DE69326521T2

DE69326521T2 - Dünnes band aus austenitischem rostfreiem stahl, daraus hergestellte gewalzte platte und verfahren

Info

Publication number: DE69326521T2
Application number: DE69326521T
Authority: DE
Inventors: Yoshimori Fukuda; Shuichi Inoue; Eiichiro Ishimaru; Toshiyuki Suehiro; Shinichi Teraoka
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-04-17
Filing date: 1993-04-16
Publication date: 2000-03-09
Anticipated expiration: 2013-04-17
Also published as: WO1993020966A1; US5467811A; DE69326521D1; ES2138619T3; EP0594865A1; JP3090148B2; EP0594865B1; EP0594865A4; KR960012866B1

Description

Die Erfindung betrifft ein dünnes Gußband aus austenitischem rostfreiem Stahl mit einer Dicke, die der Dicke eines Produkts nahekommt, das nach dem sogenannten "Synchronstranggußverfahren" hergestellt wird, bei dem kein Unterschied in der relativen Geschwindigkeit zwischen einem Gußband und der Innenwand einer Form entsteht, sowie ein aus dem Gußband hergestelltes kaltgewalztes Blech und Verfahren zur Herstellung des Gußbandes und des Produktblechs.
Das Synchronstranggußverfahren ist ein synchrones Stranggußverfahren, bei dem kein Unterschied in der relativen Geschwindigkeit zwischen einem Gußband und der Innenwand einer Form entsteht, wie z. B. ein Doppelwalzensystem, ein Doppelbandsystem oder ein Einwalzenverfahren, wie sie beispielsweise in Berichten in "TETSU TO HAGANE" (Journal of The Iron and Steel Institute of Japan)" 85-A197 bis A256, eingeführt werden. Das Doppelwalzenstranggußverfahren, das ein Synchronstranggußverfahren darstellt, ist ein Stranggußverfahren, bei dem schmelzflüssiger Stahl in eine Stranggußform gegossen wird, die ein Paar Kühlwalzen mit gleichem oder unterschiedlichen Durchmesser aufweist, die parallel zueinander oder in gegeneinander geneigter Position angeordnet sind und seitliche Wehre zum Abdichten beider Stirnflächen der Kühlwalzen aufweisen, um erstarrte Schalen auf den entsprechenden Umfangsflächen der beiden Kühlwalzen zu erzeugen, wobei die erstarrten Schalen etwa am Punkt der nächsten Annäherung zwischen den beiden rotierenden Kühlwalzen (dem sogenannten "Kußpunkt") miteinander vereinigt werden, um die erstarrten Schalen als einstückiges dünnes Gußband abzugeben.
Das durch das Doppelwalzenstranggußverfahren gelieferte dünne Gußband hat eine Dicke von einigen mm (gewöhnlich im Bereich von etwa 1 bis 10 mm) und kann ohne Warmwalzen zu einem dünnen Blecherzeugnis kaltgewalzt werden. Daher hat das Doppelwalzenstranggußverfahren deutliche Vorteile in der Produktionsleistung und den Kosten gegenüber einem Produktionsverfahren (Brammenguß-Warmwalzverfahren), bei dem unter Verwendung einer Vibrationsform oder dergleichen eine Bramme mit einer Dicke von mehr als 100 mm stranggegossen, die Bramme warmgewalzt und das warmgewalzte Blech kaltgewalzt wird.
Das durch Kaltwalzen hergestellte dünne Blech aus austenitischem rostfreiem Stahl wird einer Umformung unterworfen, wie z. B. Biegen, Entgraten, Ziehen und Strecken, und in großem Umfang in Anwendungen wie z. B. Baumaterialien, Tafelgeschirr und Kücheneinrichtungen verwendet. Daher sollte das Blech nach dem Umformen ein hervorragendes Aussehen haben, ganz zu schweigen von einer hervorragenden Umformbarkeit. Die durch den herkömmlichen Warmwalzprozeß bereitgestellten Materialien hatten die bei den oben beschriebenen Anwendungen erforderlichen Produkteigenschaften. Andererseits führten die durch das Doppelwalzenstranggußverfahren erzeugten Materialien zu den folgenden neuen Problemen, wenn sie in einigen der oben beschriebenen Anwendungen eingesetzt wurden.
Präzise gesagt, als Ergebnis verschiedener Untersuchungen haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung festgestellt, daß Produkte, die durch Kaltwalzen eines nach dem Doppelwalzenstranggußverfahren oder einem anderen Verfahren erzeugten dünnen Gußbandes ohne Warmwalzen hergestellt werden, einer Oberflächenaufrauhung in Walzrichtung unterliegen, wenn sie einer Umformung (insbesondere Ziehen oder Strecken) unterworfen werden. Im Gegensatz zu dem in der Fachwelt bekannten Orangenschaleneffekt, der von der Korngröße des kaltgewalzten Produktblechs abhängt, tritt die Oberflächenaufrauhung in Form einer kleinen wellenförmigen Oberflächenaufrauhung mit einer mittleren Größe von höchstens etwa einigen mm Länge und höchstens 0,5 mm Breite (nachstehend einfach als "Oberflächenaufrauhung vom Typ A" bezeichnet) und in Form einer großen Fließmuster-Oberflächenaufrauhung mit einer mittleren Größe von höchstens einigen hundert mm Länge und höchstens etwa 3 mm Breite (nachstehend einfach als "Oberflächenaufrauhung vom Typ B" bezeichnet) auf, entweder allein oder kombiniert. Mit dem Auftreten dieser Oberflächenaufrauhung ist besonders beim Strecken von blankgeglühten Produkten (BA-Produkten) zu rechnen, wodurch sich das Aussehen des umgeformten Gegenstands außerordentlich verschlechtert.
