DE60025703T2 - Ferritische rostfreie stahlplatte - Google Patents

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Kawasaki Steel Corporation Susumu Chuo-ku Chiba-shi SATOH
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Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein ferritisches nichtrostendes Stahlblech, das zur Verwendung für Gebäudeverkleidungsmaterialien, Küchengeräte, Chemieanlagen, Wassertanks und dergleichen geeignet ist. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein ferritisches Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit zum Pressen und guten Oberflächeneigenschaften nach dem Formen. In der vorliegenden Erfindung umfasst das Stahlblech eine Stahlplatte und ein Stahlband.
  • Technischer Hintergrund
  • Nichtrostende Stahlbleche weisen schöne Oberflächen und hervorragende Korrosionsbeständigkeit auf und sie werden daher in weitem Umfang für Gebäudeverkleidungsmaterialien und dergleichen verwendet. Insbesondere weisen austenitische nichtrostende Stahlbleche hervorragende Duktilität und hervorragende Formbarkeit zum Pressen auf und sie verursachen keine Gratbildung und werden daher in weitem Umfang für die obigen Anwendungen eingesetzt.
  • Andererseits sind ferritische nichtrostende Stahlbleche im Hinblick auf die Formbarkeit durch den Fortschritt der Technik der Reinigung von Stahl verbessert und die Verwendung für die obigen Anwendungen anstelle von austenitischen nichtrostenden Stahlblechen von SUS 304, SUS 316 und dergleichen wurde vor kurzem untersucht. Dies ist der Grund, weshalb die Eigenschaften des ferritischen nichtrostenden Stahls, beispielsweise die Vorteile eines niedrigen Wärmeausdehnungs koeffizienten, einer geringen Empfindlichkeit für Belastungskorrosionsrisse und niedriger Kosten aufgrund des Nichtvorhandenseins von kostenaufwendigem Ni in weitem Umfang bekannt sind.
  • Jedoch weisen die ferritischen nichtrostenden Stahlbleche bei Erwägung einer Anwendung für geformte Produkte niedrigere Duktilität als die austenitischen nichtrostenden Stahlbleche auf und sie verursachen daher die Probleme, dass eine als "Gratbildung" bezeichnete Ungleichförmigkeit auf den Oberflächen der geformten Produkte unter Verschlechterung der Schönheit der geformten Produkte auftritt, was die Last einer Oberflächenpolierbehandlung erhöht. Daher sind zu einer stärkeren Erweiterung der Anwendung der ferritischen nichtrostenden Stahlbleche Verbesserungen im Hinblick auf Duktilität und Antigratbildungseigenschaft erforderlich.
  • Für diese Anforderungen wird ein ferritischer nichtrostender Stahl mit hervorragender Formbarkeit, der – als Gew.-% – 0,03 bis 0,08 % C, 0,01 % oder weniger Ni und 2 × N % bis 0,2 % Al umfasst, in beispielsweise der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 52-24913 vorgeschlagen. Bei der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 52-24913 offenbarten Technik sind die C- und N-Gehalte verringert und der Al-Gehalt beträgt das zwei- oder mehrfache des N-Gehalts, um die Kristallkörner fein zu machen, wodurch die Duktilität, der r-Wert (Lankford-Wert) und die Antigratbildungseigenschaft verbessert werden.
  • Ein hitzebeständiger ferritischer nichtrostender Stahl mit hervorragender Formbarkeit zum Pressen wird in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 54-112319 vorgeschlagen, wobei der (C + N)-Gehalt 0,02 bis 0,06 % beträgt und der Zr-Gehalt 0,2 bis 0,6 % beträgt und 10 (C + N) ± 0,15 %, um die Duktilität und den r-Wert zu verbessern.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines ferritischen nichtrostenden Stahlblechs mit hervorragender Formbarkeit wird in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 57-70223 vorgeschlagen, wobei ein ferritischer nichtrostender Stahlwalzblock, der 0,08 bis 0,5 % Sol. Al und mindestens einen Bestandteil von B, Ti, Nb, V und Zr enthält, warmgewalzt, kaltgewalzt und dann schließlich geglüht wird.
  • Die in den ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen Nr. 52-24913, 54-112319 und 57-70223 offenbarten Techniken zielen jedoch hauptsächlich auf eine Verbesserung der Duktilität und des r-Werts und es verbleiben die folgenden Probleme:
    • (1) Die Techniken setzen niedrige C- und N-Gehalte voraus und erhöhen dadurch unvermeidlich die Kosten des Stahlherstellungsverfahrens.
    • (2) Da Elemente wie Al und Ti zugegeben werden, sind die Einschlussmengen von Stahl erhöht, wodurch aufgrund der Einschlüsse Oberflächendefekte unvermeidlich verursacht werden.
    • (3) Die Formbarkeit ist stark verbessert, während die Antigratbildungseigenschaft nicht ausreichend verbessert ist.
  • Dadurch wird für den Fall, dass ein Umformen, wie Pressumformen oder dergleichen durchgeführt wird, die Oberflächenschönheit eines gebildeten Produkts verschlechtert und es ist daher Polieren zur Verbesserung der Schönheit erforderlich, was die Polierlast erhöht, wodurch die Kosten erhöht werden.
