhaltens einer hohen Festigkeit. Typische Beispiele dieser metastabilen austenitischen Edelstahle sind SUS301 und SUS304. Ihre Stärke hängt von der Menge der Kaltbearbeitung und der Menge von Matensit ab. Das Problem der thermalen Spannung während des Ablöschens, das vorstehend beschrieben wird, tritt nicht auf. Eine genaue Einstellung der Festigkeit lediglich durch das Kaltbearbeiten ist jedoch schwierig. Wenn die Kaltbearbeitungsgeschwindigkeit zu hoch ist, erhöht sich die Anisotropie und zerstört die Zähigkeit.
  • Durch Ausfällung gehärtete Edelstahle werden erhalten durch Einschluss eines Elements mit einer Eigenschaft einer hohen Ausfällungshärtungfähigkeit und Alterungshärte. SUS630, enthaltend zugefügtes Cu, und SUS631, enthaltend zugefügtes Al, sind übliche Arten. Das Erste zeigt eine Martensiteinzelphase nach der Lösungsbehandlung und wird aus diesem Zustand alterungsgehärtet. Die Zugfestigkeit, die erreicht wird, liegt nur höchstens bei ungefähr 1400 N/mm2. Das Zweite zeigt eine metastabile Austenitphase nach der Lösungsbehandlung und wird alterungsgehärtet, nachdem diese Phase teilweise zu der Martensitphase durch Kaltbearbeitung oder ein anderes ähnliches Vorbearbeiten umgewandelt wurde. Diese Härtung wird erreicht durch Ausfällung der intermetallischen Verbindung Ni3Al und die Zugfestigkeit kann auf ungefähr 1800 N/mm2 durch die positive Erzeugung der Martensitphase erhöht werden.
  • Edelstahle, die ein solches Alterungshärten verwenden, beinhalten auch jene, die entwickelt wurden, um eine höhere Festigkeit als die vorstehend genannten herkömmlichen Edelstahle zu besitzen. Zum Beispiel lehren die japanische Patentanmeldungsoffenlegung (KOKAI) No. 61-295356 (1986) und Offenlegung Nr. 4-202643 (1992) Verfahren zum Behandeln von metastabilen austenitischen Edelstahlen mit zugefügtem Cu und Si in Kombination zu einem geeigneten Grad an Kaltverarbeitung, gefolgt von Alterungshärtung. Diese Verfahren liefern Stahle mit hoher Festigkeit mit einer Zugfestigkeit von ungefähr 2000 N/mm2. Jedoch ist der Temperaturbereich für die Alterungshärtung zum Erhalten von einer hohen Härte durch diese Verfahren sehr eng. Die Anwendung für die kommerzielle Herstellung ist daher nicht leicht.
  • In der japanischen Patentanmeldungsoffenlegung Nr. 6-207250 (1994) (im folgenden '250) und der Offenlegung Nr. 7-300654 (1995) (im folgenden '654) haben die Erfinder später offenbart, dass ein hochfester Stahl mit einer Zugfestigkeit von ungefähr 2000 N/ mm2 mit einer ausgezeichneten Zähigkeit erhalten werden kann durch Behandlung eines metastabilen austenitischen Edelstahls mit zugefügtem Mo und Si in Kombination mit einem geeigneten Grad an Kaltbearbeitung und danach dem Durchführen der Alterungshärtung bei einer hohen Temperatur. Obwohl dieses Verfahren die strenge Kontrolle der Stahlzusammensetzung erfordert, kann dieses Erfordernis vollständig mit den heutigen Stahlherstellungsmethoden eingehalten werden. Weiterhin, da der Temperaturbereich der Alterungshärtung breit ist, und ein Alterungshärten innerhalb einer kurzen Zeit bewirkt werden kann, ist das Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung eines Stahlstreifens geeignet.
  • Die Lehren der vorstehend genannten '250 und '654 können so angesehen werden, dass sie im wesentlichen eine Herstellungsmethode für hochfesten Edelstahl mit einer Festigkeit der Klasse von 2000 N/mm2 geschaffen haben. Kürzlich ergab sich jedoch ein erhöhtes Bedürfnis für Edelstahlmaterialien mit einer noch höheren Festigkeit hauptsächlich zur Verwendung als Federmaterialien und Klingenplatten. Um dieses Bedürfnis zu beantworten, sollten wünschenswerterweise Stahlmaterialien entwickelt und geliefert werden, die zuverlässig mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 erhalten werden können.
  • Andererseits ist 18 Ni Maragingstahl als ein ultrafestes Metallmaterial bekannt mit einer Zugfestigkeit im Bereich von 2000–2400 N/mm2. Zum Beispiel ist bekannt, dass 18 Ni– 9 Co – 5 Mo – 0,7 Ti-System-Maragingstahl und 18 Ni – 12,5 Co – 4,2 Mo – 1,6 Ti-System-Maragingstahl Zugfestigkeiten im Bereich von jeweils 2000 N/mm2 und 2400 N/mm2 erreichen. Diese Stahle besitzen außerdem eine relativ gute Zähigkeit. Sie sind jedoch auch bezüglich der Kosten sehr hoch, da sie große Mengen an teueren Elementen, wie Ni, Co und Mo, enthalten. Praktische Eigenschaften dieser Stahle als ein Material für kostengünstige Federn und ähnliche ist daher unmöglich.
  • Die US-A-5 035 855 offenbart einen martensitischen durch Ausfällung härtbaren Edelstahl, der im wesentlichen eine martensitische Struktur in dem kalt bearbeiteten Zustand von bis zu 50% zeigt, und offenbart eine Kerbzugfestigkeit von höchstens 208 kg/mm2.
  • Im Hinblick auf die vorstehend genannten Umstände ist es die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein ultrafestes Metallmaterial herzustellen und zur Verfügung zu stellen, das eine hohe Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 zeigt, unter Verwendung von metastabilem austenitischen Stahl als Material. Weiterhin ist die Erfindung in der Lage, nicht nur einen Stahlstreifen zur Verfügung zu stellen, der erhalten wird durch Alterung an einem kontinuierlichen Band, sondern auch Stahle, die gealtert werden in einer diskontinuierlichen Verarbeitung nach einem Verarbeiten zu verschiedenen Komponenten.