Die beim Umformen verursachte Erscheinung der Oberflächenaufrauhung unterscheidet sich auch von der "Schrägrillenbildung", einer beim Kaltwalzen verursachten Oberflächenaufrauhungserscheinung, so daß neue Maßnahmen ergriffen werden müssen, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern. Zum Beispiel spezifizieren die JP-A-2-133 528 und die JP-A-2-133 522 die mittlere γ-Korngröße des Gußbandes zum Zweck der Verhinderung der Schrägrillenbildung. Ferner beschreibt die JP-A-2-19 426 die Verfeinerung der mittleren γ-Korngröße durch Rekristallisation mittels Zwischenglühen. Diese Verfahren können jedoch das Auftreten der Oberflächenaufrauhung beim Umformen eines kaltgewalzten Erzeugnisses nicht völlig verhindern. Die Oberflächenaufrauhung bei dünnen Blecherzeugnissen ist bei den oben beschriebenen älteren Verfahren nicht erkannt worden, so daß keine Maßnahmen vorgeschlagen worden sind.
Die EP-A-3 072 030 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hoher Dehnbarkeit, d. h. mit verbesserter Dehnung. Insbesondere behandelt dieses Dokument das Problem, bei dem die Entmischung bzw. Seigerung eine gewöhnliche Komponentenseigerung ist.
Die EP-A-0 378 705 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von dünnem Blech aus rostfreiem Cr-Ni-Stahl mit hervorragender Oberflächen- und Materialgüte. Das in diesem Dokument behandelte Problem, d. h. Schrägrillenbildung, Orangenschaleneffekt oder ungleichmäßige Grobkörnigkeit, ist mit γ- Körnern verbunden.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein dünnes Gußband aus austenitischem rostfreiem Stahl, das beim Kaltumformen keine Oberflächenaufrauhung aufweist, durch das sogenannte "Synchronstranggußverfahren" herzustellen, bei dem kein Unterschied in der relativen Geschwindigkeit zwischen einem Gußband und der Innenwand einer Form entsteht, und ein kaltgewalztes dünnes Blech aus dem Gußband sowie Verfahren zur Herstellung des dünnen Gußbandes und des dünnen kaltgewalzten Produktblechs bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird mit den Merkmalen der Ansprüche gelöst.
Fig. 1 zeigt ein Gefüge in einer (200)-Polfigur für jeden Erstarrungstyp, wobei (A) den Typ F und (B) den Typ FA darstellt;
Fig. 2 zeigt die γ-Kornform in einem Gußband für jeden Erstarrungstyp, wobei (A) den Typ F und (B) den Typ FA darstellt;
Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen dem δ-Fecal-Wert und dem γ-Korn-äquivalenten maximalen Kugeldurchmesser eines Gußbandes;
Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen dem Reduktionsgrad des ersten Kaltwalzens und dem γ-Korn-äquivalenten maximalen Kugeldurchmesser, nachdem das dem ersten Kaltwalzen unterworfene Stahlblech geglüht und rekristallisiert worden ist;
Fig. 5 zeigt die Beziehung zwischen dem Ni-Seigerungsverhältnis eines Gußbandes oder eines Produktblechs und der Oberflächenaufrauhung;
Fig. 6 zeigt die Beziehung zwischen der Druckkraft der Kühlwalze und dem Ni-Seigerungsverhältnis;
Fig. 7 zeigt eine optische Mikrostruktur, welche die in einem Produktblech verbleibende Halbmakroseigerung darstellt; wobei (A) eine optische Mikrostruktur für eine Walzendruckkraft von 5 kg/mm und (B) eine optische Mikrostruktur für eine Walzendruckkraft von 34 kg/mm darstellt;
Fig. 8 zeigt ein schematisches Diagramm, das den Mechanismus des Auftretens einer Oberflächenaufrauhung vom Typ A und einer Oberflächenaufrauhung vom Typ B darstellt, wobei (A) eine Metallstruktur vor dem Kaltwalzen, (B) eine Metallstruktur nach dem Kaltwalzen, (C) eine Metallstruktur nach dem Glühen und (D) eine Metallstruktur nach dem Umformen darstellt.