  • Ferner wird ferritischer nichtrostender Stahl mit hervorragender Korrosionsbeständigkeit in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 59-193250 vorgeschlagen, wobei dieser 0,02 % oder weniger C, 0,03 % oder weniger N und 0,5 bis 5,0 % V enthält. In dem in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 59-193250 offenbarten ferritischen nichtrostenden Stahl ist die Korrosionsbeständigkeit, insbesondere die Beständigkeit gegenüber Belastungskorrosionsrissen durch die Zugabe von V signifikant verbessert. Jedoch weist der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 59-193250 offenbarte ferritische nichtrostende Stahl das Problem der Formbarkeit zum Pressen auf. da die Formbarkeit zum Pressen nicht in Erwägung gezogen wurde.
  • Ferner wird in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 1-201445 ein ferritischer nichtrostender Stahl vorgeschlagen, wobei die P-, S- und O-Gehalte verringert sind, 0,07 % oder weniger C, 0,2 % oder weniger Al und 0,15 % oder weniger N enthalten sind und die Beziehung zwischen der (C + N)-Menge und der Cr-Menge optimiert ist, um Formbarkeit und Korrosionsbeständigkeit zu optimieren. Bei der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 1-201445 offenbarten Technik ist mindestens ein Bestandteil von 40 S% bis 2,0 % Mo, 20 S% bis 0,5 % Ti, 20 S% bis 0,5 % Nb, 20 S% bis 0,5 % V, 20 S% bis 0,5 % Zr und 0,010 % oder weniger B enthalten, um sowohl die Mengen an gelöstem Stickstoff als auch Kohlenstoff zu verringern, ohne die Beziehung zwischen der (C + N)-Menge und der Cr-Menge zu beschränken, wobei Formbarkeit und Korrosionsbeständigkeit verbessert sind. Bei der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 1-201445 offenbarten Technik wird Al oder ferner Ti, Zr oder dergleichen zugegeben, was eine Erhöhung der Einschlussmengen in Stahl verursacht, wodurch die Probleme einer unvermeidlichen Bildung von Oberflächendefekten aufgrund der Einschlüsse verursacht werden. Es verblieb auch das Problem, dass die Antigratbildungseigenschaft nicht ausreichend verbessert war.
  • Ferner wird ein ferritischer nichtrostender Stahl mit hervorragender Witterungsbeständigkeit und Spaltenkorrosionsbeständigkeit in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 7-34205 vorgeschlagen, wobei dieser 0,05 % oder weniger C, 0,10 % oder weniger N, 0,03 % oder weniger S, 5 bis 50 ppm Ca, 0,5 % oder weniger Al und 0,04 bis 0,20 % P enthält. Jedoch weist der in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 7-34205 offenbarte ferritische nichtrostende Stahl einen hohen P-Gehalt auf und er enthält große Mengen Ca und Al. Daher ist die Korrosionsbeständigkeit verbessert, während die Formbarkeit nicht ausreichend verbessert ist, wodurch das Problem der unvermeidlichen Bildung von Oberflächendefekten aufgrund einer Zunahme der Einschlussmengen verursacht wird.
  • Ferner wird ein Verfahren zur Herstellung eines ferritischen nichtrostenden Stahlblechs für einen Diskettenzentrumkern in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-92652 vorgeschlagen, das hervorragende Formbarkeit zum Pressen und hohe Oberflächenhärte aufweist. Das in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-92652 offenbarte ferritische nichtrostende Stahlblech ist ein ferritisches nichtrostendes Stahlblech, das 0,01 bis 0,10 % C, 0,01 bis 0,10 % N und 0,1 bis 2,0 % Mn und die Verunreinigungen P, S, Si, Al und Ni in kontrollierten Mengen enthält. Jedoch erfordert das in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 8-92652 offenbarte ferritische nichtrostende Stahlblech die Kontrolle der Oberflächenrauheit durch ein Fertigkaltwalzen, wobei das Verfahren kompliziert wird, und es verlangt eine weitere Verbesserung wegen der unzureichenden Formbarkeit.
  • Zur Verbesserung der Antigratbildungseigenschaft ist ein starker Zug beim Warmwalzen wirksam, was beispielsweise in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr. 10-53817 offenbart ist.
  • Die CH-A-537459 offenbart einen hitzebeständigen nichtrostenden Stahl, der 0,01 bis 0,25 % Kohle, 10 bis 16 % Chrom, 0,04 bis 0,2 % Stickstoff und 0,03 bis 0,75 % Niob und Tantal umfasst.