  • Erfindungsgemäß wird ein ultrafester, metastabiler austenitischer Edelstahl, wie in Anspruch 1 beschrieben, und ein Verfahren zur Herstellung desselben, wie in Anspruch 5 beschrieben, zur Verfügung gestellt. Bevorzugte Ausführungsformen werden in den abhängigen Ansprüchen offenbart.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Die Erfinder machten verschiedene Versuche, um die Zugfestigkeit der Stahle, die in '250 und '654 gelehrt werden zu dem Bereich von 2200 N/mm2 zu erhöhen. Es war ihnen jedoch nicht möglich, beständig solche hohen Festigkeiten in diesen Stahlen zu erhalten. Durch weitere Studien fanden sie heraus, dass die Herstellung von Stahlen, die durch '250 und '654 gelehrt wird, bei einer Festigkeit oberhalb von 2000 N/mm2 eine fundamentale Schwierigkeit in Bezug auf das Legierungsdesign beinhaltet. Sie schlossen deshalb daraus, dass die Entwicklung eines neuen Stahls mit einer unterschiedlichen chemischen Zusammensetzung notwendig war. Indem sie diese Gedankenkette weiter verfolgten, fanden sie heraus, dass im Hinblick auf die Stahlart es hier von Vorteil ist, einen durch Ausfällung gehärteten, metastabilen austeniti schen Edelstahl mit zugefügtem Mo und Cu zu verwenden, und außerdem, dass eine hohe Stärke im Bereich von 2200 N/mm2 erhalten werden kann, im Unterschied zur herkömmlichen Praxis durch Übernahme eines Zusammensetzungssystems, das zusätzlich Ti enthält. Sie fanden auch heraus, dass es sehr bevorzugt ist, ein Kaltbearbeiten durchzuführen, um eine spannungsinduzierte Martensitphase in der metallischen Textur zu erzeugen, um eine Textur mit 50–95 Vol.-% von Martensit + Austenit vor der Alterung zu erhalten. Diese Erfindung wurde basierend auf diesem Wissen erreichen.
  • In einem ersten Aspekt der Erfindung wird die vorstehend genannte Aufgabe gelöst durch Zurverfügungstellung eines ultrafesten, metastabilen austenitischen Edelstahls, wie er in Anspruch 1 angegeben ist. Der Stahl wird nach dem Verfahren gemäß Anspruch 5 hergestellt. Bevorzugte Aspekte werden in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
  • Mit „im wesentlichen einer Austenitphase" ist gemeint, dass Ausfällungen, intermetallische Einschlüsse und geringe Mengen (ungefähr weniger als 1%) von einer δ-Ferritphase beinhaltet sein können. Das Vorhandensein einer kalt bearbeiteten Textur kann z. B. von der Tatsache bestimmt werden, dass die austenitischen Kristallkörner sich in die Arbeitsrichtung ausdehnen, wenn sie mit einem optischen Mikroskop beobachtet werden. Übliche Mo-Systemausfällungen beinhalten Fe2Mo und Fe3Mo. Übliche Ti-Systemausfällungen beinhalten Ni16Ti6Si7 (G-Phase) und Ni3Ti. Das Vorhandensein dieser Ausfällungen kann durch ein mikroskopisches Beobachtungsverfahren, unter Verwendung von z. B. einem Elektronenmikroskop, ermittelt werden.
  • Kurze Erläuterung der Zeichnungen
  • 1 ist ein Diagramm, das die Wirkung des Ti-Gehalts auf die Zugfestigkeit der Stahle zeigt, die bei 525°C 60 Minuten lang gealtert wurden.
  • 2 ist ein Diagramm, das die Wirkung des Ti-Gehalts auf die Dauerfestigkeitsbeschränkung von Stahlen zeigt, die bei 525°C 60 Minuten lang gealtert wurden.
  • 3 ist ein Diagramm, das die Wirkung der Alterungstemperaturen auf die Zugfestigkeit der gealterten erfindungsgemäßen Stahle und Vergleichsstahle zeigt.
  • Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
  • Als eine Bedingung zur Ausführbarkeit des Erhaltens eines ultrafesten, metastabilen austenitischen Edelstahls mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 definiert diese Erfindung eine einzigartige chemische Zusammensetzung des Stahls mit streng beschränkten Bereichen der Bestandteile. Zusätzlich wird die metallische Textur des Stahls vorzugsweise vor dem Altern optimiert.
  • Die Merkmale, die die Erfindung definieren, werden nun erläuternd erklärt.
  • C (Kohlenstoff) ist ein austenitbildendes Element. Es ist sehr wirksam zum Unterdrücken der δ-Ferritphase, die bei hoher Temperatur erzeugt wird, und zum Erreichen der Feststoff-Lösungshärtung der Martensitphase, die durch die Kaltbearbeitung induziert wird. Wenn der C-Gehalt zu hoch ist, treten jedoch grobe Cr-Carbide einfach während der Alterung auf und diese neigen dazu, die Korngrenzen-Korrosionsbeständigkeit zu zerstören. Außerdem wird auch eine große Menge an Ti-Carbiden gebildet durch den Ti-Gehalt in dem erfindungsgemäßen Stahl und dies zerstört die Dauerfestigkeit des Stahls. Um diese schädlichen Wirkungen zu verhindern, ist der C-Gehalt in dieser Erfindung auf nicht mehr als 0,15 Massen-% beschränkt.
  • Si (Silizium) wird herkömmlicherweise in Edelstahle, die durch Bearbeitung gehärtet werden, und Ähnliche zum Zwecke der Deoxidierung mit einem Gehalt von nicht mehr als 1,0 Massen-%, wie bei SUS301 und SUS304 gesehen wird, verwendet. In dieser Erfindung wird jedoch ein höherer Gehalt an Si verwendet, um eine Wirkung der beträchtlich geförderten Erzeugung einer spannungsinduzierten Martensitphase. Während der Kaltbearbeitung zu erhalten. Si trägt auch zur Verbesserung der Nachalterungsfestigkeit durch ein Härten der spannungsinduzierten Martensitphase und auch Härten der Austenitphase bei, indem es in eine Feststoff-Lösung gebracht wird. Weiterhin erhöht es die Alterungshärtbarkeit durch Wechselwirkung mit Cu während der Alterung. Ein Si-Gehalt von mehr als 1,0 Massen-% ist notwendig, um den gesamten Vorteil dieser Si-Wirkungen zu erhalten. Wenn jedoch der Gehalt 6,0 Massen-% übersteigt, wird ein Hochtemperaturbrechen leicht während des Spiralen-zu-Spiralen-Schweißens induziert, sogar wenn die Kühltemperatur gesteuert wird. Dies verursacht verschiedene Herstellungsprobleme. Der Si-Gehalt wird daher definiert als mehr als 1,0 bis 6,0 Massen-%. Der Si-Gehalt liegt vorzugsweise bei mehr als 1,0 bis 4,0 Massen-%.
  • Mn (Mangan) ist ein Element, das die Austenitphasenstabilität bestimmt. Da es schwierig ist, die Martensitphase während der Kaltbearbeitung zu induzieren, wenn der Mn-Gehalt hoch ist, ist der Gehalt als nicht mehr als 5,0 Massen-% definiert. Der tatsächliche Gehalt wird innerhalb dieses Bereichs definiert, wobei das Gleichgewicht mit anderen Elementen in Betracht gezogen wird. Die untere Beschränkung des Mn-Gehalts ist vorzugsweise 0,2 Massenund die obere Beschränkung davon ist vorzugsweise 2,5 Massen-%.