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben durch verschiedene Umformungsarten kaltgewalzte Stahlbleche beurteilt, die durch ein Synchronstranggußverfahren erzeugt wurden, wie z. B. ein Doppelwalzenstranggußverfahren, und haben als Ergebnis festgestellt, daß das Produktblech nach dem Zie hen oder Strecken eine in Walzrichtung aufgerauhte Oberfläche aufweist. Ferner haben sie festgestellt, daß die durch Umformen verursachte Oberflächenaufrauhung auf anisotrope Gefügekolonien zurückzuführen ist, die in dem Produktblech vorhanden sind, und daß in dem dünnen Gußband aus austenitischem rostfreiem Stahl, hergestellt nach dem Doppelwalzenstranggußverfahren oder dergleichen, die Kolonien durch grobe säulenförmige γ-Körner des Gußbandes und Ni-Halbmakroseigerung in der Nähe der Profilmitte des Gußbandes verursacht werden. Wenn diese Gußbänder mit den Kolonien direkt zu Stahlblechprodukten kaltgewalzt werden, die dann einer Umformung unterworfen werden, dann entstehen später zu beschreibende Gefügekolonien, um die plastische Anisotropie zu aktualisieren, so daß die oben beschriebenen Oberflächenaufrauhungen vom Typ A und vom Typ B auftreten. Aus diesem Grunde ist es notwendig, die Kolonie vollständig zu vernichten oder, wenn die Kolonie nicht völlig vernichtet werden, kann die Kolonie in feine Einheiten aufzuspalten, die bei den Anwendungen akzeptierbar sind.
Am Anfang untersuchten die Erfinder der vorliegenden Erfindung eingehend die Beziehung zwischen der erstarrten Struktur in einem Nichtgleichgewichtszustand, der durch schnelle Erstarrung nach dem Doppelwalzenstranggußverfahren entsteht, und den chemischen Zusammensetzungen, in der Absicht, Mittel zur Verfeinerung von γ-Körnern des Gußbandes zu finden. Als Ergebnis haben sie festgestellt, daß eine Zunahme des δ-Fecal-Wertes, der ein Gleichgewicht zwischen der austenitischen Phase (γ) und der ferritischen Phase (δ) bedeutet, dargestellt in einem Dilong-Phasendiagramm, das aus der Beziehung zwischen dem Ni-Äquivalent (% Ni + 0,5% Cu + 0,5% Mn + 30% C + 30% N) und dem Cr-Äquivalent (% Cr + 1,5% Si + % Mo + 0,5% Nb) bestimmt wird, den Erstarrungstyp in den Typ A (vollständige γ-Erstarrung), den Typ FA (eutektische γ + δ- Erstarrung mit primärer δ → γ-Umwandlung) und den Typ F (vollständige δ-Erstarrung → γ-Umwandlung) überführt, was dazu führt, daß die erstarrte Struktur von groben säulenförmigen γ-Körnern in feine säulenförmige γ-Körner und weiter in globulitische γ-Körner verändert wird. Präzise gesagt, wenn eine Änderung von den groben säulenförmigen γ-Körnern zu feinen globulitischen Körnern beabsichtigt ist, kann eine Festphasenumwandlung der vollständigen δ- in die γ-Phase durch Regulieren der chemischen Zusammensetzungen des schmelzflüssigen Stahls sichergestellt werden, um eine Bedingung zu erfüllen, wonach der durch 3(% Cr + 1,5 %Si + % Mo + 0,5% Nb) - 2,8(% Ni + 0,5% Cu + 0,5% Mn + 30% C + 30% N) - 19,8 definierte δ-Fecal-Wert (%) mindestens gleich 6 ist, so daß die groben säulenförmigen γ-Körner aufgespalten werden, um eine globulitische erstarrte Struktur zu bilden. Ferner wurde festgestellt, daß das Gefüge eine regellose bzw. Zufallsorientierung aufweist, wobei die Intensität der (100)-Ebene gleich derjenigen der (110)-Ebene ist und keine Integration einer bestimmten Ebene beobachtet wird. Beispiele dafür sind in den Fig. 1 und 2 dargestellt. Fig. 1 zeigt eine (200)-Polfigur für jeden Erstarrungstyp, wobei (A) den Typ F und (B) den Typ FA darstellt. Fig. 2 zeigt eine γ-Kornform eines Gußbandes für jeden Erstarrungstyp, wobei (A) den Typ F und (B) den Typ FA darstellt. Diese globulitische Struktur entspricht einer Schweißmetallstruktur die als "Erstarrung vom Typ F" bezeichnet wird. Wenn dagegen die chemischen Zusammensetzungen nicht in einem bestimmten Bereich reguliert werden, entspricht die resultierende Struktur einer "Erstarrung vom Typ A" oder einer "Erstarrung vom Typ FA", die grobe säulenförmige γ-Körner enthält. Wie in Fig. 3 dargestellt, ist in dem Erstarrungsgefüge vom Typ F der maximale γ-Korndurchmesser des Gußbandes auf etwa 1/5 des Durchmessers des Erstarrungsgefüges vom Typ A und auf etwa 1/2 bis 1/3 des Durchmessers des Erstarrungsgefüges vom Typ FA reduziert, so daß die Oberflächenaufrauhung vom Typ A bis zu einem beträchtlichen Grade behoben werden kann.
Für den Gebrauch bei Anwendungen, wo eine strenge Oberflächengüte-Anforderung zu erfüllen ist, ist jedoch eine weitere Verbesserung notwendig. Die beste Methode zur Verfeinerung der groben säulenförmigen γ-Körner besteht in der Anwendung der Formänderungsrekristallisation. Die für diesen Zweck angewandten Mittel sind unter anderem (1) die Rekristallisationsverfeinerung durch doppeltes Kaltwalzen und (2) die Rekristallisationsverfeinerung durch Warmwalzen mittels Glühen nach dem Warmwalzen. Bei der vorliegenden Erfindung sind Untersu chungen zum minimalen Reduktionsgrad beim Kaltwalzen durchgeführt worden, der für eine Rekristallisationsverfeinerung in einem Kaltwalzvorgang unter der Voraussetzung erforderlich ist, daß ein doppeltes Kaltwalzen ausgeführt wird. Dabei hat sich gezeigt, daß, wie in Fig. 4 dargestellt, eine feine rekristallisierte Struktur erzeugt werden könnte, indem das Gußband dem ersten Kaltwalzen mit einem Reduktionsgrad von mindestens 10% unterworfen und dann das kaltgewalzte Blech bei 1100ºC geglüht wird. In diesem Zusammenhang ist zu beachten, daß die für die Rekristallisation notwendige Temperatur bei 800ºC oder drüber liegt. Wenn das geglühte Blech anschließend dem zweiten Kaltwalzen und dann einem Fertigglühen unterworfen wurde, wies das entstandene Produktblech eine Oberflächenaufrauhung vom Typ A auf, die auf den Oberflächenaufrauhungsgrad des nach dem derzeitigen Warmwalzprozeß erzeugten Materials reduziert war.
