DE60100436T2

DE60100436T2 - Hochfester, hochzäher, martensitischer Rostfreistahlblech, Verfahren zur Hemmung von Rissen am Rand beim Kaltwalzen, und Verfahren zur Herstellung des Stahlblech

Info

Publication number: DE60100436T2
Application number: DE60100436T
Authority: DE
Inventors: Naoto Tokuyama-shi Hiramatsu; Kouki Houfu-shi Tomimura; Seiichi Tokuyama-shi Isozaki
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2000-01-21
Filing date: 2001-01-15
Publication date: 2004-07-22
Anticipated expiration: 2021-01-16
Also published as: CN1204285C; US20010017173A1; US6749701B2; US20030131910A1; KR20010076405A; JP2001271140A; TW521099B; US6488786B2; EP1118687B1; DE60100436D1; CN1312139A; JP4518645B2; ES2200992T3; KR100769837B1; EP1118687A1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung bezieht sich auf ein hochfestes hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech, welches zur Anwendung bei verschiedenen Arten von Federn, Metalldichtungen, Metallmasken, Klappenventilen, Stahlringen usw. geeignet ist, weiter auf ein Verfahren zur Verhinderung einer Kantenrissbildung des kaltgewalzten Stahlbleches während seiner Herstellung und auf ein Verfahren zur Herstellung des Stahlbleches.
Technischer Hintergrund
Rostfreie Stähle, die gewöhnlicherweise in Metalldichtungen, Metallmasken und anderen Anwendungen verwendet werden, die hohe Festigkeit verlangen, weisen das Folgende auf:

(A) Rostfreie Stähle, die durch das Kaltwalzen von austenitischen rostfreien Stählen, wie beispielsweise SUS301 und SUS304, umformgehärtet werden. Rostfreie Stähle dieser Art verwenden die Härte des durch Kaltwalzen auftretenden Martensites für sich. Die Asbestdichtungen, die lange in Automobil- und Motorradmotoren verwendet wurden, werden gerade durch Metalldichtungen ersetzt, die einen rostfreien Stahl dieser Art einsetzen.
(B) Ausscheidungsgehärtete rostfreie Stähle, wie typischerweise dargestellt durch SUS630. Rostfreie Stähle dieser Art haben eine geringe Härte und eine hervorragendere Bearbeitbarkeit vor der Alterung und zeigen eine hohe Härte aufgrund der Ausscheidungshärtung nach der Alterung. Sie werden auch durch eine hohe Widerstandsfähigkeit gegen Schweißerweichung gekennzeichnet. Rostfreier Stahl dieser Art wird daher extensiv für Federn und Stahlgürtel verwendet, die Schweißen erfordern. Die Anmelderin hat rostfreie Stähle dieser Art mit verbesserter Zähigkeit und verbesserten Torsionseigenschaften entwickelt japanische Patentveröffentlichung JPA Nr. Hei 7-157850 (1995) und JPA Nr. Hei 8-74006 (1996)).
(C) Abschreckgehärtete rostfreie Stähle mit einer hohen Festigkeit im vergüteten Zustand oder nach dem Feinwalzdurchgang mit einem Reduktionsverhältnis von mehreren Prozent. Rostfreie Stähle dieser Art ereichen eine hohe Festigkeit durch Verwendung von Martensit, welches durch das Abschrecken aus der Temperaturregion der Austenitphase oder der Austenitphase und der Ferritphase auf normale Raumtemperatur gebildet wird. Diese rostfreien Stähle erfordern keine teuren Ausscheidungshärtungselemente und können mit relativ wenigen Produktionsschritten erzeugt werden. Sie sind daher relativ kostengünstig bezüglich sowohl der Rohmaterialkosten als auch der Produktionskosten. Rostfreie Stähle dieser Art, die durch die Anmelderin entwickelt wurden, weisen martensitischen rostfreien Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt für Stahlringe auf, der in der japanischen Patentveröffentlichung JPB NR. Sho 51-31085 (1976) beschrieben wurde, und den hochduktilen, hochfesten rostfreien Stahl mit Multiphasenstruktur bzw. mehrphasiger Struktur mit einer kleinen Anisotropie in der Ebene, der in der japanischen Patentveröffentlichung JPA Nr. Sho 63-7338 (1988) beschrieben wurde.