  • Die EP-A-0 881 305 offenbart ein Verfahren zur Herstellung dünner Stahlbänder von ferritischem nichtrostendem Stahl mit einer Dicke unter 10 mm, nach dem, wobei unmittelbar vom flüssigen Metall ausgegangen wird, die Verfestigung eines Bandes eines ferritischen nichtrostenden Stahls eines Typs, der höchstens 0,12 % Kohlenstoff, höchstens 1 % Mangan, höchstens 1 % Silicium, höchstens 0,040 % Phosphor, höchstens 0,030 % Schwefel und zwischen 16 und 18 % Chrom enthält, zwischen zwei eng beabstandeten, intern gekühlten und gegenläufig rotierenden Zylindern, deren Achsen horizontal ausgerichtet sind, erreicht wird, das dadurch gekennzeichnet ist, dass das Band dann gekühlt wird oder abkühlen gelassen wird, während sein Verbleiben im Transformationsbereich des Austenits in Ferrite und Carbide vermieden wird, dass das Aufwickeln des Bandes bei einer Temperatur zwischen 600 °C und der Martensitumwandlungstemperatur Ms durchgeführt wird, dass das aufgewickelte Band mit einer maximalen Geschwindigkeit von 300 °C/h auf eine Temperatur zwischen 200 °C und Umgebungstemperatur abkühlen gelassen wird und dass das Band dann in einem Glühtopf geglüht wird.
  • Die JP-A-08-041 546 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines chromreichen kaltgewalzten Stahlbands, wobei ein kontinuierlich gegossener Walzblock eines chromreichen Stahls, der, bezogen auf das Gewicht, 0,01 bis 0,08 % C, 0,1 bis 0,5 % Si, 0,4 bis 1 % Mn, 15 bis 19 % Cr, ≤ 0,25 % Ni, ≤ 0,25 % Mo, ≤ 0,25 % Cu, ≤ 0,25 % V, 0 bis < 0,01 % Sol.Al und 0,005 bis 0,08 % N enthält, Warmwalzen unter den Bedingungen einer Heiztemperatur von 1100 bis 1250 °C, einer Warmwalzendtemperatur von 650 bis 780 °C und einer Aufwickeltemperatur von 650 °C unterzogen wird, wobei ein warmgewalztes Stahlband erhalten wird und dieses Stahlbandglühen unter den Glühbedingungen einer Glühtemperatur von 700 bis 800 °C und einer Glühdauer von 0,1 bis 8 min unterzogen wird, einem Beizen unterzogen wird und einem Kaltwalzen und Glühen-Beizen unterzogen wird.
  • So ist es durch die oben beschriebenen herkömmlichen Techniken unmöglich, ein ferritisches nichtrostendes Stahlblech herzustellen, das sowohl Oberflächenqualität als auch Formbarkeit zu niedrigen Kosten zufriedenstellt.
  • Die vorliegende Erfindung wurde zur Lösung der obigen Probleme erreicht und Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines ferritischen nichtrostenden Stahlblechs mit guter Formbarkeit und hervorragender Antigratbildungseigenschaft und Oberflächenqualität nach dem Formen.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Infolge verschiedener Untersuchungen, um die obige Aufgabe zu lösen, ermittelten die Erfinder, dass, wenn die Ti- und Al-Gehalte verringert sind, N/C 1 oder mehr beträgt, die (C + N)-Menge in einem passenden Bereich kontrolliert wird, und eine passende Menge V zur Kontrolle von Ausscheidungen, wie Carbiden und Nitriden, im Stahl zugegeben wird, dadurch hervorragende Formbarkeit realisiert, Gratbildung unterdrückt und hervorragende Oberflächenqualität nach dem Formen erhalten wird. Dies führte zur Lösung der vorliegenden Erfindung.
  • Das heißt, durch die vorliegende Erfindung erfolgt die Bereitstellung eines ferritischen nichtrostenden Stahlblechs mit hervorragender Formbarkeit, Antigratbildungseigenschaft und Oberflächenqualität, das in Masse-% umfasst:
    C: 0,02 bis 0,06 %,
    Si: 1,0 % oder weniger,
    Mn : 1,0 % oder weniger,
    P: 0,05 % oder weniger,
    S: 0,01 % oder weniger,
    Al: 0,005 % oder weniger,
    Ti: 0,005 % oder weniger,
    Cr: 11 bis 30 %,
    Ni: 0,7 % oder weniger,
    und optional
    Nb: 0,03 % oder weniger,
    B: 0,003 % oder weniger, und
    zum Rest aus Fe und beiläufigen Verunreinigungen besteht, wobei N derart enthalten ist, dass es die Beziehung zum C-Gehalt der im folgenden angegebenen Gleichungen (1) und (2) erfüllt und V derart enthalten ist, dass es die Beziehung zum N-Gehalt der im folgenden angegebenen Gleichung (3) erfüllt: 0,06 ≤ (C + N) ≤ 0,12 (1) 1 ≤ N/C (2) 1,5 × 10–3 ≤ (V × N) ≤ 1,5 × 10–2 (3)worin C, N und V die Gehalte (Masse-%) an den Elementen sind, wobei das Stahlblech durch ein Verfahren erhalten wird, das die Stufen des kontinuierlichen Gießens, Neuerhitzens auf 1050 bis 1250 °C, Warmwalzens mit einer Endabgabetemperatur bei 800 °C oder mehr, optionalen Glühens des warmgewalzten Blechs bei 700 °C oder mehr, Kaltwalzens mit 50 bis 95 % Reduktion und optionalen Rekristallisationsglühens des kaltgewalzten Blechs bei 700 bis 900 °C umfasst.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) und (C + N) eines kaltgewalzten geglühten Blechs zeigt.
  • 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) und (N/C) eines kaltgewalzten geglühten Blechs zeigt.
  • 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) und (V × N) eines kaltgewalzten geglühten Blechs zeigt.