Wenn andererseits der Reduktionsgrad niedriger als 10% war, konnte nicht die gesamte Gußbanddicke ausreichend rekristallisiert werden, so daß die Verringerung der Oberflächenaufrauhung vom Typ A unbefriedigend war.
Wenn der austenitische rostfreie Stahl beim doppelten Kaltwalzen eingesetzt wird, beträgt die maximale Korngröße der rekristallisierten Körner vor dem zweiten Kaltwalzen vorzugsweise höchstens 100 um, ausgedrückt als kornäquivalenter Kugeldurchmesser.
Um eine Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern, muß die Ni-Halbmakroseigerung in dem fertig erstarrten Abschnitt beseitigt werden. Eine eingehende Untersuchung der Oberflächenaufrauhung vom Typ B hat gezeigt, daß die Oberflächenaufrauhung in dem Produktblech an beiden Oberflächen in identischen Positionen auftritt, die dem negativ Nigeseigerten Abschnitt der Halbmakroseigerung entsprechen. Die Ni-Seigerung in dem halbmakrogeseigerten Abschnitt bleibt in dem Kaltwazschritt im wesentlichen unverändert, so daß Maßnahmen gegen dieses Problem ergriffen werden müssen.
Aus diesem Grunde haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung verschiedene austenitische rostfreie Stähle, die sich im δ-Fecal-Wert voneinander unterscheiden, durch Doppel walzenstrangguß mit unterschiedlicher Walzendruckkraft gegossen, die resultierenden Gußbänder zu einem dünnen Blech mit einer Dicke von 4,6 mm kaltgewalzt und Streckversuche an einem Zylinder durchgeführt, um zu beobachten, ob die Oberflächenaufrauhung vom Typ B auftritt oder nicht. Ferner wurde die Ni- Seigerung in der Nähe der Profilmitte in Dicken- und Breitenrichtung des Gußbandes mit einem Röntgenmikroanalysator untersucht. Der durch die Analyse festgestellte mittlere Ni-Gehalt des geseigerten Abschnitts ist ein Wert für einen Abschnitt innerhalb eines Bereichs von 25 um in Dickenrichtung und von 500 um in Breitenrichtung. Als Ergebnis zeigte sich, wie in den Fig. 5 und 6 dargestellt, daß bei Ausführung des Gießens unter einer Walzendruckkraft von höchstens 25 kg/mm das Ni-Seigerungsverhältnis sowohl für das Gußband als auch für das Produktblech mindestens gleich 0,90 war und daß keine Oberflächenaufrauhung vom Typ B auftrat. Wenn andererseits die Walzendruckkraft größer als 25 kg/mm war, dann wurde ein negativ Ni-geseigerter Abschnitt mit einem Seigerungsverhältnis von höchstens 0,90 beobachtet, und es trat eine Oberflächenaufrauhung vom Typ B auf, die in dieser Position hervortrat. Zwischen dem Grad der Halbmakroseigerung und δ-Fecal wurde keine Korrelation beobachtet.
Wenn die Walzendruckkraft kleiner als 3 kg/mm war, traten viele Mittenporositäten im mittleren Dickenabschnitt des Gußbandes auf, was zu einer "Einschnürung" führte, die durch Strecken an den Mittenporositäten begann.
Fig. 7 zeigt optische Mikrostrukturen eines Querschnitts von blankgeglühten 0,6 mm-Produktblechmaterialien, die hergestellt wurden, indem unter Walzendruckkräften von 5 kg/mm und 34 kg/mm erzeugte Gußbänder einmal kaltgewalzt wurden. Es ist offensichtlich, daß in dem erfindungsgemäßen Produktblech (siehe Fig. 7(A)) die im Mittelabschnitt der Blechdicke verbleibende Halbmakroseigerung geringfügig und die Struktur homogen ist, während in dem Vergleichsbeispiel eine Halbmakroseigerung mit einer Teilung von mehreren mm zurückbleibt (siehe Fig. 7(B)).
Den Mechanismus des Auftretens der Oberflächenaufrauhung stellt man sich wie folgt vor. Der Mechanismus wird nach stehend unter Bezugnahme auf Fig. 8 beschrieben, die eine Strukturänderung eines Materials veranschaulicht, wenn dieses einer Reihe von Behandlungen vom Gießen bis zur Endverformung unterworfen wird. Konkret zeigt Fig. 8 schematisch den Mechanismus des Auftretens der Oberflächenaufrauhung vom Typ A und der Oberflächenaufrauhung vom Typ B, wobei (A) eine Metallstruktur vor dem Kaltwalzen, (B) eine Metallstruktur nach dem Kaltwalzen, (C) eine Metallstruktur nach dem Glühen und (D) eine Metallstruktur nach dem Umformen darstellt.