Diese rostfreien Stähle des Standes der Technik haben die folgenden Nachteile:
Die umformgehärteten rostfreien Stähle der Art (A) erfordern ziemlich feste Kaltbearbeitung, um die große Menge des Martensites zu bilden, welche benötigt wird, um eine Festigkeit auf hohem Niveau und Federeigenschaften zu erreichen. Da Martensit nicht leicht bei einer hohen Bearbeitungstemperatur gebildet wird, muss die Kaltbearbeitung bzw. das Kaltwalzen darüber hinaus mit einer geringen Geschwindigkeit ausführt werden, um eine Steigerung der Stahltemperatur zu vermeiden. Die Produktivität ist daher gering. Zusätzlich ist das Ausmaß der Martensiterzeugung, welches durch die Bearbeitung eingeleitet wird, sehr empfindlich auf die Austenitstabiltität des Stahls. Dies be deutet, dass nur eine kleine Verschiebung der Stahlzusammensetzung dafür sorgt, dass die erzeugte Martensitmenge von dem erwünschten konstanten Wert abweicht, auch bei einem konstanten Ausmaß an Kaltbearbeitung bzw. Kaltverformung. Die Eigenschaften des Produktes tendieren daher dazu, zu variieren.
Wie weiter später erklärt wird, benötigt ein rostfreier Stahl, der für Zylinderkopfdichtungen zu verwenden ist, die eine hohe Luftdichtigkeit erfordern, überlegene Federeigenschaften. Es sei beispielsweise die elastische Federbiegegrenze Kb eines rostfreien Stahls der Art (A) betrachtet, wie beispielsweise SUS301 oder SUS304, wobei auch wenn die Festigkeit des rostfreien Stahls auf ein hohes Niveau durch die Kaltbearbeitung bzw. Kaltumformung gesteigert wird, der Wert Kb_0,1 nach dem Aufprägen einer Zugdehnung von 0,1% nur maximal ungefähr 650 N/mm² ist. Eine bessere Federeigenschaft als dies ist schwer zu erreichen. Eine Alterung wird manchmal verwendet, um herausragende Federeigenschaften für einen Metastabilen austenitischen rostfreien Stahl aufzuprägen. Es ist jedoch herausgefunden worden, dass bei Anwendungen bei Zylinderdichtungen und ähnlichem, der Sickenteil bzw. Verteifungsteil in eine Druckspannung geraten kann, die die Elastizitätsgrenze des Stahls überschreitet, die Federeigenschaft, die nach der Verformung unter Verwendung in einem solchen beibehalten wird, mit der höheren Federeigenschaft bzw. Federfähigkeit des Stahls vor der Alterung steigt. Anders gesagt, sollte der rostfreie Stahl vorzugsweise schon eine hervorragende Federeigenschaft vor der Alterung haben, und eine Aufprägung einer hervorragenden Federeigenschaft für das erste Mal durch Alterung ist nicht zu empfehlen. Bei dem gegebenen Stand der Technik ist daher ein Versuch, die Leistung bzw. Eigenschaften von rostfreien Stählen dieser Art zur Anwendung in Metalldichtungen voranzutreiben, nicht besonders wahrscheinlich erfolgreich.
Die ausscheidungsgehärteten rostfreien Stähle der Art (B) müssen Alterungshärtungselemente enthalten, wie beispielsweise Cu, Al, Ti und Mo. Der im allgemeinen hohe Preis dieser Elemente steigert die anfänglichen Mate rialkosten. Zusätzlich macht die Notwendigkeit eines Alterungsofens die anfänglichen Anlagen für Ausrüstungsgegenstände enorm hoch. Die Produktionskosten sind auch hoch aufgrund der zahlreichen erforderlichen Herstellungsprozesse.
Die abschreckgehärteten Stähle der Art (C) haben im Allgemeinen eine niedrigere Festigkeit als die rostfreien Stähle der Art (A) und (B). Ein Versuch, die Festigkeit durch einen Feinwalzdurchgang bzw. Zunderschichtwalzdurchgang oder durch das Einbringen von großen Mengen von C oder N zu verbessern, ist dazu geeignet, die Zähigkeit zu verschlechtern. Das Erreichen eines hohen Niveaus der Festigkeit genauso wie eine gute Zähigkeit bei den Stählen der Art (C) ist daher keine einfache Sache. So weit es die Erfinder wissen, ist kein rostfreier Stahl der Art (C), der in beiden Kategorien Erfolg hat, verfügbar.
Die Erfinder führten eine extensive Studie bei der Suche eines Verfahrens aus, eine kostengünstige Produktion eines rostfreien Stahls zu ermöglichen, der eine hervorragende Federeigenschaft hat und sowohl hohe Festigkeit als auch Zähigkeit zeigt. Als eine Folge kam man zu dem Schluss, dass die abschreckgehärteten rostfreien Stähle der Art (C) immer noch Raum zur Verbesserung geboten haben. Ein erstes Ziel der Erfindung ist es daher einen abschreckgehärteten rostfreien Stahl der Art (C) vorzusehen, der eine hohe Festigkeit vergleichbar mit SUS301, einem typischen umformgehärteten rostfreien Stahl der Art (A) zeigt, und der weiter eine hervorragende Zähigkeit und Federeigenschaft zeigt, die die immer schwerer werdenden Anforderungen zur Anwendung in Metalldichtungen erfüllt.
Die von einem rostfreien Stahl zur Anwendung bei Metalldichtungen abverlangten Eigenschaften sind insbesondere anspruchsvoll. Der Stahl muss eine hervorragende Ermüdungseigenschaft bzw. Ermüdungsfestigkeit haben, so dass er der hohen Temperatur, dem hohen Druck, den harten Schwingungen und den wiederholten Temperatur- und Druckveränderungen widerstehen kann, die speziell bei Motoren vorkommen. Er muss eine hervorra gende Formbeständigkeitseigenschaft (Formfixierungseigenschaft) haben, so dass nachdem er in eine Form für eine optimale Dichtungseigenschaft präzisionsbearbeitet wurde, dieser seine Form ohne eine Veränderung halten kann, auch in der zuvor erwähnten Anwendung mit harter Umgebung. Während ein hervorragender Widerstand gegen ein permanentes Setzen als wichtig für einen rostfreien Stahl angesehen werden kann, um eine hervorragende Ermüdungseigenschaft und Formbeständigkeit zu erreichen, ist jedoch noch nie ein rostfreier Stahl der Art (C) entwickelt worden, der einen hervorragenden Widerstand gegen ein permanentes Setzen hat, wobei das permanente Setzen eine permanente Formveränderung bedeutet, die in der Anwendung des Materials als Feder oder Dichtung unter Kompressionsbelastung aufgetreten ist, und kann beispielsweise durch einen festgelegten Ermüdungstest bewertet werden, wie er im folgenden Beispiel 4 beschrieben wird. Ein zweites Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein rostfreies Stahlblech vorzusehen, welches die vorangegangenen Eigenschaften besitzt, die zur Anwendung in Metalldichtungen wünschenswert sind.
Die Erfinder haben weiter entdeckt, dass die Produktion von rostfreiem Stahl, der eine verbesserte Festigkeit hat, gelöst werden muss, und zwar aus der vorangegangenen Perspektive, die bei den zuvor nicht angetroffenen Problemen zu sehen ist. Insbesondere traf man auf Schwierigkeiten während des Kaltwalzens. Wenn die Walzlasten, die während des Kaltwalzens erforderlich waren, bei dem so verbesserten rostfreien Stahlblech gemäss der vorliegenden Erfindung und einem herkömmlichen abschreckgehärteten rostfreien Stahlblech verglichen wurden, war die Walzlast, die von dem verbesserten rostfreien Stahlblech ertordert wurde, merklich größer proportional zu seiner höheren Festigkeit. Zusätzlich tendierte das verbesserte rostfreie Stahlblech dazu, eine Kantenrissbildung zu erfahren. Eine Kantenrissbildung muss auf jeden Fall vermieden werden, weil sie nicht nur die Produktqualität verschlechtert sondern auch ein Sicherheitsrisiko während der Stahlblechproduktion darstellt. Wenn eine Kantenrissbildung auftritt, die einen Effekt auf spätere Verarbeitungsschritte hat, ist es die einzige Alternative, die Kantenteile des Stahl über die Breite der eingerissenen Region unter Verwen dung einer Trimmvorrichtung bzw. Schneidwalze oder ähnlichem wegzuschneiden. Das Trimmen bringt einen weiteren Schritt zum Produktionsprozess hinzu und verringert die Produktionsausbeute. Dies führt daher zu einer großen Steigerung der Produktionskosten. Ein drittes Ziel der Erfindung ist es, ein Verfahren vorzusehen, wie man merklich verhindert, dass eine Rissbildung von kaltgewalzten Stahlblechkanten in der Produktion eines rostfreien Stahlbleches mit hoher Festigkeit vergleichbar mit SUS301 auftritt, und auch mit einer hervorragenden Festigkeit und Federeigenschaft.
Weiterhin sei hingewiesen auf das US-Patent 4.624,504, welches einen hochfesten und streckfähigen rostfreien Stahl mit einer Härte von mindestens HV 320 beschreibt, der aus einer Duplex-Struktur gebildet wird, die 20% bis 95% des Volumens an Martensit aufweist, und zwar mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von nicht mehr als 10 μm, wobei der Rest im wesentlichen Ferrit ist, wobei der Stahl in Gewichtsprozent Folgendes aufweist: bis zu 0,10% C, bis zu 2,0% Si, bis zu 4,0% Mn, bis zu 0,040% P, bis zu 0,010% S, bis zu 4,0% Ni, von 10% bis 20% Cr, bis zu 0,12% N, mehr als 0,0050% bis 0,0300% B, bis zu 0,002% O und bis zu 4,0% Cu, und der optional bis zu 0,20% Al, bis zu 3% Mo, bis zu 0,2% REM bzw. seltene Erden, bis zu 0,20% Y, bis zu 0,10% Ca und bis zu 0,10% Mg enthält, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
JP 09263912A ist auf ein hochfestes rostfreies Chromstahlblech gerichtet, welches eine Zusammensetzung besitzt, die in Massenprozent Folgendes enthält: > 0,03 bis 0,15% C, 0,30 bis 1,00% Si, 0,10 bis 1,00% Mn, <= 0,040% P, 1,0 bis 4,0% Ni, 10,00 bis 20,00% Cr, <= 0,12% N, 0,001 bis 0,020% B und <= 4% Cu, wobei der Gehalt an O auf <= 0,020% eingeschränkt ist, und wobei der Rest Fe mit Verunreinigungselementen ist. Weiterhin hat er eine chemische Zusammensetzung, die die Beziehungen 0,05 <= C + N <= 0,20 und 1,00 <= Ni + (Mn + Cu)/3 <= 5,0 erfüllt, und der aus 50 bis 90 Vol-% martensitischen Phasen und ferritischen Phasen besteht und eine Korngröße von <= 10 μm und eine Oberflächenhärte von >= 300 HV aufweist.
Gemäss der Erfindung werden ein hochfestes, hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech nach Anspruch 1 und ein Verfahren zur Verhinderung der Kantenrissbildung bei einem kaltgewalzten Stahlblech der gleichen Art nach Anspruch 9 vorgesehen. Bevorzugte Ausführungsbeispiele sind in den abhängigen Ansprüchen offenbart.
Unter Betrachtung der martensitischen rostfreien Stähle, die unter den zuvor erwähnten abschreckgehärteten rostfreien Stählen der Art (C) klassifiziert sind, haben die Erfinder durch Forschungen herausgefunden, dass durch Regulierung des C-, N- und Ni-Gehaltes und durch weitere Steuerung der Menge des δ-Ferrites und der Menge des Restaustenites ein hochfester Stahl erhalten werden kann, der einem herkömmlichen abschreckgehärteten rostfreien Stahl bezüglich der Festigkeit, der Zähigkeit und den Federeigenschaften überlegen ist, der einem umformgehärteten rostfreien Stahl bezüglich der Produktivität und der Gleichförmigkeit der Produkteigenschaften überlegen ist, und der billiger ist als ein ausscheidungsgehärteter rostfreier Stahl.
Durch weitere Studien bezüglich der Optimierung gemäss Anwendungen für Metalldichtungen insbesondere ist herausgefunden worden, dass das Aufprägen einer metallischen Struktur, die aus einer Phase von nicht weniger als 85 Vol-% Martensit im abgeschreckten Zustand zusätzlich zur Regulierung des C-, N- und Ni-Gehaltes, dies sehr wirksam ist, um die Ermüdungsbeständigkeit eines Stahls der Art (C) zu verbessern. Als eine Folge der wiederholten Experimente wurde herausgefunden, dass es besonders effektiv zur Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen ein permanentes Setzen während der Anwendung als Metalldichtung ist, wenn der Stahl eine hohe Federbiegeelastizitätsgrenze zeigt, nachdem ihm eine gewisse Dehnungsgröße aufgeprägt wurde. Insbesondere ist herausgefunden worden, dass eine Metalldichtung erhalten werden könnte, die die heutigen anspruchsvollen Anforderungen erfüllt, wenn eine Testprobe, die mit einer Zugdehnung von 0,1% aufgeprägt wurde, so ausgeführt wurde, dass C eine Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1 hat, und zwar gemessen in Überseinstimmung mit JIS (Japanese Industrial Standard) H 3130 von nicht weniger als 700 N/mm². Die Erfinder haben zusätzlich sichergestellt, dass das Auftreten von Mikrorissen während der Sickenbildung wirkungsvoll unterdrückt werden kann durch Regulierung der Zusammensetzung und der Produktionsbedingungen zur Regulierung einer gleichförmigen Längung oder Zugfestigkeit auf einem entsprechenden Niveau.