  • Ni (Nickel) ist ein Element, das benötigt wird, um eine Austenitphase bei einer hohen Temperatur und Zimmertemperatur zu erhalten. In dieser Erfindung ist es notwendig, besonders darauf Acht zu geben, dass eine Nachlösungsbehandlungstextur erreicht wird, die aus einer Austeniteinzelphase besteht oder hauptsächlich aus einer Austenitphase besteht und nicht mehr als 30 Volumen-% einer durch Kühlung induzierten Martensitphase enthält. Wenn der Ni-Gehalt weniger als 4,0 Massen-% ist, ist eine solche Textur schwer zu erhalten, da eine hohe Menge an der δ-Ferritphase bei hoher Temperatur erzeugt wird und zusätzlich die Martensitphase während der Abkühlung auf Zimmertemperatur von der Lösungsbehandlungstemperatur einfach erzeugt wird. An dererseits ist es schwierig, die Martensitphase durch Kaltbearbeitung zu induzieren, wenn der Ni-Gehalt 10,0 Massen-% übersteigt. Der Ni-Gehalt ist daher als 4,0–10,0 Massen-% definiert. Die untere Beschränkung des Ni-Gehalts ist vorzugsweise 5,0 Massen-% und die obere Beschränkung davon ist vorzugsweise 8,5 Massen-%.
  • Cr (Chrom) ist ein Element, das benötigt wird, um die Korrosionsbeständigkeit sicherzustellen. Im Hinblick auf die Verwendung, die für den ertindungsgemäßen Stahl vorgesehen werden, wird ein Cr-Gehalt von nicht weniger als 12,0 Massen-% benötigt. Da Cr ein ferritbildendes Element ist, wird jedoch eine δ-Ferritphase einfach bei hohen Temperaturen erzeugt, wenn der Gehalt von Cr zu hoch ist. Austenitbildende Elemente (C, N, Ni, Mn, Cu usw.) müssen hinzugefügt werden, um diese Wirkung auszuschalten, aber die Zugabe von übermäßigen Mengen dieser Elemente stabilisiert die Austenitphase und ergibt eine unzureichende Induktion der Martensitphase durch Kaltbearbeitung. Die obere Beschränkung des Cr-Gehalts beträgt deshalb 18,0 Massen-%. Der Cr-Gehalt ist vorzugsweise 12,0–16,5 Massen-%.
  • Cu (Kupfer) zeigt eine beträchtliche Härtungswirkung durch Wechselwirkung mit Si während der Alterung. Jedoch zerstört das Vorhandensein von übermäßigem Cu die Heißbearbeitbarkeit und verursacht ein Stahlbrechen. Der Cu-Gehalt wird daher definiert als 0,56 bis 3,5 Massen-%. Die untere Beschränkung des Cu-Gehalts ist vorzugsweise 1,0 Massen-% und die obere Beschränkung von Cu ist vorzugsweise 3,0 Massen-%. Am meisten bevorzugt beträgt der Cu-Gehalt mehr als 1,0 bis 3,0 Massen-%.
  • Mo (Molybdän) verbessert die Korrosionsbeständigkeit und zeigt die Wirkung, dass Carbide und/oder Nitride während der Alterung fein dispergiert werden. Diese Erfindung verwendet eine hohe Alterungstemperatur, um die Walzspannung von einem übermäßigen Grad zu verringern, die die Dauerfestigkeit negativ beeinflussen würde. Jedoch ist eine zu schnelle Freigabe der Spannung während der Hochtemperaturalterung von Nachteil im Hinblick auf die Festigkeit. Das Element Mo ist hochwirksam zum Unterdrücken einer abrup ten Spannungsfreigabe während der Hochtemperaturalterung. Mo bildet auch Ausfällungen (Fe2Mo, Fe3Mo usw.) während der Alterung. Diese Mo-Systemausfällungen finden in einer Form statt, die wirksam ist für die Erhöhung der Festigkeit, sogar wenn die Alterung bei einer beträchtlich hohen Temperatur durchgeführt wird. Die Verringerung der Festigkeit durch die Hochtemperaturalterung kann daher durch die Mo-Zugabe verhindert werden. Da eine δ-Ferritphase bei hoher Temperatur einfach erzeugt wird, wenn der Mo-Gehalt zu hoch ist, wird der Mo-Gehalt jedoch als 0,03 bis 5,0 Massen-% definiert. Ein Mo-Gehalt von nicht weniger als 1,0 Massen-% sollte vorzugsweise sichergestellt werden, um den vollständigen Vorteil der vorstehend genannten Wirkungen von Mo zu erhalten. Wenn die Heißbearbeitbarkeit eine Hauptangelegenheit ist, sollte die obere Beschränkung des Mo-Gehalts jedoch vorteilhafterweise auf 4,5 Massen-% eingestellt werden, da die Deformationsbeständigkeit bei hoher Temperatur hoch ist, wenn der Mo-Gehalt hoch ist. Die untere Beschränkung des Mo-Gehalts beträgt deshalb vorzugsweise 1,0 Massen-% und die obere Beschränkung davon ist vorzugsweise 4,5 Massen-%.
  • N (Stickstoff) ist ein austenitbildendes Element und ist auch als wirksames Element bekannt zur Härtung der Austenitphase und Martensitphase. Die positive Zugabe von N wurde deshalb im allgemeinen als vorteilhaft für das Erreichen einer hohen Festigkeit in Edelstahlen angesehen. In dieser Erfindung wurde jedoch herausgefunden, dass durch das Übernehmen einer Ti-Zugabe, wie nachstehend erläutert wird, die Zugabe von N es schwierig macht, eine ausgezeichnete Dauerfestigkeit zu erreichen. Insbesondere wenn der N-Gehalt hoch ist, wird eine hohe Menge an TiN intermetallischen Einschlüssen gebildet, die so funktionieren, dass sie die Dauerfestigkeit zerstören. Basierend auf den Ergebnissen von verschiedenen Studien in dieser Erfindung, die zu einer Ti-Zugabe führen, wurde herausgefunden, dass es im Hinblick auf das Erhalten einer Dauerfestigkeit, die für ultrafesten Stahl erwünscht ist, bevorzugt ist, kein N hinzuzufügen, sondern den N-Gehalt auf einem niedrigen Niveau von nicht mehr als 0,02 Massen-% zu halten. Außerdem wurde sichergestellt, dass ein ultrafester Stahl mit einer Zugfestigkeit im Bereich von 2200 N/mm2 erhalten werden kann, sogar wenn der N-Gehalt verringert wird bis zu nicht mehr als 0,02 Massen-%. Der N-Gehalt wird deshalb in dieser Erfindung definiert als nicht mehr als 0,02 Massen-%.