  • 4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Rate von Oberflächendefekten und dem Al-Gehalt eines kaltgewalzten geglühten Blechs zeigt.
  • 5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Empfindlichkeitsverhalten und den Nb- und B-Gehalten eines kaltgewalzten geglühten Blechs zeigt.
  • Beste Art und Weise zur Durchführung der Erfindung
  • Zunächst werden die Gründe zur Beschränkung der Zusammensetzung eines Stahlblechs der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • C: 0,02 bis 0,06 Masse-%
  • C ist ein Element, das die Festigkeit erhöht und die Duktilität verringert und es ist vorzugsweise in einer möglichst kleinen Menge vorhanden, um die Formbarkeit zu verbessern. Jedoch kann mit einem niedrigen C-Gehalt von weniger als 0,02 Masse-% die Wirkung der Bildung feiner Kristallkörnchen aufgrund der Ausscheidung feiner Carbonitride und Carbide, wie V(C, N), VC und V4C3, nicht erhalten werden. Daher verschlechtert sich die Antigratbildungseigenschaft, wobei Ungleichmäßigkeit in einem behandelten Bereich während des Pressens produziert wird, wodurch die Oberflächenqualität nach dem Formen verschlechtert und die Schönheit beeinträchtigt wird. Andererseits verschlechtert sich bei einem übermäßigen C-Gehalt von über 0,06 Masse-% die Formbarkeit und eine Cr-abgereicherte Zone, grobe Ausscheidungen und Einschlüsse, die als Ausgangspunkt von Rostbildung dienen, nehmen zu. Daher ist der C-Gehalt auf den Bereich von 0,02 bis 0,06 Masse-% beschränkt.
  • Si: 1,0 Masse-% oder weniger
  • Si ist ein zur Desoxidation wichtiges Element, doch verursacht ein übermäßiger Si-Gehalt eine Verschlechterung der Kaltformbarkeit und Duktilität. Daher ist der Si-Gehalt auf nur 1,0 Masse-% oder weniger beschränkt. Der Si-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,03 bis 0,5 Masse-%.
  • Mn: 1,0 Masse-% oder weniger
  • In Stahl vorhandenes Mn kombiniert sich mit S unter Bildung von MnS und es ist daher ein zur Sicherstellung der Warmwalzumformbarkeit günstiges Element. Jedoch verursacht ein übermäßiger Gehalt eine Verschlechterung der Warmumformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit. Daher ist der Mn-Gehalt auf 1,0 Masse-% oder weniger beschränkt. Der Mn-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,3 bis 0,8 Masse-%.
  • P: 0,05 Masse-% oder weniger
  • P ist ein schädliches Element, das die Warmumformbarkeit verschlechtert und Kraterlochbildung produziert, jedoch ist ein P-Gehalt von bis zu 0,05 Masse-% möglich. Jedoch wird bei einem P-Gehalt von über 0,05 Masse-% die Wirkung signifikant gezeigt. Daher muss der P-Gehalt 0,05 Masse-% oder weniger betragen.
  • S: 0,01 Masse-% oder weniger
  • S ist ein schädliches Element, das sich mit Mn unter Bildung von MnS als Ausgangspunkt von Rostbildung kombiniert und das Korngrenzensegregation unter Förderung von Korngrenzenversprödung verursacht. Obwohl der S-Gehalt möglichst niedrig ist, ist ein S-Gehalt von bis zu 0,01 Masse-% zulässig. Jedoch wird bei einem Gehalt von über 0,01 Masse-% die Wirkung signifikant gezeigt. Daher beträgt der S-Gehalt 0,01 Masse-% oder weniger.
  • Al: 0,005 Masse-% oder weniger
  • Al bildet ein Oxid und in der vorliegenden Erfindung ist der Al-Gehalt daher möglichst niedrig, um das Auftreten von Oberflächendefekten (Schuppe) aufgrund von Einschlüssen, wie Oxiden und dergleichen, zu unterdrücken. 4 zeigt die Wirkung des Al-Gehalts auf die Rate von Oberflächendefekten von Stahl, der 0,04C-0,3Si-0,5Mn-0,04P-0,0065-0,001Ti-16,1Cr-0,3Ni-0,05N-0,06V umfasst, wenn der Al-Gehalt von 0,001 auf 0,025 % geändert wurde. In dieser Figur steht die Rate von Oberflächendefekten für die Rate des Auftretens fehlerhafter Spulen unter der Annahme, dass eine Spule die mindestens eine Schuppe pro 10 m2 einer kaltgewalzten geglühten Blechoberfläche bildet, als fehlerhaft betrachtet wird. Bei einem Al-Gehalt von 0,005 % oder weniger kann die Rate von Oberflächendefekten auf 0 % verringert werden. Die Rate von Oberflächendefekten wurde unter Ausschluss einer Spule, deren Oberflächenschicht durch eine Schleifvorrichtung oder dergleichen nach dem Warmwalzen entfernt wurde, berechnet.
  • Al vereinigt sich mit N unter Bildung von AlN, was die Ausscheidung von VN unterdrückt, was der Hauptpunkt der vorliegenden Erfindung ist, und in der vorliegenden Erfindung muss der Al-Gehalt möglichst niedrig sein. Daher ist der Al-Gehalt auf 0,005 Masse-% oder weniger beschränkt.
  • Ti: 0,005 Masse-% oder weniger
  • Ti vereinigt sich mit C und N unter Bildung von TiC und TiN, was die Ausscheidung von VN, VC und V4C3 unterdrückt, und der Ti-Gehalt muss daher möglichst niedrig sein. Wie Al bildet Ti ein Oxid und es ist daher wirksam, den Ti-Gehalt möglichst stark zu verringern, um das Auftreten von Oberflächendefekten aufgrund von Einschlüssen, wie Oxiden und dergleichen, zu unterdrücken. Daher ist der Ti-Gehalt auf 0,005 Masse-% oder weniger beschränkt.
  • Cr: 11 bis 30 Masse-%
  • Cr ist ein wesentliches Element zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit. Jedoch kann mit einem Cr-Gehalt von weniger als 11 Masse-% keine ausreichende Korrosionsbeständigkeit erhalten werden. Andererseits wird mit einem Cr-Gehalt von über 30 Masse-% nach dem Warmwalzen leicht eine versprödete Phase gebildet. Daher ist der Cr-Gehalt auf 30 Masse-% oder weniger beschränkt.
  • Ni: 0,7 Masse-% oder weniger
  • Obwohl Ni ein Element zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit ist, ist der Ni-Gehalt auf 0,7 Masse-% oder weniger beschränkt, da ein übermäßiger Ni-Gehalt die Umformbarkeit verschlechtert und wirtschaftlich nachteilig ist.
  • Ni ist derart enthalten, dass die Beziehung zu dem C-Gehalt, die durch die folgenden Gleichungen (1) und (2) dargestellt wird, erfüllt wird: 0,06 ≤ (C + N) ≤ 0,12 (1) 1 ≤ N/C (2)worin C und N für den C-Gehalt bzw. den N-Gehalt als Masse-% stehen.
  • Herkömmlicherweise wird angenommen, dass N die Formbarkeit verringert, und daher muss der N-Gehalt zusammen mit C verringert werden, um die Formbarkeit zu verbessern. Jedoch ist es im Hinblick auf die Antigratbildungseigenschaften nachteilig, den C- und N-Gehalt zu verringern, und daher kann eine hervorragende Oberflächenqualität nach dem Formen nicht realisiert werden. In der vorliegenden Erfindung wird die (C + N)-Menge in einem passenden Bereich kontrolliert und N/C wird auf 1 oder mehr kontrolliert.
  • 1 zeigt die Beziehung zwischen der (C + N)-Menge und den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) eines kaltgewalzten geglühten Blechs. Mit einer (C + N)-Menge von 0,06 Masse-% ist die Gratbildungshöhe unter Verschlechterung der Antigratbildungseigenschaft erhöht. Andererseits sind mit einer (C + N)-Menge von über 0,12 Masse-% die Duktilität und der r-Wert verschlechtert. Daher ist (C + N) auf 0,06 bis 0,12 Masse-% beschränkt.
  • 2 zeigt die Beziehung zwischen N/C und den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) eines kaltgewalzten geglühten Blechs. Mit N/C von weniger als 1 sind Dehnung, der r-Wert und die Antigratbildungseigenschaft alle verschlechtert. Daher ist N/C auf 1 oder mehr beschränkt.
  • Wie C löst sich N in Stahl bei der Warmwalztemperatur unter Bildung einer Austenitphase, wobei Kolonien mit ähnlicher Verformbarkeit, die das Auftreten einer Gratbildung verursachen, fragmentiert werden und die Kolonien fein gemacht werden. Infolgedessen ist das Auftreten von Gratbildung unter Verbesserung der Antigratbildungseigenschaft unterdrückt.
  • Daher wird der N-Gehalt derart kontrolliert, dass er die durch die Gleichung (1) und (2) dargestellte Beziehung zu dem C-Gehalt erfüllt, wobei die Zusammensetzungsbalance zwischen C und N optimiert wird. Im Hinblick auf die Umformbarkeit beim Warmwalzen beträgt der N-Gehalt vorzugsweise 0,08 Masse-% oder weniger.
  • V ist derart enthalten, dass es die Beziehung zu dem N-Gehalt erfüllt, die durch die folgende Gleichung (3) dargestellt wird: 1,5 × 10–3 ≤ (V × N) ≤ 1,5 × 10–2 (3)worin N und V für den N-Gehalt bzw. den V-Gehalt als Masse-% stehen.
  • V ist ein wichtiges Element für die vorliegende Erfindung und es vereinigt sich mit N unter Bildung von Nitriden und Carbonitriden, wie VN und V(C,N), wobei die Vergrößerung von Kristallkörnern unterdrückt und die Mengen von gelöstem C und N verringert werden. Daher sind die Duktilität, der r-Wert und die Antigratbildungseigenschaft verbessert. Um das Maximale aus den Wirkungen hervorzuholen, muss die Zusammensetzungsbalance zwischen N und V optimiert sein.
  • 3 zeigt die Beziehung zwischen (V × N) und den mechanischen Eigenschaften (Dehnung, r-Wert und Gratbildungshöhe) eines kaltgewalzten geglühten Blechs. Mit (V × N) von weniger als 1,5 × 10–3 ist der r-Wert niedrig, während mit (V × N) von über 1,5 × 10–2 sowohl der r-Wert als auch die Dehnung verschlechtert sind. Daher ist der V-Gehalt darauf beschränkt, dass er die Bedingung erfüllt, wobei (V × N) im Bereich von 1,5 × 10–3 bis 1,5 × 10–2 liegt. Aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten beträgt der V-Gehalt vorzugsweise 0,30 Masse-% oder weniger.
  • In einer Ausführungsform kann durch die Zugabe von einem oder zwei Bestandteilen von Nb und B derart, dass die Beziehung 0,0030 ≤ (Nb + 10B) erfüllt ist, die Antisensibilisierungseigenschaft verbessert werden. Im tatsächlichen Betrieb ist die Fertigglühtemperatur nicht zwangsläufig konstant und Änderungen der Heizdauer und der letztendlichen Temperatur können nicht vermieden werden. Bei einem ferritischen nichtrostenden Stahlblech verursacht ein Hochtemperaturglühen eine Sensibilisierung im Laufe des Glühens und Korngrenzen werden beim anschließenden Beizen unter Verschlechterung der Oberflächenqualität in einigen Fällen korrodiert. Daher ist es, um im tatsächlichen Betrieb stabile Qualität zu erhalten, wichtig, das Auftreten einer Sensibilisierung über einen breiten Temperaturbereich zu verhindern. 5 zeigt die Ergebnisse einer Untersuchung der Einflüsse von Nb und B auf die Sensibilisierungseigenschaft unter Verwendung eines Stahls, der (0,031~0,045) % C-(0,22~0,40) % Si-(0,27~0,73) Mn-(0,024~0,045) % P-(0,005~0,007) % S-(0,001~0,003) Al-(0,001~0,002) % Ti-(16,0~17,5) % Cr-(0,15~0,44) % Ni-(0,040~0,062) % N-(0,035~0,120) % V umfasst. Ein Walzblock mit der obigen Zusammensetzung wurde auf 1170 °C erhitzt und dann mit einer Endabgabetemperatur von 830 °C warmgewalzt, wobei ein warmgewalztes Blech erhalten wurde. Das auf diese Weise gebildete warmgewalzte Blech wurde einem Glühen des warmgewalzten Blechs bei 860 °C während 8 h unterzogen, gebeizt und dann mit einer Gesamtwalzreduktion von 85 % kaltgewalzt, wobei ein kaltgewalztes Blech gebildet wurde. Das auf diese Weise gebildete kaltgewalzte Blech wurde 30 s bei 900 °C fertiggeglüht und gebeizt, wobei ein kaltgewalztes geglühtes Blech mit einer Dicke von 0,8 mm gebildet wurde. Die Oberfläche des auf diese Weise erhaltenen kaltgewalzten geglühten Blechs wurde mit einem Rasterelektronenmikroskop zur Untersuchung des Vorhandenseins von Korngrenzenkorrosion zur Bewertung der Oberflächenqualität betrachtet. Bei Bewertung steht das Zeichen O für das Auftreten keiner Korrosion und das Zeichen X für das Auftreten von Korrosion. 5 zeigt, dass durch die Zugabe von Nb und B derart, dass die Zugabemengen (Nb + 10B) ≥ 0,0030 erfüllen, ein Glühen bei 900 °C eine Korngrenzensensibilisierung verhindern kann. Dies beruht möglicherweise auf der Tatsache, dass in Stahl vorhandenes C und N durch Nb und B unter Hemmung der Ausscheidung von Cr-Carbonitrid an den Korngrenzen beim Kühlen nach dem Glühen fixiert werden. Jedoch verschlechtert eine übermäßige Zugabe von Nb und B die Oberflächenqualität, und daher müssen die Obergrenzen der Mengen des zugegebenen Nb und B 0,030 % bzw. 0,0030 % betragen.
  • Als nächstes wird das Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Eine Stahlschmelze mit der obigen Zusammensetzung wird durch einen herkömmlichen bekannten Konverter oder Elektroofen erschmolzen, ferner durch Vakuumentgasen (RH), VOD, AOD oder dergleichen raffiniert und dann durch vorzugsweise ein kontinuierliches Gießverfahren gegossen, wobei ein Walzmaterial (Walzblock) erhalten wird.
  • Dann wird das Walzmaterial erhitzt und warmgewalzt, wobei ein warmgewalztes Blech gebildet wird. Die Heiztemperatur des Warmwalzens liegt im Temperaturbereich von 1050 °C bis 1250 °C und die Warmwalzendabgabetemperatur beträgt im Hinblick auf die Produktivität vorzugsweise 800 bis 900 °C.
  • Zur Verbesserung der Umformbarkeit in der anschließenden Stufe kann das warmgewalzte Blech einem Glühen des warmgewalzten Blechs bei 700 °C oder mehr nach Bedarf unterzogen werden. Das warmgewalzte Blech kann auch als Produkt oder Kaltwalzmaterial nach dem Entzundern verwendet werden.
  • Das warmgewalzte Blech wird als das Kaltwalzmaterial mit einer Kaltwalzreduktion von 50 bis 95 % kaltgewalzt, wobei ein kaltgewalztes Blech gebildet wird. Um dem kaltgewalzten Blech weiter Umformbarkeit zu verleihen, kann ein Rekristallisationsglühen bei 700–900 °C durchgeführt werden. Kaltwalzen und Glühen können zwei oder mehrere Male wiederholt werden. Das kaltgewalzte Blech kann durch 2D, 2B und BA gemäß der Definition in der japanischen Industrienorm (JIS) G4305 und verschiedene Polierarten oberflächenbehandelt werden.
  • (Beispiel 1)
  • Eine Stahlschmelze mit jeweils den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen wurde durch einen Konverter erschmolzen und nachraffiniert (VOD) und dann durch das kontinuierliche Gießverfahren gegossen, wobei ein Walzblock gebildet wurde. Der auf diese Weise gebildete Walzblock wurde auf 1170 °C erhitzt und dann mit einer Endabgabetemperatur von 830 °C warmgewalzt, wobei ein warmgewalztes Blech gebildet wurde. Das auf diese Weise gebildete warmgewalzte Blech wurde einem Glühen des warmgewalzten Blechs bei 860 °C während 8 h unterzogen, gebeizt und dann mit einer Gesamtwalzreduktion von 85 % kaltgewalzt, wobei ein kaltgewalztes Blech gebildet wurde.
  • Das auf diese Weise gebildete kaltgewalzte Blech wurde bei 820 °C 30 s fertiggeglüht, wobei ein kaltgewalztes geglühtes Blech mit einer Dicke von 0,8 mm gebildet wurde. Die Dehnung El, der r-Wert und die Gratbildungshöhe des auf diese Weise erhaltenen kaltgewalzten geglühten Blechs wurden bestimmt, um die Formbarkeit, die durch die Dehnung und den r-Wert dargestellt wird, und die Antigratbildungseigenschaft zu bewerten. Die Dehnung El, der r-Wert und die Gratbildungshöhe wurden durch die folgenden Verfahren ermittelt.
  • (1) Dehnung
  • JIS-Nr. 13-Prüflinge wurden aus den kaltgewalzten geglühten Blechen in den jeweiligen Richtungen gewonnen (Walzrichtung (L-Richtung), Richtung senkrecht zur Walzrichtung (T-Richtung) und Richtung unter 45° zur Walzrichtung (D-Richtung)). Ein Zugtest wurde unter Verwendung jedes Zugprüflings durchgeführt, um die Dehnung in jeder der Richtungen zu ermitteln. Der Mittelwert wurde durch die folgende Gleichung unter Verwendung der Dehnungswerte in jeder Richtung bestimmt. El = (ElL + 2ElD + ElT)/4worin ElL, ElD und ElT für die Dehnungen in der L-Richtung, D-Richtung bzw. T-Richtung stehen.
  • (2) r-Wert
  • JIS-Nr. 13-Prüflinge wurden aus den kaltgewalzten geglühten Blechen in den jeweiligen Richtungen gewonnen (Walzrichtung (L-Richtung), Richtung senkrecht zur Walzrichtung (T-Richtung) und Richtung unter 45° zur Walzrichtung (D-Richtung)). Der r-Wert (Lankford-Wert) in jeder Richtung wurde durch das Verhältnis der Spannung der Breite zur Spannung der Dicke mit einer an jedem Prüfling angelegten uniaxialen Zugvorspannung von 15 % ermittelt und der Mittelwert wurde durch die folgende Gleichung bestimmt: r = (rL + 2rD + rT)/4worin rL, rD und rT für die r-Werte in L-Richtung, D-Richtung bzw. T-Richtung stehen.
  • (3) Gratbildungshöhe
  • JIS-Nr. 5-Prüflinge wurden von den kaltgewalzten geglühten Blechen in Walzrichtung gewonnen. Eine Seite von jedem der Prüflinge wurde mit Nr. 600 oberflächenpoliert und eine uni axiale Zugvorspannung von 20 % wurde an jeden Prüfling angelegt. Dann wurde die Gratbildungshöhe der Oberfläche im Zentrum jedes Prüflings durch eine Rauheitsmesslehre ermittelt. Die Gratbildungshöhe bedeutet Ungleichmäßigkeit aufgrund des Auftretens von Gratbildung. Die Antigratbildungseigenschaft wurde aufgrund der Gratbildungshöhe auf der Basis der vier Rangabstufungen, die A: 5 μm oder weniger, B: über 5 μm bis 10 μm, C: über 10 μm bis 20 μm und D: über 20 μm umfassen, bewertet. Die Schönheit nimmt zu, wenn die Gratbildungshöhe abnimmt. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
  • In allen Beispielen der vorliegenden Erfindung beträgt El 30 % oder mehr, der r-Wert 1,4 oder mehr und die Gratbildungshöhe zeigt die Rangabstufung A, wobei die Gratbildungshöhe 5 μm oder weniger beträgt, und es werden gute Formbarkeit und Antigratbildungseigenschaften gezeigt.
  • Andererseits ist in Vergleichsbeispielen außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung die Antigratbildungseigenschaft von der Rangabstufung B oder schlechter und daher ist die Antigratbildungseigenschaft verschlechtert. Ferner sind die Dehnung oder der r-Wert derart verschlechtert, dass sie sowohl die gute Formbarkeit als auch die Oberflächenqualität nach dem Formen nicht erfüllen.
  • (Beispiel 2)
  • Eine Stahlschmelze mit jeweils den in Tabelle 3 angegebenen Zusammensetzungen wurde durch einen Konverter erschmolzen und nachraffiniert (VOD) und dann durch das kontinuierliche Gießverfahren gegossen, wobei ein Walzblock gebildet wurde. Der auf diese Weise gebildete Walzblock wurde auf 1170 °C erhitzt und dann mit einer Endabgabetemperatur von 830 °C warmgewalzt, wobei ein warmgewalztes Blech gebildet wurde. Das auf diese Weise gebildete warmgewalzte Blech wurde einem Glühen des warmgewalzten Blechs bei 860 °C während 8 h unterzogen, gebeizt und dann mit einer Gesamtwalzreduktion von 85 % kaltgewalzt, wobei ein kaltgewalztes Blech gebildet wurde.
  • Das auf diese Weise gebildete kaltgewalzte Blech wurde bei 820 °C 30 s fertiggeglüht, wobei ein kaltgewalztes geglühtes Blech mit einer Dicke von 0,8 mm gebildet wurde. Die Dehnung El, der r-Wert und die Gratbildungshöhe des auf diese Weise erhaltenen kaltgewalzten geglühten Blechs wurden bestimmt, um die durch die Dehnung und den r-Wert dargestellte Formbarkeit und die Antigratbildungseigenschaft zu bewerten.
  • Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben.
  • In allen Beispielen der vorliegenden Erfindung beträgt El 30 % oder mehr, der r-Wert 1,4 oder mehr und die Gratbildungshöhe zeigt die Rangabstufung A, wobei die Gratbildungshöhe 5 μm oder weniger beträgt, und es werden gute Formbarkeit und Antigratbildungseigenschaft gezeigt.
  • Gewerbliche Anwendbarkeit
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch passende Steuerung der Komponentenzusammensetzung, insbesondere der Gehalte an C, N und V, mit niedrigen Kosten ein ferritisches nichtrostendes Stahlblech mit guter Formbarkeit, hervorragender Antigratbildungseigenschaft und hervorragender Oberflächenqualität nach dem Formen produziert werden, was eine signifikante gewerbliche Wirkung zeigt.
  • Ferner kann durch die Zugabe passender Mengen Nb und B stabil ein Stahlblech mit verbesserter Antisensibilisierungseigenschaft und Oberflächenqualität produziert werden.
  • Figure 00210001
  • TABELLE 2
    Figure 00220001
  • Figure 00230001
  • TABELLE 4
    Figure 00240001

Claims (4)

  1. Ferritisches nichtrostendes Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit, einer Dehnung von 30 % oder mehr, Antigratbildungseigenschaften und Oberflächenqualität, das in Masse-% umfasst: C: 0,02 bis 0,06 %, Si: 1,0 % oder weniger, Mn : 1,0 % oder weniger, P: 0,05 % oder weniger, S: 0,01 % oder weniger, Al: 0,005 % oder weniger, Ti: 0,005 % oder weniger, Cr: 11 bis 30 %, Ni: 0,7 % oder weniger, und optional Nb: 0,03 % oder weniger, B: 0,003 % oder weniger, und
    zum Rest aus Fe und beiläufigen Verunreinigungen besteht, wobei N derart enthalten ist, dass es die Beziehung zum C-Gehalt der im folgenden angegebenen Gleichungen (1) und (2) erfüllt und V derart enthalten ist, dass es die Beziehung zum N-Gehalt der im folgenden angegebenen Gleichung (3) erfüllt: 0,06 ≤ (C + N) ≤ 0,12 (1) 1 ≤ N/C (2) 1,5 × 10–3 ≤ (V × N) ≤ 1,5 × 10–2 (3) worin C, N und V die Gehalte (Masse-%) an den Elementen sind, wobei das Stahlblech durch ein Verfahren erhalten wird, das die Stufen des kontinuierlichen Gießens, Neuerhitzens auf 1050 bis 1250 °C und Warmwalzens mit einer Endabgabetemperatur bei 800 °C oder mehr, optionalen Glühens des warmgewalzten Blechs bei 700 °C oder mehr, Kaltwalzens mit 50 bis 95 Reduktion und optionalen Rekristallisationsglühens des kaltgewalzten Blechs bei 700 bis 900 °C umfasst.
  2. Ferritisches nichtrostendes Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit nach Anspruch 1, das ferner in Masse-% 0,03 bis 0,5 % Si umfasst.
  3. Ferritisches nichtrostendes Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit nach Anspruch 1 oder 2, das ferner in Masse-% 0,3 bis 0,8 % Mn umfasst.
  4. Ferritisches nichtrostendes Stahlblech mit hervorragender Formbarkeit nach Anspruch 1, 2 oder 3, das ferner in Masse-% einen oder zwei Bestandteile von Nb und B derart umfasst, dass die folgende Gleichung (4) erfüllt wird: 0,0030 ≤ (Nb + 10B) (4)worin Nb und B die Gehalte (Masse-%) an den Elementen sind.
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