Ein weiteres klares Ergebnis ist, das um merklich die Kantenrissbildung während des Kaltwalzens eines solchen Stahls zu unterdrücken, es besonders wichtig ist, 1) den Grad der Oberflächenrauhigkeit an den Kantenteilen des Stahlbleches auf das absolute Minimum während des Warmwalzens zu reduzieren, 2) die Härte des Stahlbleches vor dem Kaltwalzen niedrig zu halten, und 3) die Korngrenzenausscheidung von Karbiden und Nitriden während der Zwischenvergütung zu unterdrücken, die vor dem Kaltwalzen ausgeführt wird. Um den Punkt 1) zu erreichen, ist herausgefunden worden, dass es wirksam ist, eine entsprechende Menge an B als Legierungskomponente vorzusehen, und die Zusammensetzung zu regeln, um die Menge des δ-Ferrites unter einem gewissen Niveau zu halten. Um die Punkte 2) und 3) zu erreichen, wurde herausgefunden, dass es wirksam ist, genau die Bedingungen der Zwischenvergütung zu steuern, die vor dem Kaltwalzen ausgeführt wurde.
Die vorliegende Erfindung wird in den beigefügten Ansprüchen definiert und wurde basierend auf dem vorangegenen neuen Wissen durchgeführt.
Insbesondere gemäss eines ersten Aspekte sieht die Erfindung ein hochfestes hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech mit einer chemischen Zusammensetzung vor, die in Massenprozent Folgendes aufweist: mehr als 0,03 bis 0,15% C, 0,2 bis 2,0 Si, nicht mehr als 1,0% Mn, nicht mehr als 0,06% P, nicht mehr als 0,006% S, 2,0 bis 5,0% Ni, 14,0 bis 17,0% Cr, mehr als 0,03 bis 0,10% N, 0,0010 bis 0,0070% B und den Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen mit einem A-Wert, der durch die Gleichung (1) definiert wird, von nicht weniger als Minus (–) 1,8: A-Wert = 30(C + N) – 1,5 Si + 0,5 Mn + Ni – 1,3 Cr + 11,8 (1),vorausgesetzt, dass jedes Elementensymbol auf der rechten Seite der Gleichung (1) durch einen Wert ersetzt wird, der den Inhalt des Elementes in Massenprozent darstellt.
"Stahlblech", wie es mit Bezug auf die vorliegende Erfindung bezeichnet wird, ist so definiert, dass es ein "Stahlband" definiert.
Gemäss eines zweiten Aspektes der Erfindung ist das Stahlblech gemäss des ersten Aspektes ein hochfestes, hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech, dessen Kanten an gegenüberliegenden seitlichen Enden des Stahlblechs Kanten sind, die durch Kaltwalzen ausgebildet werden, die keine Kantenrisse von einer größeren Länge als einen Millimeter haben.
Gemäss eines dritten Aspektes sieht die Erfindung ein hochfestes hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech für Metalldichtungen vor, welches in Massenprozent Folgendes aufweist: mehr als 0,03 bis 0,15%C, 0,2 bis 2,0% Si, nicht mehr als 1,0% Mn, nicht mehr als 0,06% P, nicht mehr als 0,006% S, 2,0 bis 5,0% Ni, 14,0% bis 17,0% Cr, mehr als 0,03 bis 0,10% N, 0,0010 bis 0,0070% B, und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, und wobei er nicht weniger als 85 Vol-% Martensitphase aufweist, wobei eine Testprobe davon, die mit einer nominellen Zugdehnung von 0,1% beaufschlagt wird, eine Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1, gemessen in Übereinstimmung mit JIS H 3130, von nicht weniger als 700 N/mm² darstellt.
Kb_0,1 ist die Federbiegeelastizitätsgrenze, wenn die permanente Auslenkung 0,1 mm in dem Momententest gemäss JIS H 3130 ist.
Gemäss eines vierten Aspekts der Erfindung weist das Stahlblech gemäss des dritten Aspektes weiter Mo und/oder Cu in einer Gesamtmasse von nicht mehr als 2,0 Massenprozent auf.
Gemäss eines fünften Aspektes der Erfindung hat das Stahlblech gemäss des dritten oder vierten Aspektes eine chemische Zusammensetzung, wobei der A-Wert, der durch Gleichung (1) oben definiert wird, nicht geringer als – 1,8 ist.
Gemäss eines sechsten Aspektes der Erfindung hat das Stahlblech gemäss irgend eines der dritten bis fünften Aspekte eine gleichförmige Längung von nicht weniger als 0,3%.
Gemäss eines siebten Aspektes der Erfindung hat das Stahlblech gemäss irgend einem der dritten bis sechsten Aspekte eine Zugfestigkeit von 1400 bis 1700 N/mm².
Gemäss eines achten Aspektes sieht die Erfindung ein Verfahren vor, um die Kantenrissbildung eines kaltgewalzten Stahlbleches eines hochfesten hochzähen martensitischen rostfreien Stahlbleches zu verhindern, wobei das Verfahren mit Bezug auf ein warmgewalztes Stahlblech eines martensitischen rostfreien Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung angewandt wird, die in Massenprozent Folgendes aufweist: mehr als 0,03 bis 0,15% C, 0,2 bis 2,0% Si, nicht mehr als 1,0% Mn, nicht mehr als 0,06% P, nicht mehr als 0,006% S, 2,0 bis 5,0% Ni, 14,0% bis 17,0% Cr, mehr als 0,03 bis 0,10% N, 0,0010 bis 0,0070% B, und wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und zwar mit einem A-Wert, der durch die Gleichung (1) unten definiert wird, der nicht geringer als –1,8 ist: A-Wert = 30(C + N) – 1,5Si + 0,5Mn + Ni – 1,3Cr + 11,8 (1), und wobei der Schritt vorgesehen ist, dass Blech einen einzelnen Zyklus oder mehreren wiederholten Zyklen eines Prozesses zu unterwerfen (Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozess), der aus einer Zwischenvergütung des Bleches bei einer Einweichungs- bzw. Einwirkungstemperatur von 600° bis 800°C für eine Einwirkungsperiode von nicht mehr als 10 Stunden besteht, um die Stahlhärte auf eine Vickers-Härte (HV) von nicht mehr als 380 einzustellen, und zwar gefolgt durch Kaltwalzen.
Konzeptionell bedeutet die "Einwirkungstemperatur" die konstante Temperatur, die durch das Stahlblech gehalten wird, sobald seine Temperatur in Dikkenrichtung im Laufe des Temperaturanstieges während der Aufheizung gleichförmig geworden ist. Jedoch ist die genaue Bestimmung der Temperatur tatsächlich schwierig. Wenn die Stahlblechtemperatur sich der Ofentemperatur annähert, verlangsamt sich darüber hinaus die Rate der Temperatursteigerung in einem solchen Ausmaß, dass ein metallurgischer Zustand erreicht wird, der im wesentlichen kein anderer ist, als dass die Temperatur in Richtung der Blechdicke konstant ist. In dieser Erfindung jedoch wird die Einwirkungsungstemperatur als "Durchschnitt der Temperatur T₁ (°C) und der Temperatur T₂ (°C), d. h. Temperatur (T₁ + T₂)/2, wobei T1 (°C) die Oberflächentemperatur des Stahlbleches ist, wenn im Laufe der Temperatursteigerung während der Aufheizung des Stahlbleches die Rate der Temperatursteigerung an der Oberfläche des Stahlbleches nicht größer als 2°C/s wird, und wobei T₂ (°C) die letztendliche Oberflächentemperatur des Stahlbleches ist, die danach vor dem Beginn der Abkühlung erreicht wird. Die Oberflächentemperatur des Stahlblechs kann beispielsweise durch einen Temperaturfühlpunkt gemessen werden, der auf die Oberfläche des Stahlbleches geschweißt ist.
Konzeptionell heißt "Einwirkungsperiode" die Zeitperiode, während der das Stahlblech eine konstante Temperatur beibehält, sobald seine Temperatur in Dickenrichtung im Laufe des Temperaturanstiegs während der Aufheizung gleichförmig geworden ist. Bei dieser Erfindung jedoch wird die Abweichungsperiode wie folgt definiert: Periode zwischen dem Zeitpunkt, in dem der Lauf der Temperatur während der Aufheizung des Stahlbleches ansteigt, wobei die Rate der Temperatursteigerung an der Oberfläche des Stahlbleches nicht größer als 2°C/s wird, und zwar am Zeitpunkt des Beginns der Abkühlung. "Einwirkungsperiode von nicht mehr als 10 Stunden" soll den Fall miteinschließen, dessen Kühlung beginnt, sobald die Rate der Temperatursteigerung an der Oberfläche des Stahlbleches nicht größer als 2°C/s wird (Null Sekunden Einwirkung).
Ein neunter Aspekt der Erfindung sieht ein Verfahren gemäss des achten Aspektes vor, wobei zusätzlich zur Einstellung der Härte des Stahls nach der Zwischenvergütung auf eine Vickers-Härte (HV) von nicht mehr als 380 die Einwirkungstemperatur eine Temperatur in einem Bereich von x (°C) ist, was in Gleichung (2) erfüllt, dass der Z-Wert <= 380 ist: Z-Wert = 61C – 6Si – 7Mn – 1,3Ni – 4Cr – 36N – 7,927*10–6x3 + 1,854*10–2x2 – 13,7x + 3663 (2),vorausgesetzt, dass jedes Elementensymbol auf der rechten Seite der Gleichung (2) durch einen Wert ersetzt wird, der den Inhalt des Elementes in Massenprozent darstellt, und wobei x die Einwirkungstemperatur (Einheit: °C) ist.
Ein zehnter Aspekt der Erfindung sieht ein Verfahren gemäss des achten oder neunten Aspektes vor, wobei die Zwischenvergütungseinwirkungsperiode in jedem Zyklus des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses nicht größer als 300 s ist.
Ein elfter Aspekt der Erfindung sieht ein Verfahren gemäss irgend eines der achten bis zehnten Aspektes vor, wobei das Kaltwalzreduktionsverhältnis in jedem Zyklus des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses nicht größer als 85% ist. Wenn mehrere wiederholte Zyklen des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses ausgeführt werden, wird das Kaltwalzreduktionsver hältnis nicht größer als 85% in jedem Zyklus gemacht. Jedoch muss das Kaltwalzreduktionsverhältnis nicht in jedem Zyklus das gleiche sein.
Ein zwölfter Aspekt der Erfindung sieht ein Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten hochzähen martensitischen rostfreien Stahlbleches vor, während eine Kantenrissbildung des kaltgewalzten Stahlbleches verhindert wird, wobei das Verfahren aufweist, ein kaltgewalztes Blech, welches gemäss des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses des Verfahrens gemäss irgend eines der achten bis elften Aspekte unterworfen wurde und diesen durchlaufen hat, wobei die Vergütung bei einer Einwirkungstemperatur von 950 bis 1050°C für eine Einwirkungsungsperiode von nicht mehr als 300 s zu unterwerfen, ohne dieses zuerst einer Beschneidung der Kanten an gegenüberliegenden seitlichen äusseren Enden zu unterwerfen.
Die Endvergütung ist hier eine Vergütung, die am Ende des Prozesses der Herstellung eines Stahlbleches ausgeführt bzw. ausgeprägt wird, der hohe Festigkeit, hohe Zähigkeit, und eine hervorragende Federeigenschaft zeigt. Die Einwirkungstemperatur und die Einwirkungsperiode werden in der gleichen Weise wie in der früheren Zwischenvergütung definiert. Die Endvergütung weist auch den Fall einer Einwirkung von 0 Sekunden auf.
Ein dreizehnter Aspekt der Erfindung sieht ein Verfahren gemäss des zwölften Aspektes vor, wobei ein Feinwalzvorgang bzw. Entzunderungswalzvorgang bei einem Reduktionsverhältnis von 1 bis 10% nach der Endvergütung ausgeführt wird.
KURZE ERKLÄRUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt eine Ansicht einer Form eines Teststückes mit einer Senkung bzw. Sicke (linke Seite) und eine teilweise vergrößerte Schnittansicht des eingesenkten Teils davon (rechte Seite).
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
Sowohl vom Aspekt, dass eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit in einem martensitischen rostfreien Stahlblech erhalten wird, als auch gemäss des Aspektes, dass eine Kantenrissbildung eines kaltgewalzten Stahlbleches während der Herstellung des hochfesten Stahlbleches vermieden wird, erfordert die vorliegende Erfindung eine strenge Definition der chemischen Zusammensetzung des Stahls. Die Gründe für die Einschränkung der chemischen Bestandteile des Stahls werden nun erklärt.