  • Ti (Titan) ist ein wichtiges hinzuzufügendes Element in dieser Erfindung. Ti ist bekannt dafür, dass es zu der Erhöhung der Festigkeit in Edelstahlen beiträgt durch die Bildung von Alterungsausfällungen. Neben Maraging-Edelstahlen mit zugefügten hohen Mengen an Co, wurde jedoch von keinem Edelstahl (das heißt Edelstahl, der aus üblichen Bestandteilen zusammengesetzt ist) berichtet, der eine Härtung durch Ti-Ausfällung nutzt, um eine ultrahohe Festigkeit von 2200 N/mm2 zu erreichen. Dies kann den extremen Schwierigkeiten zu verdanken sein, die im Zusammenhang mit der Ti-Zugabe auftreten, insbesondere (1 ), dass es extrem schwierig ist, einen ultrafesten Grad in der Höhe von 2200 N/mm2 durch Alterung eines Martensittexturstahls zu erhalten, entweder durch den Einsatz von Ti-Ausfällungshärtung allein oder durch zusätzliche Verwendung von Mo-Ausfällungshärtung und (2), dass insbesondere bei der Entwicklung von ultrafesten Stahlen, bei denen eine Verlässlichkeit ein besonders großes Anliegen ist, es schwierig ist, ein Zusammensetzungsdesign mit zugefügtem Ti zu übernehmen wegen einer Sorge bezüglich der Verschlechterung der Dauerfestigkeit und anderen schädlichen Wirkungen der Ti-Zugabe.
  • Diese Erfindung überwindet die Schwierigkeit (1) durch Verwendung einer vielseitigen Kombination von Mechanismen zur Erhöhung der Festigkeit, wobei die Ausfällungshärtung durch Mo und Ti zusätzlich zu einer wirksamen Anwendung einer Feststoff-Lösungshärtung durch C usw. und einer Bearbeitungshärtung durch Kaltbearbeitung verwendet wird. Sie überwindet die Schwierigkeit (2) durch Verringerung von N und durch die strenge Bestimmung des Ti-Gehalts von 0,1–0,5 Massen-%. Es wurde herausgefunden, dass eine Ultrafestigkeit im Bereich von 2200 N/mm2 nicht erreicht werden kann bei einem Ti-Gehalt von weniger als 0,1 Massen-%, da die Härtungswirkung von Ti bei dieser Höhe des Gehalts nicht vollständig zur Verwendung kommt. Andererseits, wenn der Ti-Gehalt 0,5 Massen-% übersteigt, verringert sich die Dauerfestigkeit abrupt, sogar wenn N verringert wird, wie vorstehend erläutert wird. Der Ti-Gehalt wird in dieser Erfindung daher auf 0,1–0,5 Massen-% festgesetzt.
  • V (Vanadium) bildet Carbide bei hoher Temperatur. Die Ausfällungshärtung durch diese und die Feststoff-Lösungshärtung durch V selbst erhöht die Stahlfestigkeit. Wenn V in einer Menge von mehr als 0,5 Massen-% enthalten ist, leidet jedoch die Zähigkeit des Stahls. Wenn daher V zugefügt wird, muss der Gehalt als nicht mehr als 0,5 Massen-% eingestellt werden.
  • Nb (Niob) bildet wie V Carbide bei hoher Temperatur. Die Ausfällungshärtung durch diese und die Feststoff-Lösungshärtung durch Nb selbst erhöhen die Stahlfestigkeit. Wenn Nb in einer Menge von mehr als 0,5 Massen-% enthalten ist, leidet jedoch die Zähigkeit des Stahls. Wenn Nb hinzugefügt wird, muss deshalb der Gehalt davon als nicht mehr als 0,5 Massen-% eingestellt werden.
  • Mo-Systemausfällungen werden in dieser Erfindung durch Alterung gebildet. Mit der Erhöhung der Anzahl der Bildungsstellen für diese Ausfällungen durch die Zugabe von Si verbessert sich die Größe der Mo-Systemausfällungen in ihrer Proportion. Um eine ausreichend feine und gleichförmige Verteilung der Mo-Systemausfällungen sicherzustellen, ist es notwendig, den Gesamtgehalt von Si + Mo zu regulieren, so dass er nicht weniger als 3,5 Massen-% ist. Bei diesem Gehalt tragen die Mo-Systemausfällungen beträchtlich zur Erhöhung der Festigkeit bei.
  • In dieser Erfindung wird die induzierte Umwandlung von Martensit durch Kaltbearbeitung positiv verwendet, um eine Zugfestigkeit von 2200 N/mm2 oder mehr mit hoher Zuverlässigkeit zu erreichen, und es ist sehr von Vorteil, eine Gesamtmartensitmenge von 50–95 Volumen-% vor dem Alterungsschritt zu erhalten.
  • Als Bedingung dafür muss zuerst der Hauptanteil der Textur nach der Lösungsbehandlung aus der Austenitphase bestehen. Durch ihre Forschung haben die Erfinder herausgefunden, dass es besonders bevorzugt ist, dass die Textur nach der Lösungsbehandlung entweder eine „Austeniteinzelphase" oder „hauptsächlich der Austenitphase, die nicht mehr als 30 Volumen-% der durch Kühlung induzierten Martensitphase enthält" ist.
  • Zweitens ist es hochwirksam für den Stahl, dass er eine chemische Zusammensetzung besitzt, wobei die durch Bearbeitung induzierte Martensitphase erzeugt werden kann, um einer Gesamtmartensitmenge von 50–95 Volumen% durch Kaltbearbeitung bei Zimmertemperatur zu erhalten, ohne die Notwendigkeit für extreme Maßnahmen. Im Falle des Kaltwalzens ist es z. B. bevorzugt, dass es möglich ist, die vorstehend genannte Menge an Martensit bei einem moderaten (leicht ausführbaren) Walzverringerungsverhältnis von z. B. 20–60% zu erhalten, ohne dass ein besonderes starkes Bearbeiten oder eine Temperaturregulierung durchgeführt wird. Eine plötzliche Induktion der Martensitphase durch nur geringes Bearbeiten zu diesem Zeitpunkt würde es unmöglich machen, einen ausreichenden Grad der Bearbeitung (einen ausreichenden Grad der Walzverringerung) zu erhalten und würde es folglich unmöglich machen, die Wirkung der Erhöhung der Festigkeit durch Bearbeitungshärtung zu verwenden. Eine Ultrafestigkeit würde daher nicht erreichbar sein.
  • Um diese Bedingungen zu erfüllen, ist ein Legierungsdesign, das die Stabilität der Austenitphase gegenüber der Bearbeitung streng definiert, unbedingt erforderlich. In der vorliegenden Erfindung wird der Md(N)-Wert, der durch die folgende Gleichung (1) definiert ist, als ein Index dieser Stabilität übernommen: Md(N) = 580 – 520C – 2Si – 16 Mn – 16Cr – 23Ni – 300N – 26Cu – 10 Mo (1), wobei C, Si,..., Mo den C-Gehalt, Si-Gehalt,..., Mo-Gehalt darstellen (jeweils durch Massen-% ausgedrückt).