(1) Gußstruktur (vor dem Kaltwalzen)

Eine Kolonie mit Einheiten aus groben säulenförmigen γ-Körnern, die eine bestimmte Orientierung aufweisen, und eine Kolonie mit Einheiten aus Ni-halbmakrogeseigerten Abschnitten im Falle einer zu hohen Walzendruckkraft werden in einem durch Doppelwalzenguß hergestellten dünnen Gußband vom Typ FA aus austenitischem rostfreiem Stahl gebildet.

(2) Nach dem Kaltwalzen

Wenn eine Struktur mit diesen Kolonien kaltgewalzt wird, tritt eine Martensitumwandlung (γ-Phase → α'-Phase) in den groben säulenförmigen γ-Körnern von auf, und es sammelt sich wahrscheinlich eine Formänderungsbeanspruchung an. Andererseits tritt in dem negativ Nigeseigerten Abschnitt von beim Walzen eine Martensitumwandlung auf, da er instabile austenitische Bestandteile aufweist. Im Ergebnis unterscheiden sich in beiden Fällen die Kaltwalzstrukturen von den umgebenden Strukturen.

(3) Nach dem Glühen

Wenn die oben beschriebenen Kaltwalzstrukturen geglüht werden, existieren infolge einer α' → γ - Rückumwandlung in der Struktur und der Struktur (negativ Ni-geseigerter Abschnitt) in einem hohen Anteil Orientierungen {110}< 111> γ, {110}< 001> γ, {110}< 112> γ usw., und es entstehen Gefügekolonien, die sich von den umgebenden Gefügen unterscheiden und hauptsächlich aus {112}< 111> γ und {113}< 332> γ zusammengesetzt sind.

(4) Nach dem Kaltumformen

Wenn diese der Gußstruktur zuzuschreibenden Kolonien lokalisiert sind, erhöht sich die plastische Anisotropie des Produkts, was zu einer Oberflächenaufrauhung führt. In diesem Falle sind im Gußband-Zustand Kolonie-Einheiten, die der Halbmakroseigerung von zuzuschreiben sind, größer als diejenigen von groben säulenförmigen γ-Körnern, so daß die Ansicht besteht, daß auch in der Größe der Oberflächenaufrauhung ein Unterschied auftritt.
Nachstehend werden die Gründe für die Begrenzung von Merkmalen beschrieben, die einen Bestandteil der vorliegenden Erfindung bilden.
Nach einem ersten Aspekt wurde das Ni-Seigerungsverhältnis auf mindestens 0,90 begrenzt, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern.
Der zweite Aspekt betrifft ein kaltgewalztes Blech, das durch Kaltwalzen des Gußbandes nach dem ersten Aspekt hergestellt wird. Da das Ni-Seigerungsverhältnis des kaltgewalzten Blechs sich nicht von dem des Gußbandes unterscheidet, wurde das Ni-Seigerungsverhältnis wie beim ersten Aspekt auf mindestens 0,90 begrenzt.
Nach einem dritten Aspekt wurden der δ-Fecal-Wert (%) bzw. das Ni-Seigerungsverhältnis auf mindestens 6 bzw. auf mindestens 0,90 begrenzt, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern. Wenn der δ-Fecal-Wert (%) mindestens 6 beträgt, ändert sich der Erstarrungstyp vom Typ FA zum Typ F, so daß die groben säulenförmigen γ-Körner relativ feine globulitische γ-Körner werden, was zu einer Verminderung der Oberflächenaufrauhung vom Typ A beiträgt.
Der vierte Aspekt betrifft eine kaltgewalztes Blech, das durch Kaltwalzen des Gußbandes nach dem dritten Aspekt erzeugt wird. Ebenso wie beim dritten Aspekt wurden der δ-Fecal- Wert (%) bzw. das Ni-Seigerungsverhältnis wurden auf mindestens 6 bzw. auf mindestens 0,90 begrenzt, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern.
Beim fünften Aspekt, der auf ein Verfahren zum Gießen des Bandes mit einem Ni-Seigerungsverhältnis von mindestens 0,90 gemäß dem ersten Aspekt abzielt, wurde die Walzendruckkraft auf 3 bis 25 kg/mm begrenzt, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern. Wenn in diesem Falle die Walzendruckkraft weniger als 3 kg/mm beträgt, treten viele Mittenporositäten auf, was zur "Einschnürung" führt, die durch Strecken an den Mittenporositäten beginnt. Wenn andererseits die Walzendruckkraft 25 kg/mm übersteigt, wird das Ni- Seigerungsverhältnis kleiner als 0,90, so daß die Oberflächenaufrauhung vom Typ B auftritt.
Beim sechsten Aspekt, der auf ein Verfahren zur Herstellung des Gußbandes nach dem dritten Aspekt gerichtet ist, das darauf abzielt, die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern, wurde der δ-Fecal-Wert (%) auf mindestens 6 begrenzt, und die Walzendruckkraft wurde auf 3 bis 25 kg/mm begrenzt, um ein Ni- Seigerungsverhältnis von mindestens 0,90 bereitzustellen. Der Grund für die Begrenzung der Walzendruckkraft ist der gleiche wie beim fünften Aspekt.
Beim siebenten Aspekt, der auf ein Verfahren zur Herstellung des kaltgewalzten Stahlblechs nach dem vierten Aspekt durch einfaches Kaltwalzen gerichtet ist, das darauf abzielt, die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern, wurde der δ-Fecal-Wert (%) auf mindestens 6 begrenzt, und die Walzendruckkraft wurde auf 3 bis 25 kg/mm begrenzt, um ein Ni-Seigerungsverhältnis von mindestens 0,90 bereitzustellen.
Beim achten Aspekt, der auf ein Verfahren zur Herstellung des kaltgewalzten Blechs nach dem zweiten Aspekt durch doppeltes Kaltwalzen gerichtet ist, das darauf abzielt, die Oberflächenaufrauhung vom Typ A und die Oberflächenaufrauhung vom Typ B zu verhindern, wurde der Reduktionsgrad beim ersten Kaltwalzen auf mindestens 10% begrenzt, um eine rekristallisierte Feinstruktur zu erzeugen. Wenn der Reduktionsgrad kleiner als 10% ist, kann keine rekristallisierte Struktur über den gesamten Dickenbereich des Gußbandes bereitgestellt werden, so daß die Verminderung der Oberflächenaufrauhung vom Typ A unbefriedigend ist. Da in diesem Falle die Oberflächenaufrauhung vom Typ A durch doppeltes Kaltwalzen verhindert werden kann, wird die Begrenzung des δ-Fecal-Wertes (%) zur Verfeinerung der γ-Körner nicht benötigt. Im Hinblick auf die Verhinderung der Oberflächenaufrauhung vom Typ B wurde die Walzendruckkraft auf 3 bis 25 kg/mm begrenzt, um ein Ni- Seigerungsverhältnis von mindestens 0,90 bereitzustellen.
Folglich wird bei der vorliegenden Erfindung eine Erstarrung vom Typ F, die nicht zur Entstehung von groben säulenförmigen γ-Körnern führt, durch Regulieren des δ-Fecal- Wertes (%) sichergestellt, und die den γ-Körnern zuzuschreibende Oberflächenaufrauhung vom Typ A wird durch Verringern der maximalen γ-Korngröße des Gußbandes verhindert, indem man aus einer globulitischen verfeinerten Struktur Nutzen zieht. Ferner wird das doppelte Kaltwalzen mit einem Reduktionsgrad beim ersten Kaltwalzen von mindestens 10% angewandt, wenn das Produkt in Anwendungen verwendet wird, wo eine strenge Oberflächengüteanforderung zu erfüllen ist. Wenn ferner die Verhinderung der Oberflächenaufrauhung vom Typ B beabsichtigt ist, wird das Halbmakroseigerungsverhältnis durch Regulieren der Walzendruckkraft im Bereich von 3 bis 25 kg/mm auf mindestens 0,90 gebracht, unabhängig davon, ob das angewandte Kaltwalzen ein einfacher oder doppelter Kaltwalzvorgang ist.
Der siebente und der achte Aspekt beruhen auf der Voraussetzung, daß das Glühen des Gußbandes weggelassen wird. Selbst wenn jedoch das Glühen ausgeführt wird, bleibt die Wirkung der Verhinderung einer Oberflächenaufrauhung vom Typ A und vom Typ B unverändert.
Nachstehend wird ein Beispiel der vorliegenden Erfindung beschrieben.

Beispiel

Schmelzflüssige SUS304-Stähle, deren δ-Fecal-Wert (%) im Bereich von -2% bis 12% variierte, wurden durch Doppelwalzenguß zu Bändern mit einer Dicke im Bereich von 2 bis 4,5 mm gegossen, wobei eine Kühlwalzendruckkraft im Bereich von 1 bis kg/mm angewandt wurde. Die erstarrte Struktur der Gußbänder wurde beobachtet, und die Gußbänder wurden entzundert und dann durch einfaches oder doppeltes Kaltwalzen zu blankgeglühten Produkten (BA-Produkten) mit einer Dicke von 0,6 mm kaltgewalzt. Die resultierenden dünnen Blechprodukte wurden einem Strecken durch Zylinder mit 100 mm unterworfen (Streckziehhöhe: 10 mm), um die Oberflächenaufrauhung zu beurteilen. Ferner wurde die Ni-Seigerung des halbmakrogeseigerten Abschnitts der Gußbänder und Blechprodukte durch einen Röntgenmikroanalysator analysiert, um das Ni-Seigerungsverhältnis zu ermitteln. In diesem Falle war das Ni-Seigerungsverhältnis als Verhältnis des mittleren Ni-Gehalts eines Abschnitts innerhalb eines Bereichs von 25 um in Dickenrichtung und 500 um in Breitenrichtung des C-Profils des halbmakrogeseigerten Abschnitts zu dem festgestellten Ni-Gehalt des Gußbandes oder des Produkts definiert. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 angegeben.
: sehr gut O: gut x: schlecht
*: Die γ-Korngröße des doppelt kaltgewalzten Materials ist ein Wert nach dem ersten Kaltwalzen und Glühen.
Die Proben Nr. 1 bis 8 sind Beispiele für das Gußband, das kaltgewalzte Blech und für Verfahren zur Herstellung des Gußbandes und des kaltgewalzten Blechs nach dem dritten, vierten, sechsten und siebenten Aspekt der Erfindung. In diesen Beispielen wurde zur Anwendung des einfachen Kaltwalzens der δ-Fecal-Wert (%) innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs reguliert, d. h. im Bereich von 6 oder mehr, um eine Erstarrungsstruktur vom Typ F herzustellen, wodurch grobe säulenförmige γ-Körner in globulitische γ-Körner umgewandelt wurden, so daß die Oberflächenaufrauhung vom Typ A bis auf einen für allgemeine Anwendungen akzeptierbaren Grad behoben wurde. Da ferner die Walzendruckkraft innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs reguliert wurde, betrug das Ni-Seigerungsverhältnis sowohl für das Gußband als auch für das Produktblech mindestens 0.90, so daß der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ B akzeptierbar war.
Die Proben Nr. 9 bis 15 sind Beispiele für das Gußband, das kaltgewalzte Blech und für Verfahren zur Herstellung des Gußbandes und des kaltgewalzten Blechs nach dem ersten, zweiten, fünften und achten Aspekt der Erfindung. Obwohl in diesen Beispielen der δ-Fecal-Wert (%) von -2,3 bis 8,0% variiert wurde, wiesen auf Grund des doppelten Kaltwalzens mit einem Reduktionsgrad beim ersten Kaltwalzen von mindestens 10% alle Proben eine rekristallisierte Feinstruktur mit einem γ-Kornäquivalenten maximalen Kugeldurchmesser von höchstens 100 um auf, so daß die Oberflächenaufrauhung vom Typ A wesentlich auf den Oberflächenaufrauhungsgrad verringert wurde, der durch das derzeitige Warmwalzverfahren entsteht. Da ferner die Walzendruckkraft innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs reguliert wurde, betrug das Ni- Seigerungsverhältnis für alle Gußbänder und Produktbleche mindestens 0,90, so daß der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ B zufriedenstellend war.
Andererseits war bei den Proben Nr. 16 bis 19 als Vergleichsbeispielen die Walzendruckkraft so hoch, daß das Ni- Seigerungsverhältnis höchstens 0.90 betrug, wodurch die Oberflächenaufrauhung vom Typ B hervorgerufen wurde.
Da ferner bei der Probe Nr. 16 der δ-Fecal-Wert außerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung lag, trat auch die Oberflächenaufrauhung vom Typ A auf. Da bei der Probe Nr. 17 ein doppeltes Kaltwalzen mit einem Reduktionsgrad des ersten Kaltwalzens von 30% angewandt wurde, war der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ A befriedigend. Bei den Proben Nr. 18 und 19 war zwar der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ A befriedigend, da der δ-Fecal-Wert innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs lag, aber die Walzendruckkraft war so hoch, daß das Ni-Seigerungsverhältnis höchstens 0,90 betrug, wodurch die Oberflächenaufrauhung vom Typ B hervorgerufen wurde.
Da bei den Proben Nr. 20 bis 22 als Vergleichsbeispielen der δ-Fecal-Wert außerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs lag, trat die Oberflächenaufrauhung vom Typ A auf. Obwohl in diesem Falle die Proben Nr. 20 und 21 doppelt kaltgewalzt wurden, war die Rekristallisation unvollständig, da der Reduktionsgrad beim ersten Kaltwalzen kleiner als 10% war, so daß die Oberflächenaufrauhung vom Typ A auftrat. Da jedoch die Walzendruckkraft innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs lag, betrug das Ni-Seigerungsverhältnis für beide Proben mindestens 0,90, so daß der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ B befriedigend war.
Ferner war bei der Probe Nr. 23 als Vergleichsbeispiel das Ni-Seigerungsverhältnis mindestens gleich 0,90, so daß der Grad der Oberflächenaufrauhung vom Typ B befriedigend war. Da jedoch die Walzendruckkraft zu niedrig war, traten viele Mittenporositäten auf, was zur "Einschnürung" führte, die beim Umformen an den Mittenprositäten begann.
Bei allen diesen Vergleichsbeispielen, die bezüglich mindestens eines der Parameter δ-Fecal (%), Walzendruckkraft und Reduktionsgrad beim ersten Kaltwalzen außerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung lagen, trat die Oberflächenaufrauhung vom Typ A oder vom Typ B auf, und das Aussehen war selbst für den Gebrauch in allgemeinen Anwendungen nicht akzeptierbar.
Wie auch aus den oben beschriebenen Beispielen ersichtlich, werden bei der vorliegenden Erfindung grobe säulenförmige γ-Körner in globulitische γ-Körner umgewandelt, um die Oberflächenaufrauhung vom Typ A zu verbessern, und die Regulierung des Ni-Seigerungsverhältnisses des Gußbandes und des Produktblechs trägt außerdem zu einer Verbesserung der Oberflächenaufrauhung vom Typ B bei.

Gewerbliche Anwendbarkeit

Wie oben beschrieben, ist es nach der vorliegenden Erfindung möglich, auf stabile Weise ein kaltgewalztes Blech in Bandform aus austenitischem rostfreiem Stahl herzustellen, das während der Kaltumformung keine Oberflächenaufrauhung verursacht.

Claims

1. Gußband aus austenitischem rostfreiem Stahl, hergestellt durch ein Synchronstranggußverfahren, dadurch gekennzeichnet, daß das durch die folgende Gleichung (1) definierte Ni-Seigerungsverhältnis in der Nähe der Profilmitte auf mindestens 0,90 und der durch die folgende Gleichung (2) definierte δ-Fecal-Wert (%) auf mindestens 6 reguliert werden:

Ni-Seigerungsverhältnis = mittlerer Ni-Gehalt des geseigerten Abschnitts (%)/mittlerer Ni-Gehalt des Gußbandes (%) (1)

δ-Fecal (%) = 3 (Cr + 1,5 Si + Mo + 0,5 Nb) - 2,8 (Ni + 0,5 Cu + 0,5 Mn + 30 C + 30 N) - 19,8 (2)

wobei der Ni-Gehalt in Masse-% ausgedrückt ist.

2. Kaltgewalztes Stahlblech in Form eines dünnen Bandes aus austenitischem rostfreiem Stahl, hergestellt durch Kaltwalzen eines Gußbandes nach Anspruch 1.

3. Verfahren zur Herstellung eines dünnen Gußbandes aus austenitischem rostfreiem Stahl mit Herstellung eines dünnen Gußbandes aus austenitischem rostfreiem Stahl durch ein Synchronstranggußverfahren, dadurch gekennzeichnet, daß eine Walzendruckkraft im Bereich von 3 bis 25 kg/mm pro Längeneinheit in Breitenrichtung der Kühlwalzen am Kußpunkt angewandt wird, um das durch die folgende Gleichung (1) definierte Ni- Seigerungsverhältnis in der Nähe der Profilmitte auf mindestens 0,90 zu regulieren, und daß der durch die folgende Gleichung (2) definierte S-FeGal-Wert (%) auf mindestens 6 reguliert wird:

wobei der Ni-Gehalt in Masse-% ausgedrückt ist.

4. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs in Form eines dünnen Bandes aus einem Gußband, das durch ein Verfahren nach Anspruch 3 hergestellt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das dünne Gußband entzundert, kaltgewalzt und fertiggeglüht wird.

5. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlblechs in Form eines dünnen Bandes aus einem Gußband, das durch ein Verfahren nach Anspruch 3 hergestellt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das dünne Gußband entzundert, mit einem Reduktionsgrad von mindestens 10% kaltgewalzt, zur Rekristallisation geglüht, einem zweiten Kaltwalzen unterworfen und dann fertiggeglüht wird.