C (Kohlenstoff) ist ein wichtiges Element, um die Festigkeit des Stahls zu verbessern, und zwar durch eine Festigung in fester Lösung, und um das Auftreten der δ-Ferritphase bei hoher Temperatur zu unterdrücken. Ein C-Gehalt, der 0,03 Massenprozent überschreitet, ist erforderlich, um eine effektive Festigungsfähigkeit in fester Lösung zu erhalten. Bei einem hohen Gehalt, der 0,15 Massenprozent überschreitet, wird jedoch die Menge der Carbide (oder die Carbide begleitenden Nitride), die an den Korngrenzen während der Zwischenvergütung ausgeschieden werden, so groß, dass sie eine leichte Kantenrissbildung während des folgenden Kaltwalzens begünstigen. Ein noch weiterer Nachteil eines solchen hohen C-Gehaltes ist, dass eine große Menge Austenit nach der Endvergütung übrigbleibt, was es schwierig macht, eine hohe Festigkeit zu erreichen, und das auch die Zähigkeit und die Federfähigkeit verschlechtert. Der C-Gehalt ist daher definiert als mehr als 0,03 bis zu 0,15 Massenprozent.
Si (Silizium) hat eine starke Verfestigungsfähigkeit in fester Lösung und festigt die Stahlmatrix. Dieser Effekt erscheint bei einem Si-Gehalt von 0,2 Massenprozent oder mehr. Wenn das Si mit mehr als 2,0 Massenprozent vorhanden ist, sättigt sich jedoch seine Verfestigungswirkung in fester Lösung, und eine Verschlechterung der Zähigkeit und der Federeigenschaft wird betont, weil die Erzeugung der δ-Ferritphase begünstigt wird. Der Si-Gehalt ist daher definiert als 0,2 bis 2,0 Massenprozent.
Mn (Mangan) unterdrückt die Erzeugung der δ-Phase in der Hochtemperaturregion. Wenn der Mn-Gehalt groß ist, wird jedoch die Menge des Restaustenites nach der Endvergütung so groß, dass die Festigkeit und die Federeigenschaft verschlechtert wird. Der Mn-Gehalt ist daher definiert als nicht mehr als 1,0 Massenprozent. Der bevorzugte Bereich des Mn-Gehaltes ist 0,2 bis 0,6 Massenprozent.
P (Phosphor) verschlechtert die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit, so dass es besser ist, je geringer der Gehalt ist. Ein P-Gehalt von bis zu 0,06 Massenprozent ist bei der vorliegenden Erfindung zu tolerieren.
S (Schwefel) ist in dem Stahl in Form von MnS vorhanden, und als andere nicht metallische Einschlüsse, die einen nachteiligen Effekt auf die Zähigkeit haben, auch wenn sie in einem großen Ausmaß vorhanden sind. S scheidet sich auch bei den Korngrenzen während des Warmwalzens aus, um ein Grund für eine Warmwalzrissbildung und eine Oberflächenrauhigkeit zu werden. Das Problem der Rissbildung beim Warmwalzen kann wesentlich überwunden werden, indem man den S-Gehalt auf weniger als ungefähr 0,01 Massenprozent hält. Es ist jedoch herausgefunden werden, dass das Verhindern der Kantenrissbildung während des Kaltwalzens schwierig bei einem S-Gehalt von mehr als 0,006 Massenprozent ist, und zwar weil die Oberflächenaufrauung während des Warmwalzen nicht ausreichend verhindert werden kann. Die Erfindung begrenzt daher den S-Gehalt auf nicht mehr als 0,006 Massenprozent.
Ni (Nickel) ersetzt Teile von C und N, die, genauso wie Ni, ebenfalls Austenit bildende Elemente sind, und verhindert durch diese Wirkung effektiv eine Zähigkeitsverschlechterung aufgrund der Zugabe von großen Mengen von C und N. Ni unterdrückt auch die Erzeugung der δ-Ferritphase. In dem Legierungssystem dieser Erfindung wird ein Ni-Gehalt von mindestens 2,0 Massenprozent benötigt, um die Menge der δ-Ferritphase nach dem Guss in ei nem Ausmaß zu reduzieren, welches ausreicht, um die Oberflächenrauhigkeit während des Warmwalzens zu verhindern und eine Zähigkeit beizubehalten. Bei einem hohen Ni-Gehalt, der 5,0 Massenprozent überschreitet, steigt jedoch die Menge des restlichen Austenites auf ein übermässiges Niveau, welches eine Verschlechterung der Festigkeit bewirkt. Obwohl in einem solchen Fall die Menge des restlichen Austenites verringert werden kann durch Absenkung des C- und N-Gehaltes, wird es unmöglich, eine hohe Festigkeit zu erreichen, weil die Verfestigung bzw. Festigungswirkung in fester Lösung durch C und N nicht in adäquater Weise manifestiert werden kann. Die Zugabe von Ni ist daher bei dieser Erfindung wichtig. Der Gehalt davon wird als 2,0 bis 5,0 Massenprozent definiert.
Cr (Chrom) muss in dem Stahl dieser Erfindung mit einem Gehalt von nicht weniger 14,0 Massenprozent vorhanden sein, um eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit zu erreichen. Wenn der Cr-Gehalt 16,5 Massenprozent überschreitet, wird jedoch die Menge des δ-Ferrites in dem Zustand nach dem Gießen und in dem Endprodukt groß. Die Anwesenheit eines gewissen Gehaltes einer δ-Ferritphase beeinflusst nicht nachteilig die Qualität der Kantenteile des Stahlbleches nach dem Warmwalzen und die Federeigenschaft des Produktes in einem großen Ausmaß. Wenn der Cr-Gehalt 17,0 Massenprozent überschreitet, steigert jedoch der mit einhergehende Anstieg der δ-Ferritphase den Grad der Oberflächenaufrauung an den Kantenteilen des Stahlbleches bis zu jenem Punkt, dass das Verhindern der Kantenrissbildung während des Kaltwalzens schwierig ist, auch wenn die später erklärten Zwischenvergütungsbedingungen angewandt werden. Ein Versuch, dieses Problem zu überwinden, in dem die Stahlzusammensetzung eingestellt wird, um die Erzeugung der δ-Ferritphase zu untersuchen, würde die Zugabe einer großen Menge eines Austenit bildenden Elements erfordern. Da dies eine große Menge der restlichen Austenitphase nach der Endvergütung zur Folge haben würde, würde dies die Festigkeit und die Federeigenschaft verschlechtern. Der Cr-Gehalt wird daher auf den Bereich von 14,0 bis 17,0 Massenprozent eingeschränkt.
N (Stickstoff) unterdrückt genauso wie C das Auftreten der δ-Ferritphase und verbessert die Stahlfestigkeit durch eine Festigung in fester Lösung. Darüber hinaus kann ein Teil des C durch N ersetzt werden, um die Zugabe einer großen Menge von C unnötig zu machen und somit die Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit aufgrund einer Ausscheidung von Chromcarbid in der Nachbarschaft der Korngrenzen während des Abkühlens nach der Zwischen- oder Endvergütung zu vermeiden. Ein N-Gehalt von mindestens 0,03 Massenprozent ist erforderlich, um diese Effekte zu erreichen. Bei einem hohen N-Gehalt über 0,10 Massenprozent wird jedoch der Grad der Umformverhärtung während des Kaltwalzens nach der Zwischenvergütung groß, um die Walzlast zu steigern und eine Kantenrissbildung wahrscheinlich zu machen. Da zusätzlich die Menge des restlichen Austenites nach der Endvergütung groß wird, kann eine gute Festigkeit und Federeigenschaft nicht erhalten werden. Der N-Gehalt wird daher als mehr als 0,03 bis zu 0,010 Massenprozent definiert.
B (Bor) ist ein sehr wichtiges Element bei dieser Erfindung zur Unterdrükkung der Kantenrissbildung während des Kaltwalzens. B wird im allgemeinen einem rosffreien Stahl zum Zwecke der Verbesserung der Warmumformbarkeit zugegeben. Jedoch ist bei einem martensitischen rosffreien Stahl, dem Ziel dieser Erfindung, die Zugabe von B zum Zwecke der Verbesserung der Warmbearbeitbarkeit bzw. Warmumformbarkeit unnötig, da ein Warmbruch ausreichend verhindert werden kann durch Verringerung des S-Gehaltes auf nicht mehr als 0,01 Massenprozent. Andererseits hat die extensive Forschung, die von den Erfindern ausgeführt wurde, gezeigt, dass B eine merkliche Wirkung bei der Verhinderung der Oberflächenaufrauung während des Warmwalzens bei der Art des Stahls gezeigt hat, auf die sich diese Erfindung bezieht. Zusätzlich unterdrückt B auch effektiv die Abscheidung von S an den Korngrenzen während der Zwischenvergütung. Diese Erfindung verwendet diese Effekte von B, um beträchtlich das Auftreten einer Kantenrissbildung während des Kaltwalzens abzuwenden. Eine Studie, die von den Erfindern ausgeführt wurde, zeigte, dass ein B-Gehalt von nicht weniger als 0,0010 Massenprozent erforderlich ist, um die merkliche Unterdrückung der Kantenrissbildung bei dem kaltgewalzten Blech bei der vorliegenden Erfindung zu erreichen. Bei einem B-Gehalt von mehr als 0,0070 Massenprozent erreicht jedoch die Unterdrückungswirkung gegen eine Kantenrissbildung die Sättigung und die Verschlechterung der Zähigkeit des Endproduktes aufgrund von B-Systemausscheidungen an den Korngrenzen wird merklich. Der B-Gehalt wird daher auf 0,0010 bis zu 0,0070 Massenprozent eingestellt.
Mo (Molybdän) und Cu (Kupfer) sind wirksame Elemente, um eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit für die Stahldichtung aufzuprägen. Diese Elemente sind jedoch relativ teuer, und wenn sie in einer großen Menge vorhanden sind, die eine Gesamtmenge von 2,0 Massenprozent überschreitet, bringen sie wenig weiteren Beitrag zur Korrosionsbeständigkeit sondern verschlechtern vielmehr die Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen und die Ermüdungseigenschaften durch Begünstigung der Erzeugung eines restlichen Austenites und von δ-Ferrit. Wenn Mo und Cu miteingeschlossen werden, ist daher deren Gesamtmenge vorzugsweise nicht größer als 2,0 Massenprozent.
Die Bestandteilelemente des erfindungsgemässen Stahls sollten nicht nur in die vorangegangenen Bereiche des Inhaltes fallen, sondern sollten auch vorzugsweise so eingestellt werden, dass der A-Wert, der durch Gleichung (1) oben definiert wird, nicht weniger als –1,8 ist. Während der A-Wert eine Anzeige ist, die gut mit der Menge des δ-Ferrites nach der Endvergütung übereinstimmt, entspricht sie auch ziemlich genau der Menge des δ-Ferrites in dem Zustand nach dem Gießen. Wenn der A-Wert eines Stahls, dessen Bestandteilelemente in die vorangegangenen Bereiche der Gehalte fallen, – 1,8 oder größer ist, dann ist die Menge des δ-Ferrites in dem Zustand nach dem Gießen nicht größer als ungefähr 10 Vol-%. In diesem Fall wird der Grad der Oberflächenaufrauung nach dem Warmwalzen merklich abgeschwächt, und eine Kantenrissbildung während des Kaltwalzens kann durch Ausführung der später erklärten Zwischenvergütung verhindert werden.
Wenn die chemische Zusammensetzung so ist, dass der A-Wert unter –1,8 fällt, verstärkt sich die Tendenz des Stahls, eine Kantenrissbildung zu erfahren, und Kantenrisse mit einer Länge von mehr als 1 mm treten lokal oder durchgängig auf. Wenn ein Stahl der Art, wie sie von dieser Erfindung vorgesehen wird, längere Kantenrisse als 1 mm aufzeigt, wird die Produktivität in der folgenden Verarbeitung und die Produktqualität stark verschlechtert. Die gerissenen Kantenteile des Stahlbleches müssen daher abgeschnitten werden, und zwar um eine Breite, die gleich oder größer der maximalen Kantenrisslänge ist. Dies verringert merklich die Ausbeute und steigert die Produktionskosten. Bei dieser Erfindung wird daher die chemische Zusammensetzung des Stahles vorzugsweise so definiert, dass ein A-Wert, der durch die Gleichung (1) definiert wird, nicht geringer als –1,8 ist.
Die Metallstruktur und die mechanischen Eigenschaften eines Stahlbleches, welches insbesondere zur Anwendung bei Metalldichtungen geeignet ist, werden nun erklärt.