  • In einem Stahl, der einen Md(N)-Wert von weniger als 20 besitzt, kann die Bildung einer ausreichenden Martensitphase, die zu der ultrahohen Festigkeit beiträgt, nicht erreicht werden, da die Austenitphase gegenüber der Kaltbearbeitung stabil ist. In einem Stahl mit einem Md(N)-Wert von größer als 140 wird die Textur fast vollständig eine Martensiteinzelphase bei einem relativ geringen Kaltwalzverringerungsverhältnis. Dies führt zu einer Sorge bezüglich der Schädigung der Zähigkeit während des Kaltwalzens und macht es auch schwierig, eine ultahohe Festigkeit zu erreichen wegen der unzureichenden Kaltbearbeitung. In dieser Erfindung wird daher der Gehalt der eingesetzten Elemente reguliert, so dass der Wert von Md(N) im Bereich von 20–140 liegt. Die untere Beschränkung des Md(N)-Wertes ist vorzugsweise 60 und die obere Beschränkung davon ist vorzugsweise 135.
  • Ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung, wie sie vorstehend beschrieben wird, wird hergestellt, heiß gewalzt, wahlweise kalt gewalzt, und wird einer Lösungsbehandlung unterzogen, um eine Metalltextur zu erhalten, die aus einer metastabilen Austeniteinzelphase besteht oder hauptsächlich aus metastabilem Austenit besteht, einschließlich etwas von einer durch Kühlung induzierten Martensitphase. Durch die vorstehend genannte Regulierung der chemischen Zusammensetzung beträgt die Menge der durch Kühlung induzierten Martensitphase an dieser Stelle weniger als ungefähr 30 Volumen%
  • In dieser Erfindung wird der lösungsbehandelte Stahl kalt bearbeitet, um eine Bearbeitungsspannung einzuführen. Der Hauptanteil der metastabilen Austenitphase wird zu diesem Zeitpunkt zu Martensit umgewandelt. Um eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 nach der Alterung zu erreichen, ist es sehr wirksam, die Menge an Martensit in dem Stahl zu diesem Zeitpunkt auf nicht weniger als 50 Volumen-% (vorzugsweise mehr als 50 Volumen-%) einzustellen. Dies bewirkt, dass die Anzahl der Kernbildungsstellen für die Ausfällungen, die wirksam zu der Härtung während der Alterung beitragen, zu einem ausreichenden Grad erhöht werden. Zur Sicherstellung der Stahlzähigkeit sollte die Textur jedoch vorzugsweise nicht 100% Martensit sein. Die bevorzugte Struktur ist eine „Multiphasentextur" mit einer Gesammartensitmenge von 50–95 Volumen-% und der Rest dem wesentlichen Austenitphase. Einem Stahl, dessen Md(N)-Wert auf den vorstehend genannten geeigneten Wert eingestellt wurde, kann eine solche Multiphasentextur auf relativ einfache Weise verliehen werden durch Regulierung des Kaltbearbeitungsverhältnisses.
  • Die Kaltbearbeitung wird durch herkömmliches Kaltwalzen verliehen. In Abhängigkeit von dem Zweck, für den der Stahl vorgesehen ist, kann jedoch der kalt gewalzte Stahl weiterhin einer anderen Art der Kaltbearbeitung, wie einem Metalldrücken, unterzogen werden, oder er kann einer Kaltbearbeitung außer einem Kaltwalzen von Anfang an unterzogen werden, d, h. sofort nach der Lösungsbehandlung. Wenn ein Draht oder Walzdraht herctestellt werden soll, wird der Stahl üblicherweise einem Drahtziehen unterzogen. In allen Fällen ist es stark von Vorteil, dass die Menge an Martensit in dem Stahl 50–95 Volumen-% beträgt, wenn sie bereit zur Alterung ist, um einen ultrafesten Stahl im Bereich von 2200 N/mm2 zu erreichen.
  • Bei dem Alterungsschritt wird der kalt bearbeitete Stahl, der eine hohe Menge an der Martensitphase enthält, bei einer Temperatur in einem Bereich von 300–600°C für einen Warmhaltezeitraum von 0,5–300 Minuten wärmebehandelt. Indem die Alterungstemperatur auf 300 °C oder mehr festgesetzt wird, wird die Ausfällungshärtung umfassend gezeigt und die gewünschte ultrahohe Festigkeit kann erhalten werden. Durch die Entfernung einer übermäßigen Bearbeitungsspannung kann weiterhin auch eine gute Zähigkeit erhalten werden. Wenn die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von höher als 600 °C durchgeführt wird, kann jedoch die spannungsinduzierte Martensitphase eine Regenerierung/Umkristallisierung erfahren oder teilweise sich zu der Austenitphase zurückwandeln, um dadurch den Stahl weicher zu machen. Ein adäquates Alterungshärten kann nicht bei einem Warmhaltezeitraum von kürzer als 0,5 Minuten erwartet werden. Eine verlängerte Wärmebehandlung von mehr als 300 Minuten führt zu einem Erweichen, das verursacht wird durch eine Überalterung und einer Zerstörung der Korrosionsbeständigkeit durch die Ausfällung von Carbid an den Korngrenzen.
  • Es ist eine Eigenschaft dieser Erfindung, dass sie unter Verwendung eines Warmhaltezeitraums für den Alterungsschritt umgesetzt werden kann, der innerhalb eines breiten Bereichs von 0,5 Minuten bis 300 Minuten liegt. Dies führt zu der Herstellung eines ultrafesten Stahlstreifens durch ein kontinuierliches Durchlaufen des kalt gewalzten Streifens durch einen Wärmeofen und führt auch dazu, dass der Stahl in gewünschte Bestandteile, die diskontinuierlich gealtert werden sollen, verarbeitet werden kann. An einer Betriebsstelle, wo die diskontinuierliche Verarbeitung durchgeführt wird, ist die exakte Regulierung des Warmhaltezeitraums für einen kurzen Zeitraum, wie einigen Minuten, üblicherweise schwierig. Wenn eine diskontinuierliche Alterung übernommen wird, wird daher ein Warmhaltezeitraum von 10–300 Minuten vorzugsweise verwendet.
  • Durch die vorstehend genannte Regulierung der chemischen Zusammensetzung, Lösungsbehandlung, Kaltbearbeitung und Alterung kann eine metallische Textureigenschaft des erfindungsgemäßen Stahls erhalten werden, nämlich eine „Textur, die eine kalt bearbeitete Multiphasentextur zeigt, die aus 50-95 Volumen-% einer Martensitphase zusammengesetzt ist und der Rest im wesentlichen Austenitphase ist, und die Fe2Mo, Fe3Mo und andere Mo-Systemausfällungen und Ni16TisSi7, Ni3Ti und andere Ti-Systemausfällungen besitzt, die in der Martensitphase verteilt sind". Dieser metastabile austenitische Edelstahl erreicht eine hohe Festigkeit im Bereich von 2200 N/mm2.