Ein Stahlblech für diesen Zweck hat vorzugsweise eine Metallstruktur, die aus nicht weniger als 85 Vol-% Martensitphase aufgebaut ist. Wenn Martensit unter 85 Vol-% ist, ist es schwierig, eine hohe Härte in durchgängiger Weise zu erreichen, was es unmöglich macht, die Eigenschaft einer hervorragenden Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen und gegen eine Ermüdung zu realisieren, die bei heutigen Anwendungen erforderlich sind. Eine Struktur, die aus nicht weniger als 85% Martensit aufgebaut ist, kann erhalten werden durch Einstellung der Bestandteilelemente des Stahls, so dass diese in die zuvor erwähnten Bereiche fallen, und durch Steuerung der Bedingungen der Endvergütung, des Feinwalzdurchgangs bzw. Entzunderungswalzdurchgangs und von anderen Produktionsschritten. Eine oder mehrere andere Phasen als die Martensitphase können entweder eine restliche Austenitphase oder eine Ferritphase sein. Ferrit, das als δ-Ferritphase übrigbleibt, die in Walzrichtung verteilt ist, ist jedoch nicht wünschenswert, weil es verhindert, dass die Federbiegeelastizitätsgrenze von nicht weniger als 700 N/mm² erreicht wird, wie später besprochen, und weil sie auch dazu tendiert, die Zähigkeit zu verschlechtern. δ-Ferritphase, die in Schichten verteilt ist, ist daher vorzugsweise nicht größer als 3,0 Vol-%.
Als eine mechanische Eigenschaft ist es erforderlich, dass die Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1 bei einer aufgeprägten Zugdehnung von mindestens 0,1% nicht geringer als ungefähr 700 N/mm² ist.
Ein Stahl, der eine hohe Federbiegeelastizitätsgrenze vor der Sickenbildung bzw. Senkungsbildung zeigt, kann nach dem Loslassen der restlichen Druckspannung durch Aufprägen einer Zugspannung durch einen Druck während der Sickenbildung bzw. Senkungsbildung eine niedrigere Federbiegeelastizitätsgrenze als vor der Bildung der Einsenkung bzw. der Sicke zeigen. Wenn Kb_0,1 nach der Sickenbildung geringer als 700 N/mm² ist, ist die erreichbare Eigenschaft der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen nicht besser als jene von herkömmlichen Stählen, wie beispielsweise SUS301 und SUS304. Die Eigenschaft der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen ist daher in manchen Anwendungsumgebungen wahrscheinlich unzureichend. Es wurde herausgefunden, dass wenn die Dehnung, die durch die Sickenbildung aufgeprägt wird, als Zugdehnung bewertet wird, die Federbiegeelastizitätsgrenze unter Anwendung der Zugdehnung von 0,1% oder mehr in guter Übereinstimmung mit der nach der Sickenbildung ist. Auch wenn ein Stahl Kb_0,1 von 700 N/mm² oder mehr nach der Wärmebehandlung oder nach dem Feinwalzdurchgang bzw. dem Entzunderungswalzdurchgang ist, ist er nicht geeignet für Metalldichtungsanwendungen mit großen Anforderungen für die Eigenschaften, wenn sein Kb_0,1 unter 700 N/mm² fällt, wenn danach eine Zugdehnung aufgeprägt wird.
Die Erfinder haben daher Testproben von Stahlblechmaterialien aufgenommen, die für die Sickenbildung vorgesehen wurden, und verwendeten sie zur Untersuchung von verschiedenen Verfahren auf der Suche nach einem, welches universell anwendbar zur Bewertung der Eignung eines Stahlbleches zur Anwendung bei Metalldichtungen ist. Als eine Folge wurde herausgefunden, dass wenn eine Testprobe eines Stahlbleches, auf welches eine nomi nelle Zugdehnung von 0,1% aufgeprägt wurde, eine Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1 zeigt, die in Übereinstimmung mit JIS N 3130 gemessen wurde, und zwar von nicht weniger als 700 N/mm², das Stahlblech dann so bewertet werden kann, dass es gute Charakteristiken hat. Die Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1, die von der vorliegenden Erfindung definiert wird, basiert auf diesem Wissen.
Um eine Ungleichförmigkeit der Dicke und die Erzeugung von Mirkorissen an der Kante während der Sickenbildung zu vermeiden und somit eine damit einhergehende Verschlechterung der Eigenschaft der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen und Ermüdung zu verhindern, ist es zu bevorzugen, nicht nur den Wert Kb_0,1 zu definieren, sondern auch die Stahlzusammensetzung und die Produktionsbedingungen festzusetzen, um eine gleichförmige Längung von nicht mehr 0,3% zu erhalten. Eine gleichförmige Längung von nicht weniger als 0,3% kann im wesentlichen bei einem Stahl mit einer Zusammensetzung erreicht werden, die in den Bereich fällt, der von dieser Erfindung definiert wird, und zwar durch Halten der Zugfestigkeit von nicht mehr als 1700 N/mm². Jedoch darf die Zugfestigkeit nicht geringer als 1400 N/mm² sein. Die Festlegung "Zugfestigkeit von 1400 bis 1700 N/mm²" kann daher anstelle der Festlegung der Bedingung "gleichförmige Längung von nicht weniger als 0,3%" angewandt werden. Vorzugsweise sollten beide Bedingungen, nämlich "gleichförmige Längung von nicht weniger als 0,3%" und "Zugfestigkeit von 1400 bis 1700 N/mm²" erfüllt werden.
Die Zwischenvergütung wird nun erklärt. Die Zwischenvergütung ist bei dieser Erfindung besonders wichtig vom Aspekt der Unterdrückung der Kantenrissbildung. Die Forschungen der Erfinder haben gezeigt, dass die Kantenrissbildung während des Kaltwalzens merklich unterdrückt wird, wenn das Stahlblech vor dem Kaltwalzen eine Vickers-Härte von nicht mehr 380 hat, (HV 380) und eine vollständige Unterdrückung der Carbid-Nitrid-Ausscheidung durchlaufen hat. Eine Vergütung bei einer Einwirkungstemperatur von 600 bis 800°C für eine Einwirkungsperiode von bis zu einem Maxi mum von 10 Stunden wurde als nötig befunden, um ein weiches Stahlblech mit einem sehr geringen Ausscheidungsgehalt wie hier zu realisieren.
Eine Umformungsdehnung, die in das Stahlblech während des Warmwalzens oder des Kaltwalzens angebracht wird, muss effektiv entfernt werden, um das Stahlblech ausreichend zu erweichen. Dies erfordert Einwirkungstemperaturen von nicht weniger als 600°C. Obwohl die Steigerung der Stahlblechtemperatur den Effekt der Entfernung von Dehnungen verbessert, führt dies zur Erzeugung von sich rückbildendem Austenit. Ein Abschreckphänomen tritt dann während der Abkühlung auf, was die Härte des zwischenvergüteten Stahlbleches steigert. Wenn die Einwirkungstemperatur 800°C überschreitet, ist es schwierig eine Härte von HV 380 oder weniger zu erreichen, auch durch Einstellung der Stahlzusammensetzung. Die Anwendung einer Zwischenvergütungseinwirkungstemperatur im Bereich von 600 bis 800°C ist daher kritisch bzw. wichtig.
Die Erfahrung der Erfinder während einer Reihe von Zwischenvergütungstests war, dass das durchgängige Erreichen einer Härte bzw. Weichheit von HV 380 oder weniger mit guter Wiederholbarkeit nicht immer einfach ist. Wenn man auf den Grund dafür schaut, wird herausgefunden, dass zuerst die Zwischenvergütung ein Paar von gegenläufigen Phänomenen mit einschließt "Erweichung durch Entfernung von Dehnungen" und "Härtung durch Abschreckung", und zweitens, dass die Empfänglichkeit für das Abschrekkungsphänomen abhängig von der chemischen Zusammensetzung des Stahls abweicht. Die Erfinder haben daher intensive Forschungen zur Bestimmung von Zwischenvergütungsbedingungen basierend auf der chemischen Zusammensetzung ausgeführt, um in durchgängiger Weise eine Härte von nicht mehr als HV 380 zu erreichen. Dies führte zu der Entdeckung des Index-Z-Wertes, der durch die früher dargelegte Gleichung (2) definiert wird.
Insbesondere nahmen die Erfinder Zwischenvergütungsbedingungen wahr, bei denen die Einwirkungstemperatur in dem Bereich von x (°C) fällt, was den Z-Wert <= 380 in Gleichung (2) erfüllt. Ein Stahlblech von HV 380 oder weniger kann unter diesen Bedingungen in durchgängiger Weise erhalten werden.
Es ist wichtig, eine Zwischenvergütungseinwirkungsperiode von innerhalb von 10 Stunden einzustellen. Wenn die Einwirkungsperiode 10 Stunden überschreitet, macht das Auftreten einer starken Carbid-Nitrid-Ausscheidung an den Korngrenzen den Versuch zunichte, eine Kantenrissbildung während des Kaltwalzens zu unterdrücken, auch wenn das Stahlblech ein weiches Blech mit HV 380 oder weniger ist. Keine spezielle untere Grenze muss für die Einwirkungsperiode eingestellt werden. Eine Vergütung mit einer Einwirkung von 0 Sekunden reicht aus. In dem Interesse, eine stabile Produktqualität und so weiter in dem tatsächlichen industriellen Betriebsvorgang sicher zu stellen, sollte jedoch, wenn eine kontinuierliche Vergütung ausgeführt wird, die Zwischenvergütungseinwirkungsperiode vorzugsweise 0 bis 300 s sein, und insbesondere 0 bis 60 s. Im Falle einer Chargenvergütung ist eine Einwirkungsperiode im Bereich von 0 bis 10 Stunden durchführbar, es ist jedoch eine im Bereich von 0 bis 3 Stunden vorzuziehen.
Bei dieser Erfindung wird die Kantenrissbildung eines Stahlbleches während des Kaltwalzens unterdrückt, indem man das Stahlblech der vorangegangenen Zwischenvergütung vor dem Kaltwalzen unterwirft. Das Reduktionsverhältnis beim Kaltwalzen wird vorzugsweise auf nicht mehr als 85% gehalten. Falls erwünscht, kann eine größere Reduktion der Blechdicke realisiert werden durch Wiederholung der Zwischenvergütung und des Kaltwalzprozesses mehrere Male unter den vorangegangenen Bedingungen.
Nach der Vollendung der Zwischenvergütung und des Kaltwalzprozesses, wie oben beschrieben, kann das Stahlblech, dank der merklichen Unterdrükkung der Kantenrissbildung während des Kaltwalzens direkt einer Endvergütung unterworfen werden, ohne die Kanten an gegenüberliegenden seitlichen Endteilen zu trimmen bzw. abzuschneiden. Bei der Endvergütung wird das Stahlblech in die Region mit Austenit als einziger Phase aufgeheizt und dort gehalten, um eine abgeschreckte Martensitstruktur nach der Abkühlung zu erhalten. Da es ein wichtiger Aspekt dieser Erfindung ist, eine hohe Zähigkeit nach der Endvergütung sicherzustellen, muss der Korndurchmesser in dem früheren Austenit in der Martensitstruktur verfeinert werden. Die Verfeinerung kann erreicht werden durch Steuerung der Einwirkungstemperatur in der Endvergütung auf 1050°C. Bei einer niedrigen Einwirkungstemperatur unter 950°C senkt jedoch die Fortdauer oder Ausscheidung der Carbid-Nitride und so weiter die Festigkeit und Zähigkeit. Die Endvergütungseinwirkungstemperatur wird daher vorzugsweise im Bereich von 950 bis 1050°C ausgewählt. Die Endvergütungseinwirkungsperiode wird vorzugsweise auf nicht länger als 300 s eingestellt (einschließlich 0 s).
Nach der Endvergütung wird ein Feinwalzdurchgang vorzugsweise ausgeführt, um noch ein höheres Niveau der Festigkeit und der Federeigenschaften aufzuprägen. In der Forschung haben die Erfinder einen Verbesserungseffekt auf die Festigkeit und die Federeigenschaft auch bei einer leichten Feinwalzdurchgangsreduktion von beispielsweise 0,5% beobachtet. Eine Feinwalzdurchgangsreduktion von nicht weniger als 1% ist jedoch vorzuziehen, weil die Eigenschaftsstabilität bei einer übermässig geringen Reduktion schlecht ist, und auch weil eine hervorragende Federeigenschaft erreicht werden kann, die für einen großen Bereich von Federanwendungen geeignet ist, wenn die Feinwalzdurchgangsreduktion 1% oder größer ist. Wenn die Feinwalzdurchgangsreduktion 10% überschreitet, treten Probleme in Verbindung mit der Zähigkeit auf, und zusätzlich nehmen der Wirkungsgrad der Produktion und des Betriebs aufgrund von einer höheren Walzlast ab, die durch gesteigerte Festigkeit bewirkt wird. Ein Feinwalzdurchgang wird daher vorzugsweise mit einer Reduktion von 1–10% ausgeführt.
Arbeitsbeispiele
Beispiel 1
Warmgewalzte Stähle mit einer Dicke von 4,0 mm wurden erzeugt durch Warmwalzen von Stahlbrammen mit 100 kg, die durch Giessen von ge schmolzenen Stählen der in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen erzeugt wurden. In Tabelle 1 sind A1–A8 erfindungsgemässe Stähle, deren chemische Zusammensetzungen in den Bereich fallen, der durch die Erfindung festgelegt wurde, B1–B9 sind Vergleichsstähle, und C1 ist der herkömmliche Stahl SUS301. Ein A-Wert von jedem Stahl ist in der Tabelle gezeigt.
Tabelle 1
Anmerkung:

A1–A8: Erfindungsgemässe Stähle
B1–B9: Vergleichsstähle
C1: Stahl des Standes der Technik (SUS301)

Es wurde überprüft, dass die warmgewalzten Stähle A1–A4, A7, B1–B3 und B5 frei von Kantenrissen sind, sie wurden bei einer Einwirkungstemperatur von 740°C für eine Einwirkungsperiode von 60 s zwischenvergütet bzw. zwischengeglüht und mit einem Reduktionsverhältnis von 60% kaltgewalzt. Nach jedem Kaltwalzdurchgang wurden die Bleche auf Kantenrisse untersucht und wie folgt bewertet:

Bewertung	Kantenrissbildung
x	Risse mit einer gemessenen Länge von 1,0 mm oder mehr wurden bei den Kanten des Stahlbleches bei einer Reduktion von weniger als 30% beobachtet
Δ	Risse mit einer gemessenen Länge von 1,0 mm oder mehr wurden bei den Kanten des Stahlbleches bei einer Reduktion von 30–60% beobachtet
O	Keine Risse mit einer gemessenen Länge von 1,0 mm oder mehr wurden bei einer Reduktion von bis zu 60% beobachtet

Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 zusammen mit dem A-Wert, der Menge des δ-Ferrites im Zustand nach dem Giessen und der gemessenen Härte nach der Zwischenvergütung der jeweiligen Stähle gezeigt. Die Menge des δ-Ferrites im Zustand nach dem Giessen wurde bestimmt durch Beobachtung der Metallstruktur an der Oberfläche der Bramme mit einem optischen Mikroskop.
Tabelle 2
Anmerkung:

A1–A4, A7: Erfindungsgemässe Stähle
B1–B3, B5: Vergleichsstähle

Wie in Tabelle 2 gezeigt, zeigten die erfindungsgemässen Beispiele, unter Verwendung von Stählen mit chemischen Zusammensetzungen innerhalb des Bereiches, der durch die vorliegende Erfindung festgelegt wurde, absolut keine Kantenrissbildung bis zu einem Kaltwalzreduktionsverhältnis von 60%. Im Gegensatz dazu haben B1 und B2, deren A-Wert unter –1,8 war, und deren Menge an δ-Ferrit 10 Vol.-% überschritten hat, B3, dessen B-Gehalt niedriger war, als von der vorliegenden Erfindung festgelegt, und B5, dessen S-Gehalt die obere Grenze überschritten hatte, die von der Erfindung festgelegt wurde, alle Kantenrisse von 1,0 mm oder mehr während des Kaltwalzens gezeigt, und zwar ungeachtet der Tatsache, dass ihre Härtewerte nach der Zwischenvergütung bzw. dem Zwischenglühen vergleichbar mit jenen der erfindungsgemässen Beispiele waren. Durch diese Ergebnisse wird bestätigt, dass um die Kantenrissbildung während des Kaltwalzens zu unterdrücken die Zugabe von B notwendig ist, die Menge des δ-Ferrites im Zustand nach dem Giessen nicht grösser als 10 Vol.-% dadurch gemacht werden sollte, dass eine chemische Zusammensetzung verwendet wird, die den A-Wert nicht kleiner als –1,8 macht, und der S-Gehalt auf den Bereich reduziert werden sollte, der durch die Erfindung festgelegt wurde.
Beispiel 2
Die in Tabelle 1 gezeigten warmgewalzten Stähle A1 und A4 wurden unter verschiedenen Wärmebehandlungsbedingungen zwischenvergütet, wurden mit einem Reduktionsverhältnis von 60% kaltgewalzt und auf die Effekte der Zwischenvergütungsbedingungen und die Kantenrissbildung während des Kaltwalzens untersucht. Die Einwirkungstemperatur der Zwischenvergütung, die Einwirkungsperiode der Zwischenvergütung, die gemessene Härte nach der Zwischenvergütung, der Z-Wert und der Zustand der Kantenrissbildung von jedem Stahlblech sind in Tabelle 3 gezeigt. Die Kantenrissbildung wurde gemäss der gleichen Kriterien wie in Beispiel 1 bewertet.
Tabelle 3
Anmerkung:

ERF.: erfindungsgemässes Beispiel
VERGL.: Vergleichsbeispiel

Wie in Tabelle 3 gezeigt, zeigten unter den Stahlblechen, deren Zwischenvergütungseinwirkungsperiode nicht länger als 10 Stunden war, jene, deren gemessene Härte nach der Zwischenvergütung nicht größer als HV 380 war, absolut keine Kantenrissbildung durch ein Kaltwalzen mit 60%. Im Gegen satz dazu zeigten jene, deren gemessene Härte größer als HV 380 war (R6-R9, R20–R22) eine Kantenrissbildung beim Kaltwalzen. Man vermutet, dass die Stahlbleche, deren Härte HV 380 überschritten hat, sich aufgrund der Abschreckung gehärtet haben, die wegen der rückwärtsumgeformten Austenitphasenerzeugung während der Zwischenvergütung aufgetreten ist. Die Stähle, deren Einwirkungsperiode nicht länger als 10 Stunden war (R34, R35), zeigten eine Kantenrissbildung. Man vermutet, dass dies aufgrund der starken Ausscheidung von Carbid-Nitriden an den Korngrenzen auftritt, und zwar verursacht durch die verlängerte Zwischenvergütung. Aus diesen Ergebnissen wurde bestätigt, dass wenn man die Einwirkungsperiode der Zwischenvergütung auf innerhalb 10 Stunden hält und die Härte nach der Zwischenvergütung auf HV 380 oder weniger hält, dies wirksam dahingehend ist, dass eine Kantenrissbildung während des Kaltwalzens verhindert wird.
Es ist auch zu sehen, dass die gemessene Härte nach der Zwischenvergütung und der Z-Wert in guter Übereinstimmung waren, wenn die Einwirkungsperiode nicht länger als 10 Stunden war. Insbesondere wurde bestätigt, dass hervorragende, kantenrissfreie, kaltgewalzte Bleche stabil erzeugt werden können durch Ausführung einer Zwischenvergütung unter Bedingungen, die den Z-Wert auf oder unter 380 halten.
Obwohl R6 (Stahl A1) und R19 (Stahl A4) unter den gleichen Bedingungen zwischenvergütet wurden, hat R6 eine Kantenrissbildung gezeigt, während R19 dies nicht tat. Diese Ungleichheit trat auf, weil die zwei Stahlbleche bezüglich der Härte nach der Zwischenvergütung unterschiedlich waren, und zwar aufgrund ihrer unterschiedlichen chemischen Zusammensetzungen. Somit ist zu sehen, dass der Einwirkungstemperaturbereich innerhalb dem eine Härte von nicht mehr als HV 380 nach der Zwischenvergütung erreicht werden kann, mit der chemischen Zusammensetzung variiert. Die chemische Zusammensetzung muss daher sorgfältig bei der Einstellung der Zwischenvergütungsbedingungen betrachtet werden. Von diesem Blickpunkt ist der Z-Wert, der von Gleichung (2) definiert wurde, als ein Index, der die Abhängig keit der Einwirkungstemperatur auf die chemische Zusammensetzung anzeigt, nützlich zur Bestimmung der Zwischenvergütungsbedingungen.
Beispiel 3
Kaltgewalzte Bleche wurden aus den in Tabelle 1 gezeigten warmgewalzten Blechen A1–A8, B4 und B6–B9 hergestellt, und zwar in dem man sie einer Zwischenvergütung und einem Kaltwalzvorgang mit 60% mit den gleichen Bedingungen unterworfen hat, wie in Beispiel 1. Für jeden Stahltyp wurden zwei Bleche von unterschiedlicher Dicke vor dem Kaltwalzen verwendet, um zwei Arten von kaltgewalzten Blechen zu erhalten, eines mit ungefähr 1 mm Dicke und das andere mit ungefähr 2 mm Dicke, und zwar durch Kaltwalzen mit dem gleichen Reduktionsverhältnis von 60%. Die kaltgewalzten Bleche wurden endvergütet und unter verschiedenen Bedingungen feindurchgangsgewalzt, außer dass die Einwirkungsperiode der Entvergütung konstant bei 60 Sekunden gehalten wurde. Eigenschaftstestproben wurden nach der Endvergütung und nach dem Feinwalzdurchgang genommen. Der umformgehärtete rostfreie Stahl C1 wurde vergütet und dann mit einem Reduktionsverhältnis von 50% kaltgewalzt, um kaltgewalzte Bleche von 2 mm und 1 mm Dicke zu erzeugen. Eine Eigenschaftstestprobe wurde aus jedem kaltgewalzten Blech genommen.
Die ausgeführten Eigenschaftstests waren ein Zugtest unter Verwendung der Proben mit 1 mm, ein Charpy-Schlagtest mit V-Nut bzw. ein Schlagzähigkeitstest unter Verwendung der Proben mit 2 mm und ein Test der Federbiegeelastizitätsgrenze unter Verwendung der Proben mit 1 mm. Die Testproben, die in allen Tests verwendet wurden, wurden so geschnitten, dass ihre Längsrichtung der Walzrichtung entsprach. Die Tests wurden bei Raumtemperatur ausgeführt. Bei dem Test für die Federbiegeelastizitätsgrenze, der gemäss JIS H 3130 ausgeführt wurde, wurde der Wert der Federbiegeelastizitätsgrenze aus der Testauslesung berechnet, wann die bleibende Verformung einer rechteckigen Testprobe von 10 mm x 150 mm zu 0,1 mm wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Anmerkung:

ERF.: erfindungsgemässes Beispiel
VERGL.: Vergleichsbeispiel

Wie in Tabelle 4 gezeigt, zeigten die Stahlbleche, die die chemische Zusammensetzung und die Produktionsbedingungen erfüllten, die durch die Erfindung festgelegt wurden, (X1–X11) in ihrem Zustand folgend auf die Endvergütung eine 0,2%-Dehngrenze (Yield Strength) von 640 N/mm² oder mehr, eine Zugfestigkeit von 1400 N/mm² oder mehr, eine Steckung von 7% oder mehr, einen Charpy-Stoßwert bzw. Schlagzähigkeitswert von 70 J/cm² oder mehr und eine Federbiegeelastizitätsgrenze von 520 N/mm² oder mehr. Nach dem Feinwalzdurchgang zeigten sie eine 0,2%-Dehngrenze von 1380 N/mm² oder mehr, eine Zugfestigkeit von 1400 N/mm² oder mehr, eine Längung von 5% oder mehr, einen Schlagzähigkeitswert von 50 J/cm² oder mehr und eine Federbiegeelastizitätsgrenze von 1300 N/mm² oder mehr. Sie wiesen somit eine gut ausgeglichene Kombination von hervorragenden Festigkeits-, Zähigkeits- und Federeigenschaftscharakteristiken auf. Im Gegensatz dazu waren die Stahlbleche, die die chemische Zusammensetzung die Zwischenvergütungs- und Kaltwalzbedingungen erfüllten, die von der Erfindung festgelegt wurden, deren Einwirkungstemperatur der Endvergütung jedoch außerhalb des Bereiches war, der von der Erfindung festgelegt wurde (Y2, Y3) bezüglich der Duktilität und der Zähigkeit nach dem Feinwalzdurchgang schlechter. Ein feingewalztes Stahlblech (Y1), welches die chemische Zusammensetzung, die Zwischenvergütungsbedingungen, die Kaltwalzbedingungen und die Endvergütungsbedingungen erfüllte, die von der Erfindung festgelegt wurden, welches jedoch mit einem Reduktionsverhältnis von mehr als 10% feingewalzt wurde, war bezüglich der Duktilität und der Zähigkeit aufgrund der übermässigen Verfestigung zu gering.
Wenn man als nächstes die Stahlbleche ansieht, die aus Stählen hergestellt wurden, deren chemische Zusammensetzungen außerhalb des erfindungsgemässen Bereichs lagen, d. h. Y4 (Stahl B4), der einen hohen C-Gehalt hatte, und Y5 (Stahl B6) und Y6 (Stahl B7), die einen hohen B-Gehalt hatten, waren diese nach dem Feinwalzdurchgang von geringer Duktilität oder Zä higkeit, während Y7 (Stahl B8), der einen hohen Ni-Gehalt hat, und Y8 (Stahl B9), der einen hohen Cr-Gehalt hat, geringe Festigkeit oder Federeigenschaften nach der Endvergütung gezeigt hatten, und zwar aufgrund der großen Menge an Austenit nach der Endvergütung.
Beispiel 4
Warmgewalzte Stahlbänder von 250 mm Breite und 3,0 mm Dicke wurden hergestellt durch Warmwalzen von Stahlbramen mit 300 kg, die erhalten wurden durch Gießen von vakuumgeschmolzenen Stählen mit den chemischen Zusammensetzungen, die in Tabelle 5 gezeigt sind. In Tabelle 5 sind A21–A30 erfindungsgemässe Stähle, deren chemische Zusammensetzungen in den Bereich fallen, der von der Erfindung festgelegt wurde. B21 ist ein Vergleichsstahl, dessen Ni-Gehalt außerhalb des erfindungsgemässen Bereiches liegt. C1 (SUS301), der in Tabelle 1 gezeigt ist, wurde als ein herkömmlicher Stahl verwendet.
Tabelle 5
Anmerkung:

A21–A30: Erfindungsgemässe Stähle
B21: Vergleichsstahl

Alle anderen Stahlbänder als C1 wurden nicht mehr als 2 Zyklen einer Zwischenvergütung und eines Kaltwalzens unterworfen, um kaltgewalzte Stahl bänder von 0,200 bis 0,218 mm zu erhalten. Die Stahlbänder wurden endvergütet bei ungefähr 1010°C, um die vergüteten Stahlbänder zu erhalten. Einige der Bänder wurden weiter feingewalzt. Alle der vergüteten Stahlbänder und feingewalzten Stahlbänder wurden auf eine Dicke von 0,198 bis 0,201 mm eingestellt. Da der herkömmliche Stahl C1 ein umformgehärteter rostfreier Stahl war, wurde nur dieser dem Kaltwalzen bei einem Reduktionsverhältnis von 50% nach der Vergütung unterworfen, um ein feingewalztes Stahlband mit 0,200 mm zu erhalten. Ein 500 mm langes Stahlband wurde aus jedem vergüteten Stahlband und jedem feingewalzten Stahlband ausgeschnitten und bezüglich der Menge des Restaustenites untersucht, weiter bezüglich der Menge des δ-Ferrites, bezüglich der Menge des Martensites, bezüglich der Federbiegeelastizitätsgrenze und der Zugeigenschaften.
Die restliche Austenitmenge wurde unter Verwendung eines Magnetometers mit vibrierender Probe gemessen. Die Messung der δ-Ferritmenge wurde durch Messung der Flächenverhältnisse des δ-Ferrites ausgeführt, die in den 20L-Abschnittfeldern bei 400facher Vergrößerung unter Verwendung eines optischen Mikroskops beobachtet wurden, und durch Definition des Mittelwertes der Flächenverhältnisse als das δ-Ferritvolumenverhältnis. Das Volumenverhältnis, welches nach dem Ausschluss des restlichen Austenites und des δ-Ferrites blieb, wurde als das Martensitvolumenverhältnis definiert.
Die Federtestproben für alle Stähle wurden als 13A-Testproben in Übereinstimmung mit JIS Z 2201 hergestellt. Die Kreuzkopfgeschwindigkeit der Zugtestvorrichtung wurde auf 3 mm/Min. eingestellt, und die Testprobe wurde gezogen, bis die nominelle Dehnung 0,1% erreicht hat. Nach der Entfernung der Last wurde ein Teststück von 80 mm*10 mm aus dem parallelen Teil herausgenommen und für den Federtest verwendet. Der Federtest wurde mit Bezug auf die Federtestprobe in Übereinstimmung mit dem JIS H 3130 Momententest ausgeführt, und der Wert der Federbiegeelastizitätsgrenze wurde aus der Testauslesung berechnet, als die permanente Auslenkung bzw. Verformung 0,1 mm wurde. In diesem Beispiel wird die Federbie geelastizitätsgrenze Kb_0,1 bezeichnet. Die Federtestproben und die Zugtestproben wurden so geschnitten, dass ihre Längsrichtung der Walzrichtung entspricht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
Tabelle 6
Anmerkung:

ERF.: Erfindungsgemässe Stähle
VERGL.: Vergleichsstähle
SP: Feingewalzt (Skin-Pass-Rolled)
AN: Vergütet (Annealed)

Dichtungsförmige Testproben die aus den vergüteten Stahlblechen hergestellt wurden, und feingewalzte Stahlbleche der Testnummern X21–X29 und Y21–Y26, die in Tabelle 6 gezeigt sind, wurden einem Ermüdungstest durch wiederholte Spannungsaufbringung unterworfen. Die Stahlbleche wurden als entweder vergütet oder feingewalzt in der dritten Spalte der Tabelle 6 bezeichnet. Wie in 1 gezeigt, wurde jede Testprobe vorbereitet zuerst durch Öffnen eines runden Loches mit 75 mm Innendurchmesser in der Mitte einer quadratischen Materialprobe, die auf 150 mm pro Seite zugeschnitten wurde, und dann durch Druckumformung einer 2,5 mm breiten und 0,25 mm hohen Sicke bzw. Einsenkung um den Rand nahe dem Loch, so dass sie einen Vorsprungsradius von 2 mm hat. Belastungen von bis zu 10 Tonnen wurden auf die Testprobe 5 Mal aufgebracht, um die Höhe der Sicke auf 60 ±1 μm einzustellen. Dann wurde beginnend von dem unbelasteten Zustand eine Last progressiv auf die Sicke aufgebracht, und die Last, bei der die Höhe der Sicke 20 ±1 μm wurde, wurde aufgezeichnet und als die Drucklast definiert. Eine höhere Drucklast zeigt eine größere Elastizität des Sickenteils und garantiert eine hohe Wertigkeit bzw. Nennlast als Dichtungsstahl mit hervorragender Gasdichtungseigenschaft. Ein Ermüdungstest wurde unter Aufbringung dieser Drucklast bei einer Amplitude von ±1 kN und einer Schwingungsfrequenz von 40 Mal pro Minute ausgeführt. Wenn die Anzahl der Wiederholung eine Million erreicht hat, wurde der eingesenkte Teil mit einem Mikroskop beobachtet. Die Ergebnisse des Ermüdungstests wurden als "ungebrochen" bewertet, wenn absolut keine Mirkorisse beobachtet wurden, und wurde als "gebrochen" bewertet, wenn irgend welche Mikrorisse beobachtet wurden, egal wie wenig. Zusätzlich wurde die Eigenschaft der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen basierend auf der Größe der permanenten Setzung bewertet, die als der Wert definiert ist, der durch Subtraktion der Sickenhöhe nach dem Ermüdungstest von der vor dem Test erhalten wurde. Die Sickenhöhe wurde sowohl vor als auch nach dem Test als der Mittelwert gemessen, der an drei Punkten beobachtet wurde, und zwar unter Verwendung eines fokalen Mikroskops bzw. eines Brennpunktmikroskop. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt.
Tabelle 7
Anmerkung:

ERF.: erfindungsgemässes Beispiel
VERGL.: Vergleichsbeispiel

Wie in Tabelle 7 gezeigt, zeigten, auch nach einer Million Wiederholungen des Druckermüdungstests, die Stahlbleche der Tests X21–X29, die gemäss der Erfindung hergestellt wurden, keinen Bruch des Sickenteils, und hatten niedrige Größen des permanenten Setzens von nicht mehr als 2 μm. Sie hatten offensichtlich eine hervorragende Ermüdungseigenschaft und Beständigkeit gegen permanentes Setzen. Aufgrund ihrer hohen Drucklasten hatten sie auch hervorragende Gasdichtungseigenschaften.
Im Gegensatz dazu hatte das Stahlblech des Vergleichsbeispiels Y21, trotzdem es aus einem erfindungsgemässen Stahl (A21) hergestellt wurde, eine größere Zugfestigkeit als 1700 N/mm², und hatte eine geringe Duktilität, weil das Feinwalzreduktionsverhältnis höher war als bei den erfindungsgemässen Beispielen X21 und X22. Es sind auch Mikrorisse und eine Verschlechterung der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen in dem Ermüdungstest aufgetreten. Die Stahlbleche der Vergleichsbeispiele Y21 und Y25 haben eine solche große Menge an Austenit aufgewiesen, dass ihre Menge an Martensit unter 85 Vol-% gefallen sind. Sie hatten daher eine geringe Federbiegeelastizitätsgrenze und waren schlechter als die erfindungsgemässen Beispiele bezüglich der Beständigkeit gegen ein permanentes Setzen. Wie durch das erfindungsgemässe Beispiel X24 gezeigt, kann dieses Problem übennrunden werden durch einen Feinwalzdurchgang, um einen Teil des restlichen Austenits in Martensit umzuwandeln. Niedrige Federbiegeelastizitätsgrenzen von unter 700 N/mm² und eine schlechtere Beständigkeit gegen permanentes Setzen zeigt das Stahlblech des Vergleichsbeispiels Y23, und zwar aufgrund des relativ geringen C- und N-Gehaltes, und das Stahlblech des Vergleichsbeispiels Y24 aufgrund der großen Menge an δ-Ferrit. Das Stahlblech Y26, welches aus herkömmlichem SUS301-Stahl vorbereitet wurde, erreichte nicht das hohe Niveau an Beständigkeit gegen permanentes Setzen, welches durch die Erfindung erreicht wurde.
Diese Erfindung sieht einen Stahl vor, der in die Kategorie eines martensitischen abschreckgehärteten rostfreien Stahls fällt, der nicht nur eine hohe Festigkeit vergleichbar mit jener von dem umformgehärteten rostfreien Stahl SUS301 ist, sondern auch eine herausragende Zähigkeit und Federeigenschaft zeigt. Die Erfindung sieht weiter ein Verfahren vor, um zuverlässig die Kantenrissbildung zu unterbrechen, die ein Problem mit steigender Härte des Stahls wird, und eliminiert als solches die Verringerung der Produktausbeute, die durch ein Abschneiden der Stahlblechkanten bewirkt wird. Ungeachtet dieser hervorragenden Eigenschaften zeigt daher das hochfeste rostfreie Stahlblech gemäss der vorliegenden Erfindung sowohl niedrige Kosten beim Rohmaterial als auch bei der Herstellung.
Darüber hinaus ermöglicht die vorliegende Erfindung durch Regulierung der Metallstruktur und der mechanischen Eigenschaften innerhalb vorgeschriebener Bereiche die Herstellung von Stahlblech für Metalldichtungen, die hervorragende Ermüdungseigenschaften und eine Beständigkeit gegen permanentes Setzen auf einem zuvor nicht erreichbaren Niveau zeigen.

Claims

Hochfestes, hochzähes martensitisches rostfreies Stahlblech mit einer chemischen Zusammensetzung die in Massenprozent Folgendes aufweist: mehr als 0,03–0,15 C, 0,2–2,0% Se, nicht mehr als 1% Mn, nicht mehr als 0,06% P, nicht mehr als 0,006% S, 2,0–5,0% Ni, 14,0–17,0% Cr, mehr als 0,03–0,10% N, 0,0010–0,0070% B, und wobei der Rest Fe ist und nicht vermeidbare Verunreinigungen einschließlich nicht weniger als 85Vol.-% Martensitphase, wobei das rostfreie Stahlblech ferner wahlweise Mo und/oder Cu mit insgesamt nicht mehr als 2,0 Massenprozent aufweist und einen A-Wert besitzt, definiert durch die Gleichung (1) von nicht weniger als –1,8: A-Wert = 30(C + N) – 1,5 Si + 0,5 Mn + Ni – 1,3 Cr + 11,8 (1)
Hochfestes, hochzähes rostfreies Martensitstahlblech nach Anspruch 1, dessen Kanten an entgegensetzten seitlichen Enden des Stahlbleches Kanten sind, die durch Kaltwalzen geformt sind, welche keine Kantenrisse von einer Länge größer als 1 mm aufweisen.
Hochfestes, hochzähes rostfreies Martensitstahlblech nach Anspruch 1 oder 2, für Metalldichtungen, wobei ein Testmuster versehen mit einer nominellen Zugdehnung von 0,1% eine Federbiegeelastizitätsgrenze Kb_0,1 zeigt, und zwar gemessen entsprechend JIS H 3130 von nicht weniger als 700 N/mm².
Ein Stahlblech nach Anspruch 3, mit einer gleichförmigen Dehnung von nicht mehr als 0,3%.
Stahlblech nach Anspruch 3 oder 4 mit einer Zugfestigkeit von 1400– 1700 N/mm².
Verfahren zur Verhinderung von Kantenrissen bei einem kaltgewalzten Stahlblech aus einem hochfesten, hochzähen rostfreien martensitischen Stahlblech, wobei das Verfahren angewandt wird bezüglich eines warmgewalzten Stahlblechs aus martensitischem rostfreiem Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung die in Massenprozent Folgendes aufweist: mehr als 0,03–0,15 C, 0,2–2,0% Se, nicht mehr als 1% Mn, nicht mehr als 0,06% P, nicht mehr als 0,006% S, 2,0–5,0% Ni, 14,0–17,0% Cr, mehr als 0,03 bis 0,10% N, 0,0010–0,0070% B, und wobei der Rest Fe ist und nicht vermeidbare Verunreinigungen einschließlich nicht weniger als 85Vol.-% Martensitphase, wobei das rostfreie Stahlblech ferner wahlweise Mo und/oder Cu mit insgesamt nicht mehr als 2,0 Massenprozent aufweist und einen A-Wert besitzt, definiert durch die Gleichung (1) von nicht weniger als –1,8: A-Wert = 30(C + N) – 1,5Si + 0,5Mn + Ni – 1,3Cr + 11,8 (1),und wobei ferner ein Schritt vorgesehen ist, das Blech einem einzigen Zyklus oder mehreren wiederholten Zyklen eines Prozesses (Zwischenanlassen bzw. Zwischenvergütung und Kaltwalzprozess) auszusetzen, und zwar bestehend aus: Zwischenvergütung des Blechs bei einer Einwirkungstemperatur von 600–800°C für eine Einwirkungsperiode von nicht mehr als 10 Stunden, um die Stahlhärte auf eine Vickershärte (HV) von nicht mehr als 380 einzustellen, und zwar gefolgt vom Kaltwalzen.
Verfahren zum Verhindern von Blechkantenrissen in kaltgewalztem Stahlblech bei einem hochfesten, hochzähen, rostfreien Martensitstahlblech gemäss Anspruch 6, wobei die Einwirkungstemperatur im Bereich von 600–800°C liegt und in einem Bereich von x (°C) den Z-Wert <= 380 in Gleichung (2) erfüllt: Z-Wert = 61 C – 6 Si – 7 Mn – 1,3 Ni – 4 Cr – 36 N – 7,927*10–6x3 + 1, 854*10–2x2 – 13, 74x + 3663 (2)für eine Einwirkungsperiode von nicht mehr als 10 Stunden gefolgt von Kaltwalzen.
Verfahren zum Verhindern der Kantenrissbildung bei kaltgewalztem Stahlblech nach Anspruch 6 oder 7, wobei die dazwischen liegende Vergütungseinwirkungsperiode in jedem Zyklus des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses nicht größer ist als 300 Sekunden.
Verfahren zum Verhindern von Kantenrissen in kaltgewalztem Stahlblech nach einem der Ansprüche 6 bis 8, wobei das Kaltwalzsreduktionsverhältnis in jedem Zyklus des Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozesses nicht größer ist als 85%.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen martensitischen rostfreien Stahlbleches, wobei die Kantenrissbildung des kaltgewalzten Stahlblechs verhindert wird, wobei das Verfahren Folgendes aufweist: Aussetzen des kaltgewalzten Blechs, welches durch einen Zwischenvergütungs- und Kaltwalzprozess nach einem der Ansprüche 6 bis 9 erzeugt wurde und diesen durchlaufen hat, eines Endbearbeitungsanlassens bzw. einer Endvergütung bei einer Einwir kungstemperatur von 950–1050°C für eine Einwirkungsperiode von nicht mehr als 300 Sekunden ohne zuerst die Kanten an entgegengesetzten seitlichen Enden abzuschneiden.
Verfahren nach Anspruch 10, wobei ein Oberflächendurchgangswalzen bzw. Feinwalzdurchgang (skin pass roll) mit einem Reduktionsverhältnis von 1–10% nach der Endvergütung bewirkt wird.