  • Arbeitsbeispiele
  • Tabelle 1 zeigt Werte der chemischen Zusammensetzung und Md(N)-Werte der getesteten Proben. Die chemischen Zusammensetzungen, die als T1–T8 in dieser Tabelle gekennzeichnet sind, fallen innerhalb des Bereichs, der durch die vorliegende Erfindung definiert ist (erfindungsgemäße Stahle), und jene, die mit N1–N7 gekennzeichnet sind, fallen außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs (Vergleichsstahle).
  • Tabelle 1
    Figure 00160001
  • Alle Stahle wurden in einem Vakuumschmelzofen hergestellt, geschmiedet, heiß gewalzt, interpass geglüht, kalt gewalzt, der Lösungsbehandlung unterzogen, bestehend aus dem Halten bei 1050 °C eine Minute lang und Wasserkühlen, und kalt gewalzt bei verschiedenen Verringerungsverhältnissen, um kalt gewalzte Bögen von 1,2–0,8 mm Dicke zu erhalten. Die kalt gewalzten Bögen wurden bei 525 °C 60 Minuten lang gealtert. Tabelle 2 zeigt das Kaltwalzungsverringerungsverhältnis von jeder Probe, die Menge an Martensit und die Zugfestigkeit des kalt gewalzten Bogens und die Zugfestigkeit und die Dauerfestigkeitsbeschränkung, die durch den Dauerfestigkeitstest des gealterten Bogens bestimmt wurde. Der Zugfestigkeitstest wurde durchgeführt durch das Testverfahren nach JIS Z 2241 unter Verwendung des Nr. 13B Teststücks von JIS Z 2201. Die Dauerfestigkeit wurde getestet durch einen Dauerwechselbiegungstest, der bei einer Frequenz von 1800 upm (min/max Spannungsverhältnis R= –1) in Übereinstimmung mit JIS Z 2273 durchgeführt wurde. Der Oberflächenmaximalbiegungsspannungs-Beanspruchungswert, bei dem ein Bruch nach 1 × 107 Durchläufen nicht stattfand, wurde als die Dauerfestigkeitsbeschränkung definiert.
  • Tabelle 2
    Figure 00170001
  • Wie aus der Tabelle 2 ersichtlich ist, konnten die Stahle N1 und N7, deren Ti-Gehalt weniger als 0,1 Massen-% betrug, der Stahl N4, dessen Si + Mo- Gehalt weniger als 3,5 Massen-% betrug, und der Stahl N5, dessen Md(N)-Wert weniger als 50 betrug, jeweils keine Zugfestigkeit von 2200 N/mm2 als gealterte Stahle erreichen. Stahl N2, dessen Ti-Gehalt 0,5 Massen-% überstieg, und Stahl N3, dessen N-Gehalt 0,02 Massen-% überstieg, besaßen eine unzureichende Dauerfestigkeit. Stahl N6, der einen übermäßigen Nb-Gehalt von mehr als 0,5 Massen-% besaß, erfuhr eine Zerstörung der Dauerfestigkeit durch eine übermäßige Ausfällung von Nb-Systemausfällungen. Im Gegensatz dazu erreichten die erfindungsgemäßen Stahle T1–T8 alle eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 und waren ausgezeichnet bezüglich der Dauerfestigkeit als gealterte Stahle.
  • In 1 wird die Zugfestigkeit der Stahle T1, T2, T4, T5, N1 und N2 der Tabelle 1 nach 525°C × 60 Minuten Alterung als Funktion des Ti-Gehalts dargestellt. Es kann gesehen werden, dass ultrafeste Stahle mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger 2200 N/mm2 erhalten wurden bei einem Ti-Gehalt von nicht weniger als 0,1 Massen-%.
  • In 1 wird die Dauerfestigkeitsbeschränkung der Stahle T1, T2, T4, T5 und N2 der Tabelle 1 nach 525 °C × 60 Minuten Alterung als Funktion des Ti-Gehalts dargestellt. Es kann gesehen werden, dass die Dauerfestigkeitsbeschränkung abrupt abnahm, als der Ti-Gehalt 0,5 Massen-% überstieg.
  • Die Stahle T5 und N1 der Tabelle 1 wurden bei verschiedenen Temperaturen für einen Warmhaitezeitraum von 30 Minuten gealtert und wurden danach bezüglich der Zugfestigkeit getestet. Die Ergebnisse werden in 3 gezeigt. Es kann gesehen werden, das der erfindungsgemäße Stahl T5 eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 im Bereich von 300–600°C erreichte.
  • Die vorliegende Erfindung erreicht eine ultrahohe Festigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2 vergleichbar zu der Zugfestigkeit von 18 Ni Maragingstahl, die in einem metastabilen austenitischen Edelstahl erreicht wird. Die vorliegende Erfindung besitzt daher eine besondere technologische Bedeutung bezüglich des Erreichens einer Verbesserung der Festigkeit von mindestens 10% gegenüber der herkömmlichen hochfesten Edelstahlen.

Claims (9)

  1. Ein ultrafester metastabiler austenitischer Edelstahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die in Massenprozent folgendes aufweist: nicht mehr als 0,15% von C, mehr als 1,0–6,0% an Si, nicht mehr als 5,0% an Mn, 4,0–10,0% an Ni, 12,0–18,0% an Cr, 0,56–3,5% an Cu, 0,03–5,0% an Mo, nicht mehr als 0,02% an N, 0,1–05% an Ti, nicht mehr als 0,5% an V, nicht mehr als 0,5% an Nb, und wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei Si + Mo ≥ 3,5% erfüllt wird, und wobei ein durch die Gleichung (1) in der Folge definierter Wert Md(N), 20–140 ist; wobei besagter Stahl eine kaltbearbeitete Multiphasentextur zeigt, die sich zusammensetzt aus 50–95 Vol.-% an Martensitphase und der Rest im wesentlichen Austenitphase; und wobei er Mo-System-Abscheidungen und Ti-System-Abscheidungen verteilt in der Martensitphase hat; wobei: Md(N) = 580 – 520C – 2Si – 16 Mn – 16Cr – 23Ni – 300N – 26Cu – 10Mo
  2. Stahl gemäss Anspruch 1, wobei der Stahl zumindest entweder V und/oder Nb aufweist.
  3. Ultrafester metastabiler austenitischer Edelstahl gemäss Anspruch 1 oder 2, wobei der Co-Gehalt 1,0–3,0 Massen-% ist und der Mo-Gehalt 1,0– 4,5 Massen% ist.
  4. Ultrafester metastabiler austenitischer Edelstahl gemäss einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Stahl ein Stahlblech oder Stahldraht ist mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 2200 N/mm2.
  5. Verfahren zum Erzeugen eines ultrahochfesten metastabilen austenitischen Edelstahls mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger 2200 N/mm2, das folgendes aufweist: einen Schritt der Lösungsbehandlung eines Stahls, der eine chemischen Zusammensetzung hat, die in Massenprozent folgendes aufweist: nicht mehr als 0,15% an C, mehr als 1,0–6,0% an Si, nicht mehr als 5,0% an Mn, 4,0–10,0% an Ni, 12,0–18,0% an Cr, 0,56–3,5% an Cu, 0,03–5,0% an Mo, nicht mehr als 0,02% an N, 0,1–05% an Ti, nicht mehr als 0,5% an V, nicht mehr als 0,5% an Nb, und wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind; wobei Si + Mo > 3,5% erfüllt ist; und wobei ein durch die Gleichung (1) weiter unten definierter Wert von Md(N) 20–140 ist; wobei: Md(N) = 580 – 520C – 2Si -16 Mn -16Cr – 23Ni – 300N – 26Cu -10Mo (1); einen Schritt einer Kaltbearbeitung des lösungsbehandelten Stahls zum Erhalt eines Stahls mit einer metallischen Textur zusammengesetzt aus 50– 95 Vol.-% an Martensitphase, und einen Schritt des Alterns des kaltbearbeiteten Stahls in einem Temperaturbereich von 300–600°C für 0,5 bis 300 Minuten.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei der Stahl zumindest entweder V und/oder Nb aufweist.
  7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, wobei der Stahl einen Cu-Gehalt von 1,0–3,0 Massen-% und einen Mo-Gehalt von 1,0–4,5 Massen-% hat.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, wobei der Stahl, der einem Altern ausgesetzt wurde, ein Stahl mit einer metallischen Textur ist, die sich zusammensetzt aus 50–95 Volumen-% an Martensitphase, und zwar erhalten durch Durchführen eines Lösungsbehandlungsschritts zum Erreichen einer Textur, die aus einer Austeniteinphase besteht, oder einer Textur, die vorwiegend aus Austenitphase besteht, und nicht mehr als 30 Volumen-% an durch Kühlen induzierter Martensitphase enthält, und danach Kaltbearbeiten des Stahls zum Erzeugen einer spannungsinduzierten Martensitphase.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, wobei der Alterungsschritt chargen- bzw. schrittweise für 10 bis 300 Minuten durchgeführt wird.
DE60003511T 1999-11-05 2000-10-13 Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung Expired - Lifetime DE60003511T2 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP31524899A JP2001131713A (ja) 1999-11-05 1999-11-05 Ｔｉ含有超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材および製造法
JP31524899 1999-11-05

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE60003511D1 DE60003511D1 (de) 2003-07-31
DE60003511T2 true DE60003511T2 (de) 2004-04-29

Family

ID=18063161

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE60003511T Expired - Lifetime DE60003511T2 (de) 1999-11-05 2000-10-13 Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung

Country Status (7)

Country Link
US (1) US6440236B1 (de)
EP (1) EP1106706B1 (de)
JP (1) JP2001131713A (de)
KR (1) KR100682802B1 (de)
CN (1) CN1197986C (de)
DE (1) DE60003511T2 (de)
TW (1) TW573024B (de)

Families Citing this family (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2001276679A1 (en) * 2000-08-01 2002-02-13 Nisshin Steel Co. Ltd. Stainless steel fuel tank for automobile
JP4173976B2 (ja) * 2002-06-20 2008-10-29 本田技研工業株式会社 自動車の無断変速機用フープの製造方法
US6899773B2 (en) * 2003-02-07 2005-05-31 Advanced Steel Technology, Llc Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof
US6890393B2 (en) 2003-02-07 2005-05-10 Advanced Steel Technology, Llc Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof
SE528454C3 (sv) * 2004-12-23 2007-01-09 Sandvik Intellectual Property Utskiljningshärdbart martensitiskt rostfritt stål innefattande titansulfid
US8637127B2 (en) 2005-06-27 2014-01-28 Kennametal Inc. Composite article with coolant channels and tool fabrication method
DE102005030413C5 (de) * 2005-06-28 2009-12-10 Technische Universität Bergakademie Freiberg Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung
US7687156B2 (en) 2005-08-18 2010-03-30 Tdy Industries, Inc. Composite cutting inserts and methods of making the same
WO2007127680A1 (en) 2006-04-27 2007-11-08 Tdy Industries, Inc. Modular fixed cutter earth-boring bits, modular fixed cutter earth-boring bit bodies, and related methods
MX2009003114A (es) 2006-10-25 2009-06-08 Tdy Ind Inc Articulos que tienen resistencia mejorada al agrietamiento termico.
JP4977445B2 (ja) * 2006-11-01 2012-07-18 トクセン工業株式会社 ガイドワイヤ及びその製造方法
KR100832487B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-26 한국항공우주연구원 초저온에서 높은 항복강도 및 우수한 연신율을 갖는 고강도스테인리스 스틸
US8512882B2 (en) 2007-02-19 2013-08-20 TDY Industries, LLC Carbide cutting insert
US7846551B2 (en) 2007-03-16 2010-12-07 Tdy Industries, Inc. Composite articles
CN100500922C (zh) * 2007-05-17 2009-06-17 钢铁研究总院 一种超高强度耐蚀结构钢
CA2705265C (en) 2007-11-29 2016-12-20 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
US8337749B2 (en) 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
MX2010005668A (es) 2007-12-20 2010-06-03 Ati Properties Inc Acero inoxidable austenitico delgado resistente a la corrosion.
CN103060718B (zh) 2007-12-20 2016-08-31 冶联科技地产有限责任公司 含有稳定元素的低镍奥氏体不锈钢
EP2653580B1 (de) 2008-06-02 2014-08-20 Kennametal Inc. Zementierte carbidmetallische Legierungsverbindungen
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US8025112B2 (en) 2008-08-22 2011-09-27 Tdy Industries, Inc. Earth-boring bits and other parts including cemented carbide
US8322465B2 (en) 2008-08-22 2012-12-04 TDY Industries, LLC Earth-boring bit parts including hybrid cemented carbides and methods of making the same
US8272816B2 (en) 2009-05-12 2012-09-25 TDY Industries, LLC Composite cemented carbide rotary cutting tools and rotary cutting tool blanks
US8308096B2 (en) 2009-07-14 2012-11-13 TDY Industries, LLC Reinforced roll and method of making same
US8440314B2 (en) 2009-08-25 2013-05-14 TDY Industries, LLC Coated cutting tools having a platinum group metal concentration gradient and related processes
US9643236B2 (en) 2009-11-11 2017-05-09 Landis Solutions Llc Thread rolling die and method of making same
JP5056985B2 (ja) * 2009-11-18 2012-10-24 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5744678B2 (ja) * 2010-10-07 2015-07-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法
KR101401625B1 (ko) * 2010-10-07 2014-06-02 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내피로성이 우수한 석출 경화형 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강선 및 그 제조 방법
US8800848B2 (en) 2011-08-31 2014-08-12 Kennametal Inc. Methods of forming wear resistant layers on metallic surfaces
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
CN102717233B (zh) * 2012-06-04 2014-09-10 山西太钢不锈钢股份有限公司 用于制造精密针头的304精密不锈钢带的生产方法
CN103194690A (zh) * 2013-04-15 2013-07-10 丹阳恒庆复合材料科技有限公司 耐晶间腐蚀不锈钢及其制备方法
DE112013007314T5 (de) * 2013-08-08 2016-05-19 General Electric Company Ausscheidungsgehärtete Edelstahllegierungen
CN104152804B (zh) * 2014-08-01 2015-12-30 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种无镍亚稳奥氏体不锈钢材料及其制备方法
DE102014217369A1 (de) * 2014-09-01 2016-03-03 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Hochfeste, mechanische energie absorbierende und korrosionsbeständige formkörper aus eisenlegierungen und verfahren zu deren herstellung
JP6597887B2 (ja) * 2016-03-30 2019-10-30 日本製鉄株式会社 高強度鋼材およびその製造方法
CN106756559B (zh) * 2016-12-27 2018-09-14 振石集团东方特钢有限公司 一种耐浓硫酸腐蚀用高硅奥氏体不锈钢及其制备方法
HUE051081T2 (hu) 2017-02-10 2021-03-01 Outokumpu Oy Melegalakítással gyártott acél alkatrész, gyártási eljárás és az alkatrész felhasználása
CN108411222A (zh) * 2018-03-29 2018-08-17 冯满 一种合金钢
MX2021001173A (es) * 2018-10-30 2021-04-19 Nippon Steel Stainless Steel Corp Lamina de acero inoxidable austenitico.
JP6560427B1 (ja) * 2018-11-29 2019-08-14 株式会社特殊金属エクセル ステンレス鋼帯またはステンレス鋼箔及びその製造方法
KR102169457B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-23 주식회사 포스코 고강도 스테인리스강
CN110964893B (zh) * 2019-11-18 2021-08-03 江苏延汉材料科技有限公司 一种刀具用不锈钢的控轧退火方法
CN111043204A (zh) * 2019-12-27 2020-04-21 太仓卡兰平汽车零部件有限公司 一种电动撑杆阻尼器用不锈钢波簧
CN110983191A (zh) * 2019-12-31 2020-04-10 九牧厨卫股份有限公司 一种高耐蚀不锈钢板、不锈钢水槽及其制备方法
CN111607691B (zh) * 2020-05-26 2022-02-11 东南大学 一种具有梯度组织的321奥氏体不锈钢管及制备方法
CN116288029B (zh) * 2023-01-06 2023-09-05 清华大学 轻质超高强度奥氏体不锈钢及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6036649A (ja) * 1983-08-05 1985-02-25 Nisshin Steel Co Ltd 靭性に優れたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼
JPS61295356A (ja) 1985-06-24 1986-12-26 Nisshin Steel Co Ltd 高強度ステンレス鋼
NL193218C (nl) * 1985-08-27 1999-03-03 Nisshin Steel Company Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal.
JPH0819507B2 (ja) * 1986-08-27 1996-02-28 日新製鋼株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼
JPH04202643A (ja) 1990-11-30 1992-07-23 Nkk Corp 高強度、高靭性ステンレス鋼およびその製造方法
JP3251648B2 (ja) * 1992-07-14 2002-01-28 日新製鋼株式会社 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP3503959B2 (ja) 1993-01-08 2004-03-08 日新製鋼株式会社 靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法
JP3378346B2 (ja) * 1993-10-12 2003-02-17 日新製鋼株式会社 強度及び靭性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
JPH07300654A (ja) 1994-04-28 1995-11-14 Nisshin Steel Co Ltd 高強度高靭性ステンレス鋼帯およびその製造方法
US5494537A (en) * 1994-02-21 1996-02-27 Nisshin Steel Co. Ltd. High strength and toughness stainless steel strip and process for the production of the same
JPH11256282A (ja) * 1998-03-12 1999-09-21 Nisshin Steel Co Ltd 強度，靭性及び疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW573024B (en) 2004-01-21
CN1197986C (zh) 2005-04-20
KR20010051451A (ko) 2001-06-25
KR100682802B1 (ko) 2007-02-15
EP1106706B1 (de) 2003-06-25
CN1295139A (zh) 2001-05-16
US6440236B1 (en) 2002-08-27
DE60003511D1 (de) 2003-07-31
JP2001131713A (ja) 2001-05-15
EP1106706A1 (de) 2001-06-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60003511T2 (de) Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung
DE60214456T2 (de) Martensitischer rostfreier Stahl mit hoher Härte und guter Korrosionsbeständigkeit
DE69604341T3 (de) Martensitischer. rostfreier stahl mit guter beständigkeit gegen lochfrasskorrosion und mit hoher härte
DE60110861T2 (de) Wärmebeständiger Stahl
DE60131294T2 (de) Hochfester federstahl und federstahldraht
DE3787961T2 (de) Verfahren zur Herstellung von rostfreien Chromstahlband mit Zweiphasen-Gefüge mit hoher Festigkeit und hoher Dehnung und mit niedriger Anisotropie.
DE3586662T2 (de) Hochfester, niedrig gekohlter stahl, gegenstaende daraus und verfahren zur herstellung dieses stahls.
DE112010003614T5 (de) Hochfeste Schraube
DE69003202T2 (de) Hochfeste, hitzebeständige, niedrig legierte Stähle.
DE60300561T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes
EP1158067A1 (de) Martensitisch-härtbarer Vergütungsstahl mit verbesserter Warmfestigkeit und Duktilität
DE3041565C2 (de)
DE69724595T2 (de) Widerstandsfähiger, wärmeunbehandelter hochfester stahl mit hervorragender bearbeitbarkeit
DE19505955B4 (de) Nichtrostender Bandstahlen hoher Festigkeit und Zähigkeit und Verfahren zum Herstellen desselben
DE112016004793T5 (de) Verfahren zur herstellung eines karburierungs-schmiedestahlmaterials
DE2425624A1 (de) Verfahren zum herstellen von warmgewalzten staehlen mit hoher festigkeit und ausserordentlicher zaehigkeit, insbesondere zur verwendung bei minustemperaturen
DE69007201T2 (de) Hitzebeständiger Stahl verwendbar für Ventile von Verbrennungsmotoren.
EP1215299B1 (de) Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl
EP2678459B1 (de) "verwendung eines chromstahls mit martensitischem gefüge und karbidischen einschlüssen"
DE2147624A1 (de) Verfahren zur Herstellung von rostfreien Stählen mit minimaler Riffelung
DE69201981T2 (de) Ausscheidungshärtbarer, austenitischer Warmarbeitsstahl und Verfahren zur Behandlung desselben.
DE10124393A1 (de) Hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur thermischen Behandlung von hitzebeständigem Stahl, und Kompenten aus hitzebeständigem Stahl
DE69907358T2 (de) Zusammensetzung von werkzeugstahl
EP0733719A1 (de) Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur
DE2209085A1 (de) Alterungsgehärteter martensitischer Nickelstahl

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition