DE69824384T2

DE69824384T2 - Verfahren zur herstellung einer ferritischen rostfreien stahlplatte mit guten tiefzieheigenschaften und hohem widerstand gegen rillenfornmung

Info

Publication number: DE69824384T2
Application number: DE69824384T
Authority: DE
Inventors: Yasushi Chiba-shi KATO; Takumi Chiba-shi UJIRO; Susumu Chiba-shi Satoh
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-08-05
Filing date: 1998-08-04
Publication date: 2004-10-14
Anticipated expiration: 2018-08-05
Also published as: EP0930375B1; JPH11106875A; EP0930375A4; ES2222598T3; KR20000068699A; KR100380833B1; DE69824384D1; WO1999007909A1; US6113710A; EP0930375A1; CN1241221A; JP3589036B2; TW452599B; CN1088764C

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer ferritischen rostfreien Stahlplatte, welche insbesondere in der Tiefziehbarkeit und der Eigenschaft gegen Rillenformung in ferritischen rostfreien Stahlplatten ausgezeichnet ist.
HINTERGRUND DER TECHNIK
Ferritischer rostfreier Stahl wird in breitem Umfang auf verschiedenen industriellen Gebieten, wie z. B. in Haushaltswaren, Teilen von Motorfahrzeugen als ein Material mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und Wärmebeständigkeit eingesetzt.
Der ferritische rostfreie Stahl ist im Vergleich zu einem eine große Menge an Ni enthaltenden austenitischen rostfreien Stahl preiswert, ist jedoch im allgemeinen in der Bearbeitbarkeit schlechter, und es kann beispielsweise, wenn eine Preßformung auf einem ferritischen rostfreien Stahl ausgeübt wird, ein als Rillenformung bezeichneter Oberflächendefekt bewirkt werden, wodurch der ferritische rostfreie Stahl für einen Einsatz unter Anwendung einer starken Verformung, wie z. B. einer Tiefziehverformung usw., ungeeignet ist.
Ferner hat ein ferritischer rostfreier Stahl die Probleme, daß die Anisotropie (Δr) eines plastischen Spannungsverhältnisses groß ist, und eine nicht gleichmäßige Verformung bei einer Tiefziehverformung bewirkt werden kann.
Zur Lösung der vorstehend beschriebenen Probleme wurden bisher bereits viele Versuche gemacht. Zuerst wurden verschiedene Verbesserungen einer Eigenschaft gegen Rillenformung in (a) der (ungeprüften) Patentoffenlegung Nr. 52-24913, (b) der (ungeprüften) Patentoffenlegung Nr. 56-123356, (c) der (ungeprüften) Patentoffenlegung Nr. 7-18385, (d) der (ungeprüften) Patentoffenlegung Nr. 9-53155, usw. vorgeschlagen.
Der rostfreie Stahl der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (a) enthält 0,03 bis 0,08 Gew.-% C, nicht mehr als 0,01 Gew.-% N, nicht mehr als 0,008 Gew.-% S, nicht mehr als 0,03 Gew.-% P, nicht mehr als 0,4 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,3 Gew.-% Ni, 15 bis 20 Gew.-% Cr, und 2 × N bis 0,2 Gew.-% Al.
Der rostfreie Stahl der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (b) enthält nicht mehr als 0,1 Gew.-% C, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,75 Gew.-% Mn, 10 bis 30 Gew.-% Cr, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Ni, nicht mehr als 0,25 Gew.-% N, und 2 bis 30 ppm B oder ferner eine oder mehrere Arten von 0,005 bis 0,4 Gew.-% Al, 0,005 bis 0,6 Gew.-% Ti, 0,005 bis 0,4 Gew.-% Nb, 0,005 bis 0,4 Gew.-% V, 0,005 bis 0,4 Gew.-% Zr, 0,002 bis 0,5 Gew.-% Cu, nicht mehr als 0,05 Gew.-% Ca, und nicht mehr als 0,05 Gew.-% Ce.
In dem rostfreien Stahl der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (c) ist der Anteil von Cr 3 bis 60 Gew.-%, der Anteil von C, S und O reduziert, und der Anteil von S 0,03 bis 0,5 Gew.-%.
Der rostfreie Stahl der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (d) enthält nicht mehr als 0,01 Gew.-% C, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,01 Gew.-% S, 9 bis 50 Gew.-% Cr, nicht mehr als 0,07 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,02 Gew.-% N, nicht mehr als 0,01 Gew.-% O und C und N unter Bedingungen, welche N(Gew.-%)/C(Gew.-%) ≥ 2 und 0,006 ≥ [C(Gew.-%) + N(Gew.-%)] ≤ 0,025 genügen, und ferner Ti unter Bedingungen, welche {Ti(Gew.-%) – 2 × S(Gew.-%) – 3 × O(Gew.-%)}/[C(Gew.-%) + N(Gew.-%)] ≥ 4 und [Ti(Gew.-%)] × [N(Gew.-%) ≤ 30 × 10^–4] genügen.
Jedoch tritt bei diesen Verfahren, wenn eine starke Tiefziehverformung ausgeführt wird, eine Rillenformung auf, womit diese nicht als zufriedenstellenden Verfahren bezeichnet werden können. Ferner liegt ein Problem vor, daß das Auftreten einer nicht gleichmäßigen Verformung bei der Ziehverformung nicht verbessert wird.
Andererseits wird als ein Verfahren zur Verbesserung der Anisotropie des plastischen Spannungsverhältnisses ein ferritischer rostfreier Stahl, der nicht mehr als 0,03 Gew.-% C, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,5 Gew.-% P, nicht mehr als 0,015 Gew.-% S, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,02 Gew.-% N, nicht mehr als 5 bis 60 Gew.-% Cr, 4 × (C + N) bis 0,5 Gew.-% Ti 0,003 bis 0,02 Gew.-% Nb und 0,0002 bis 0,005 Gew.-% B oder ferner wenigstens eines von 0,0005 bis 0,01 Gew.-% Ca und 0,1 bis 5 Gew.-% Mo enthält in der (ungeprüften) Patentoffenlegung (e), der Nr. 8-20843 offenbart.
Durch diese Verfahren wird Δr sicherlich etwa 0,15 oder niedriger und die Anisotropie wird verbessert, aber die Eigenschaft gegen Rillenformung ist unzureichend.
Ferner sind Verfahren zur Verbesserung der Tiefziehbarkeit in der (ungeprüften) Patentoffenlegung (f), Nr. 8-260106 und der Patentoffenlegung (g), 8-26426 offenbart.
In der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (f) wird durch Zusetzen einer kleinen Menge von Nb Δr reduziert und ferner durch Zusetzen V das Fließverhältnis gesenkt und in der vorstehend beschriebenen Patentoffenlegung (g) durch geeignete Zusatzmengen von Ti, Nb und B die Ziehbarkeit und die Oberflächeneigenschaften verbessert.
JP-A-8260106 offenbart einen Stahl für Tiefziehbarkeit mit einer Zusammensetzung, welche sich mit der in der vorliegenden Erfindung verwendeten Zusammensetzung überlappt.
Jedoch kann kaum sagen, daß beide Verfahren die Verfahren sind einer ausreichenden Erfüllung der Verformbarkeit sind, und außerdem wird in Abschnitten, welche einer starken Tiefziehverformung unterworfen werden, das Problem der Rillenformung nicht ausreichend verbessert.
Wie es vorstehend beschrieben wurde, wurden bei den ferritischen rostfreien Stählen durch die herkömmlichen Verfahren die Tiefziehbarkeit und die Eigenschaft gegen Rillenformung noch nicht auf einen ausreichenden Wert verbessert und insbesondere besteht, wenn eine starke Tiefziehverformung angewendet wird, ein Problem der Rillenformung.
In Hinblick auf die Umstände der herkömmlichen Verfahren besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung eines Herstellungsverfahrens einer ferritischen rostfreien Stahlplatte sowohl mit verbesserter Tiefziehbarkeit als auch verbesserter Eigenschaft gegen Rillenformung bei einer Tiefziehverformung.
Ferner besteht eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer ferritischen rostfreien Stahlplatte mit einer Tiefziehverformungsfähigkeit, welche die Eigenschaften des r-Wertes von nicht kleiner als 1,8 und von Δr von nicht größer als 0,15 erfüllt und eine ausgezeichnete Eigenschaft gegen Rillenformung besitzt.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Als die Folge verschiedener Untersuchungen zur Herstellung einer ferritischen rostfreien Stahlplatte, welche einer starken Tiefziehverformung unterzogen werden kann, und auch kaum eine Rillenformung in diesem Falle bewirkt, haben die vorliegenden Erfinder offenbart, daß durch geeignetes Kombinieren der Komponentenzusammensetzung und der Warmwalzbedingung, die vorstehend beschriebenen Aufgaben gelöst werden können und haben die vorliegende Erfindung gemacht. D. h., die vorliegende Erfindung ist wie folgt.
Die Erfindung ist in Anspruch 1 definiert, wobei die abhängigen Ansprüche bevorzugte Ausführungsformen abdecken.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine graphische Darstellung, welche dem Einfluß von Ti/N auf den Rillenformungsindex darstellt,
2 ist eine graphische Darstellung, welche den Einfluß von (Nb + V) auf den r-Wert und Δr darstellt,
3 ist eine graphische Darstellung, welche den Einfluß von (Nb + V) auf den Glanz darstellt,
4 ist eine graphische Darstellung, welche den Einfluß von V/Nb auf die Rillenformung erzeugende Grenzwertziehtiefe darstellt,
5 ist eine graphische Darstellung, welche den Einfluß von V/Nb auf den r-Wert und Δr darstellt,
6 ist eine graphische Darstellung, welche eine Beziehung der Verstopfung des Eintauchdüsenblockes und den Zusatzmengen von B, Ca, und Mg darstellt, und
7 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung der Erzeugung der Rillenformung und der Warmwalzbedingung darstellt.
BESTE AUSFÜHRUNGSART DER ERFINDUNG
Anschließend wird das Experiment, welches die Grundlage der vorliegenden Erfindung wurde, beschrieben.
Experiment 1
Stähle, welche jeweils 0,004 bis 0,008 Gew.-% C, 0,12 bis 0,27 Gew.-% Si, 0,27 bis 0,35 Gew.-% Mn, 0,021 bis 0,037 Gew.-% P, 0,001 bis 0,006 Gew.-% S, 16,4 bis 16,8 Gew.-% Cr, 0,002 bis 0,057 Gew.-% Al, 0,006 bis 0,010 Gew.-% N, 0,027 bis 0,056 Gew.-% O und 0,06 bis 0,7 Gew.-% (Nb + V) mit V/Nb = 2,4 bis 2,8 zusammen mit einem veränderten Anteil von Ti enthielten, wurden experimentell geschmolzen und durch Anwenden einer Warmwalzung, Glühung, Kaltwalzung und dann einer Fertigglühung, jeweils Stahlplattem mit einer Dicke von 0,7 mm hergestellt.
Aus der Walzrichtung jeder erhaltenen Stahlplatte wurde ein Zugspannungsprüfstück nach JIS No. 5 als Probe entnommen, und die Eigenschaft gegen die Rillenformung jeder Probe aus dem bei Anwenden einer Zugspannung von 25% erzeugten Umfang der Rillenformung bewertet. Ein kleinerer Bewertungswert bedeutet, daß die Rillenformung geringer ist. Die Ergebnisse sind in 1 dargestellt.
Aus den in 1 dargestellten Ergebnissen kann man ersehen, daß, wenn Ti/N 12 oder größer wird, der Rillenformungsindex zu 1 wird und eine Rillenformung selten auftritt.
Experiment 2
Mit den in dem Experiment 1 verwendeten Komponentensystemen, jedoch mit Ti/N von 12,6 bis 13,9 wurden Stähle unter verschiedenen Änderungen der Anteile von (Nb + V) geschmolzen, und durch Anwendung von Warmwalzen, Glühen, Kaltwalzen und Fertigglühen jeweils Stahlplatten von 0,7 mm Dicke hergestellt.
Aus der Walzrichtung (L-Richtung) jeder erhaltenen Stahlplatte, der Richtung von 45° (D-Richtung) zu der Walzrichtung, und der Richtung von 90° (C-Richtung) zu der Walzrichtung wurden Teststücke als Proben entnommen und der r-Wert und Δr durch nachstehende Gleichungen erhalten. r = (rL + 2rD + rC)/4 Δr = (rL + rC)/2 – rDwobei rL, rD und rC die r-Werte der L-Richtung, der D-Richtung bzw. C-Richtung anzeigen.
Die erzielten Ergebnisse sind mit dem Anteil von (Nb + V) neu angepaßt und in 2 dargestellt. Aus den in 2 dargestellten Ergebnissen kann man sehen, daß wenn der Anteil von (Nb + V) 0,05 Gew.-% oder größer wird, der r-Wert, welcher der Index der Tiefziehbarkeit ist, auf etwa 1,9 erhöht wird, und gleichzeitig Δr, welcher ein Index der Anisotropie ist, auf etwa 0,15 reduziert wird, und die Formbarkeit deutlich verbessert wird.
Andererseits wurden die vorstehend beschriebenen Platten einer Entzunderungsbehandlung durch eine Elektrolyse in einer neutralen Salzlösung und Eintauchen in gemischte Säuren unterzogen, und der Glanz der Oberfläche jeder Stahlplatte nach dem Verfahren von JIS Z-8741 gemessen. Die erzielten Ergebnisse sind mit dem Anteil von (Nb + V) neu angepaßt und in 3 dargestellt. Aus den in 3 dargestellten Ergebnissen kann man sehen, daß, wenn der Anteil von (Nb + V) 0,1 Gew.-% überschreitet, der Glanz (GS) nach der Entzunderung stark verringert ist. D. h., vom Gesichtspunkt des Glanzes ist der obere Grenzwert des Anteils von (Nb + V) auf 0,1 Gew.-% beschränkt.
Experiment 3
Mit dem im Beispiel 2 verwendeten Zusammensetzungssystem, jedoch mit (Nb + V) von 0,056 bis 0,079 Gew.-% wurden Stähle unter verschiedenen Veränderungen von Nb/V geschmolzen, eine Warmwalzung, Glühung, Kaltwalzung, Fertigglühung, Beizung und eine Kaltnachwalzung von 0,5 Prozent durchgeführt, um ein Ziehen bei einem Verhältnis von rp/D der Stempelschulter rp zu dem Stempeldurchmesser D von 0,15 mit verschiedenen Höhen durchzuführen, und die Grenzziehtiefe für die Erzeugung einer Rillenformung bei dem gezogenen Abschnitt erhalten.
4 stellt die angepaßte Beziehung der Grenzziehtiefe und von V/Nb dar. Aus den in 4 dargestellten Ergebnissen kann man ersehen, daß in dem Bereich von V/Nb von 2 bis 5, die Grenzziehtiefe stark erhöht und die Eigenschaft gegen Rillenformung stark verbessert ist.
5 ist eine graphische Darstellung, welche die angepaßten Relationen des r-Wertes, des Δr, und von V/Nb dieser Proben darstellt, und aus den Ergebnissen von 5 kann man sehen, daß in dem Bereich des Wertes von V/Nb von 2 oder höher der r-Wert erhöht ist, der Wert von Δr kleiner wird, und die Verformbarkeit verbessert wird.
Aus jedem experimentellen Ergebnis kann sehen, daß für die Verbesserung der Tiefziehbarkeit und der Eigenschaft gegen Rillenformung im Falle der Anwendung einer starken Tiefziehverformung die Bedingungen von Ti/N ≥ 12, (Nb + V) ≥ 0,05 Gew.-% und 2 ≤ V/Nb ≤ 5 erforderlich und unverzichtbar sind, und das ferner vom Gesichtspunkt des Glanzes nach der Entzunderung (Nb + V) ≤ 0,10 Gew.-% erforderlich und unverzichtbar ist.
Anschließend werden die Beschränkungsgründe der vorliegenden Erfindung erläutert.
C: 0,001 bis 0,15 Gew.-%
Aus Gesichtspunkten der Verformbarkeit und Zähigkeit wird es bevorzugt, daß der Anteil von C niedrig ist, und weil, wenn der Anteil von C 0,015 Gew.-% überschreitet, die vorstehenden Eigenschaften verschlechtert werden, ist der obere Grenzwert mit 0,015 Gew.-% definiert. Andererseits gibt es, wenn der Anteil von C zu niedrig ist, kein Problem hinsichtlich der Eigenschaften, jedoch werden, wenn der Anteil geringer als 0,01 Gew.-% ist, die Schmelzkosten hoch, und somit ist der untere Grenzwert mit 0,001 Gew.-% beschränkt, welcher industriell hergestellt werden kann.
Si: Nicht mehr als 1 Gew.-%
Si ist ein Element, welches als ein Desoxidationsmittel dient und die Festigkeit erhöht, und weil, wenn der Anteil von Si 1 Gew.-% überschreitet, eine Verringerung der Verformbarkeit bewirkt wird, ist der obere Grenzwert mit 1,0 Gew.-% definiert. Zusätzlich wird aus den Gesichtspunkten des Gleichgewichtes der Festigkeit und Verformbarkeit der Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% bevorzugt.
Mn: Nicht mehr als 1,0 Gew.-%
Mn ist ebenfalls ein Element, welches als ein Desoxidationsmittel wirkt und ebenfalls die Festigkeit erhöht, aber weil, wenn der Anteil 1,0 Gew.-% überschreitet, die Verformbarkeit und die Korrosionsbeständigkeit verringert werden, ist der obere Grenzwert mit 1,0 Gew.-% definiert. Zusätzlich wird von den Gesichtspunkten der Festigkeit, Verformbarkeit und der Korrosionsbeständigkeit der Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% bevorzugt.
P: Nicht mehr als 0,05 Gew.-%
P ist ein die Verformbarkeit verschlechterndes Element, und weil, wenn der Anteil von P 0,05 Gew.-% überschreitet, der Einfluß deutlich bemerkbar wird, ist dessen oberer Grenzwert mit 0,05 Gew.-% definiert.
S: Nicht mehr als 0,010 Gew.-%
S ist ein schädliches Element, welches ein Sulfid bildet, das die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert. Weil, wenn der Anteil von S 0,010 Gew.-% überschreitet, der schlechte Einfluß merklich wird, ist der obere Grenzwert mit 0,01 Gew.-% definiert.
Cr: 10 bis 30 Gew.-%
Cr ist ein nützliches Element, welches die Korrosionsbeständigkeit und die Wärmebeständigkeit der Legierung verbessert. Wenn der Anteil von Cr 10 Gew.-% oder höher ist, wird der Effekt groß, da jedoch, wenn der Anteil 30 Gew.-% überschreitet, die Verformbarkeit verringert wird, ist der Anteil mit dem Bereich von 10 bis 30 Gew.-% definiert.
Al: Nicht mehr als 0,08 Gew.-%
Al wirkt als ein Desoxidationsmittel, da aber, wenn der Anteil 0,08 Gew.-% überschreitet, das desoxidierte Produkt grob wird, so daß eine Verschlechterung des Korrosionswiderstandes und das Auftreten von Oberflächendefekten bewirkt wird, ist der obere Grenzwert mit 0,08 Gew.-% definiert. Der untere Grenzwert ist nicht festgelegt, da, wenn die Desoxidation ausreichend ausgeführt wird, kein schädlicher Einfluß auftritt.
N: 0,005 bis 0,015 Gew.-%
Von den Gesichtspunkten der Dehnung, Verformbarkeit, usw. wird es bevorzugt, daß der Anteil von N niedrig ist. Da jedoch, wenn der Anteil von N nicht mehr als 0,015 Gew.-% ist, kein merkliches Problem vorliegt, ist der obere Grenzwert mit 0,015 Gew.-% definiert. Andererseits wird, wenn der Anteil von N extrem verringert wird, die Eigenschaft gegen Rillenformung verschlechtert. Da der Fehler besonders merklich wird, wenn der Anteil von N kleiner als 0,05 Gew.-% ist, ist der untere Grenzwert mit 0,05 Gew.-% definiert.
O: Nicht mehr als 0,0080 Gew.-%
O liegt in der Form eines Oxids in dem Stahl vor und wirkt als Beschleuniger bei der Ausbildung von Oberflächendefekten und verschlechtert die Korrosionsbeständigkeit.
Wenn der Anteil 0,008 Gew.-% überschreitet, wird der schlechte Einfluß besonders schwer, und somit ist der obere Grenzwert auf 0,008 Gew.-% beschränkt.
Ti: Nicht mehr als 0,25 Gew.-% und Ti/N ≥ 12
Ti ist das Hauptelement in der vorliegenden Erfindung, wie es aus dem vorstehend beschriebenen Ergebnis offensichtlich ist, und da durch den Zusatz von Ti unter der Bedingung Ti/N ≥ 12, die Eigenschaft gegen die Rillenformung verbessert wird, ist der untere Grenzwert von Ti auf Ti ≥ 12 × N begrenzt. Andererseits wird der Zusatz einer großen Menge von Ti von dem Auftreten eines Oberflächendefektes (Schilferungsdefekt), begleitet, von dem man glaubt, daß er durch die Ansammlung und großformatige Ausbildung von TiN bewirkt wird, und da der Defekt stark wird, wenn der Inhalt 0,25 Gew.-% überschreitet, ist der obere Grenzwert mit 0,25 Gew.-% definiert.
(Nb + V): 0,05 bis 0,10 Gew.-%, V/Nb = 2 bis 5
Nb und V sind Hauptelemente der vorliegenden Erfindung, und es da, wie es aus dem vorstehend beschriebenen experimentellen Ergebnis offensichtlich ist, wenn der Inhalt von (Nb + V) 0,05 Gew.-% überschreitet, der r-Wert verbessert wird und Δr klein wird, wodurch die Formbarkeit merklich verbessert wird, ist der untere Grenzwert von (Nb + V) mit 0,05 Gew.-% definiert. Andererseits ist, weil, wenn der Anteil 0,10 Gew.-% überschreitet, der Oberflächenglanz nach der Entzunderung stark verringert wird, so daß diese ein Problem für den praktischen Einsatz bereitet, der obere Grenzwert mit 0,10 Gew.-% definiert. Andererseits liegt bezüglich V/Nb vom Gesichtpunkt der Eigenschaft gegen die Rillenformung der Bereich von 2 bis 5, in welchem die Eigenschaften verbessert werden.
Mo: Nicht mehr als 2,0 Gew.-%, Cu: nicht mehr als 1,0 Gew.-%, Ni: nicht mehr als 1,0 Gew.-%
Mo, Cu und Ni sind wirksame Elemente für die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des rostfreien Stahls und wenn die Zusatzmengen vergrößert werden, wird die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Jedoch wird der Zusatz einer großen Menge von Mo von einer Verringerung der Zähigkeit und der Verformbarkeit begleitet, und deshalb ist, weil dann, wenn der Anteil von Mo 2,0 Gew.-% überschreitet, der Einfluß stark wird, dessen oberer Grenzwert mit 2,0 Gew.-% definiert. Außerdem wird der Zusatz einer großen Menge von Cu von einer Warmsprödigkeit begleitet, und da sein Einfluß stark wird, wenn sein Anteil 1,0 Gew.-% überschreitet, ist sein oberer Grenzwert mit 1,0 Gew.-% definiert. Ferner wird der Zusatz einer großen Menge von Ni von der Ausbildung einer Austenitphase in einem hohen Temperaturbereich begleitet und ermöglicht das Auftreten einer Verringerung der Verformbarkeit. Ebenfalls deshalb, weil sein Einfluß besonders schwer wird, wenn sein Anteil 1,0 Gew.-% überschreitet, ist der obere Grenzwert mit 1,0 Gew.-% definiert. Zusätzlich wird, wenn diese Elemente einzeln oder als Kombination zugesetzt werden, der gleiche Effekt erzielt, weshalb es keine Regel für deren Kombination gibt.
B: 0,005 bis 0,0030 Gew.-%, Ca: 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%, Mg: 0,0005 bis 0,0030 Gew.-%
B, Ca und Mg sind wirksame Elemente für die Verhinderung einer Verstopfung einer Eintauchdüse durch Ausfällung und Anhaftung eines Ti-basierenden Schlackeneinschlusses, welcher bei dem Stranggießen von Ti-haltigem Stahl erzeugt werden kann.
6 stellt die Beziehung zwischen dem Verstopfen des Eintauchdüsenblockes und den Zusatzmengen von B, Ca und Mg dar, wenn 160 Tonnen einer Bramme von etwa 200 mm Stahldicke aus Stahl mit 0,007 Gew.-% C, 0,2 Gew.-% Si, 0,3 Gew.-% Mn, 0,03 Gew.-% P, 0,0049 Gew.-% S, 0,013 Gew.-% Al, 19 Gew.-% Cr, 0,19 Gew.-% Ti, 0,008 Gew.-% N, 0,02 Gew.-% Nb, und 0,047 Gew.-% V und hergestellt mittels eines VOD-Prozesses mittels eines Stranggießverfahrens gegossen werden.
Aus 6 kann man ersehen, daß das Zusetzen von B in einer Menge von 0,0005 Gew.-% oder mehr, Ca in einer Menge von 0,007 Gew.-% oder mehr und Mg in einer Menge von 0,0005 Gew.-% oder mehr das Verstopfungsverhältnis der Eintauchdüse stark verringert wird. Somit sind die unteren Grenzwerte der Zusatzmengen von B, Mg und Ca mit 0,005 Gew.-%, 0,005 Gew.-% bzw. 0,0007 Gew.-% definiert. Außerdem bestätigt sich, wenn der Zusatz dieser Elemente alleine oder als eine Kombination von diesen erfolgt, dieselbe Wirkung, und somit gibt es keine Regel bezüglich deren Kombination. Da jedoch der Zusatz einer sehr großen Menge von jedem dieser von der Verschlechte rung der Korrosionsbeständigkeit begleitet wird, ist der obere Grenzwert von jedem dieser Elemente mit 0,0030 Gew.-% definiert.
Die Brammenerwärmungstemperatur beträgt 1170°C oder weniger, die Vorwalz-Abschlußtemperatur ist 950°C oder höher:
Da in der gemäß der vorliegenden Erfindung erzeugten Stahlplatte eine ausreichende Verformbarkeit und Eigenschaft gegen Rillenformung allein durch Anpassen der Komponenten erzielt werden, ist es nicht erforderlich, eine spezielle Betrachtung der Produktionsbedingungen vorzunehmen. Jedoch müssen in dem Falle einer Notwendigkeit einer weiteren Verbesserung der Eigenschaft gegen Rillenformung die nachstehenden Bedingungen bei der Warmwalzung angewendet werden.
Das heißt, daß, wenn beim Warmwalzen die Brammenenrwärmungstemperatur auf 1170°C oder darunter festgelegt wird, und eine Vorwalz-Abschlußtemperatur bei 950°C oder höher festgelegt wird, eine um so bessere Eigenschaft gegen Rillenformung erzielt wird. 7 stellt das Ergebnis des Rillenformungsindexes dar, welcher durch die Brammenerwärmungstemperatur (SRT) und die Vorwalz-Abschlußtemperatur (RDT), rp/D = 0,15 und h/D = 0,75 in dem für das Experiment 3 verwendeten experimentellen Verfahren erreicht wird. Aus 7 kann man ersehen, daß in dem Falle einer Ausführung unter den Bedingungen SRT ≤ 1170°C und RTD ≥ 950°C keine Rillenformung selbst nach einer besonders starken Tiefziehbearbeitung auftritt. Zusätzlich ist es, da die untere Grenztemperatur der Brammenerwärmungstemperatur kein Problem darstellt, wenn eine Vorwalz-Abschlußtemperatur von 950°C oder höher sichergestellt wird, nicht erforderlich, die untere Grenzwerttemperatur speziell zu ermitteln.
Beispiel
Die vorliegende Erfindung und deren Auswirkungen werden nachstehend auf der Basis des nachstehenden Beispiels beschrieben.
Jeder von den Stählen mit den in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzungen wurde einem VOD-Verfahren unterworfen und dann in einem Stranggießschritt in eine kontinuierlich gegossene Bramme von 200 mm Dicke gegossen, und mittels eines Warmwalz- werkes, bestehend aus einem Vorwalzwerk aufgebaut aus drei Gestellen, und einem Strangfertigwalzwerk bestehend aus sieben Gestellen, wurde die Bramme in ein warmgewalztes Stahlband von 4 mm Dicke bei einer Brammenennrärmungstemperatur (STR) von 1150°C bis 1180°C, Vorwalz-Abschlußtemperatur (RDT) von 950° bis 1090°C, und bei einer Fertigwalz-Abschlußtemperatur (FDT) von 800 bis 950°C gewalzt. Das warmgewalzte Stahlband wurde bei einer Temperatur von 880 bis 1000°C stranggeglüht und nach dem Beizen durch Kaltwalzung ein Stahlband von 0,8 mm Dicke erhalten. Nach der Entfettung wurde das kaltgewalzte Stahlband einer Strangfertigglühung bei einer Temperatur von 880 bis 1000°C unterzogen, und nach dem Beizen wurde eine Kaltwalzung auf den Stahl angewendet, um eine rostfreie Stahlplatte mit einer Güte von 2B (die von JIS G 4307 vorgegebene Oberflächengüte) zu erhalten. Eine Probe wurde von jeder der kaltgewalzten und geglühten Platten mittels des vorstehend beschriebenen Verfahrens entnommen und den verschiedenen nachstehend dargestellten Tests unterzogen.
Formbarkeit
Aus den L-, D- und C-Richtungen jeder Stahlplatte wurden Zugspannungsprüfstücke (JIS Nr. 13B) entnommen, 15% Zugspannung daran angelegt, das plastische Spannungsverhältnis jeder Richtung gemessen, und aus den vorstehend beschriebenen Gleichungen der r-Wert und Δr berechnet.
Rillenformungsindex
Aus der L-Richtung jeder Stahlplatte wurde ein Zugprüfstück nach JIS Nr. 5 entnommen, und der Umfang der Rillenformung nach Aufbringen einer Zugspannung von 25% bewertet. Das Bewertungsverfahren wurde durchgeführt, indem das durch visuellen Vergleich mit einer Standardprobe erhaltene Ergebnis als ein Index dargestellt wurde. Ein kleinerer numerischer Wert bedeutet, daß der Umfang der Rillenformung kleiner ist.
Oberflächenglanz der Stahlplatte
Der Oberflächenglanz wurde gemäß JIS Z-8741 bei einer in einem Winkel von 20° einfallenden Lichtquelle gemessen. Die Bewertung wurde anhand des Glanzes (GS) durchgeführt, und ein größerer Wert bedeutet, daß der Glanz besser ist.
Korrosionsbeständigkeit
Die Bewertung der Korrosionsbeständigkeit wurde durch Messen eines Lochpotentials in einer wässrigen NaCl-Lösung gemäß JIS G-0577 gemessen. Ein größeres Lochpotential bedeutet, daß die Korrosionsbeständigkeit besser ist.
Die Meßergebnisse dieser Prüfungen sind in Tabelle 2 dargestellt. Aus den in der Tabelle dargestellten Ergebnissen kann man ersehen, daß in den Stahlplatten, in denen Ti/N nicht kleiner als 12, Nb + V von 0,05 bis 0,1 Gew.-%, und V/Nb zwischen 2 und 5 entsprechend der vorliegenden Erfindung liegt, der r-Wert groß ist, Δr klein ist, und ferner die Eigenschaft gegen Rillenformung merklich verbessert ist. Es ist ferner deutlich, daß die Stahlplatten der vorliegenden Erfindung ferner im Oberflächenglanz hervorragend sind. Ferner kann man sehen, daß in Stahlplatten mit zugesetztem Ni, Mo und Cu zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, die Korrosionsbeständigkeit verbessert ist.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Wie es vorstehend beschrieben wurde, kann gemäß der vorliegenden Erfindung durch Optimierung der Zusatzmengen der Zusatzelemente in dem ferritischen rostfreien Stahl, insbesondere von Ti, N, Nb und V die ferritische rostfreie Stahlplatte ausgezeichnet verformbar gemacht werden, und die Eigenschaft gegen Rillenformung bei einer starken Verformung bereitgestellt werden (Ansprüche 1 und 2).
Ferner kann durch Optimieren der Zusatzmengen von Mo, Mi, und Cu eine ferritische rostfreie Stahlplatte mit einer besseren ausgezeichneten Korrosionsbeständigkeit und guten Zähigkeit und Verformbarkeit bereitgestellt werden (Ansprüche 3 und 5).
Ferner kann durch den Zusatz von kleinen Mengen von B, Ca und Mg ein Verstopfen der Eintauchdüse durch die Ausfällung und das Anhaften von Ti-basierenden Schlackeeinschlüssen, welche beim Stranggießen eines Ti-haltigen Stahls auftreten können, verhindert werden (Ansprüche 4 und 5).
Ferner kann bei der Herstellung der vorstehend beschriebenen ferritischen rostfreien Stahlplatte durch Optimierung der Warmwalzbedingung, die ferritische rostfreie Stahlplatte mit noch besserer ausgezeichneter Eigenschaft gegen Rillenformung hergestellt werden.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines ferritischen rostfreien Stahls mit ausgezeichneter Tiefziehbarkeit und Eigenschaft gegen Rillenformung, wobei der Stahl enthält: 0,001 bis 0,015 Gew.-% C, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,05 Gew.-% P, nicht mehr als 0,010 Gew.-% S, 10 bis 30 Gew.-% Cr, nicht mehr als 0,08 Gew.-% Al, 0,005 bis 0,015 Gew.-% N, nicht mehr als 0,0080 Gew.-% O, nicht mehr als 0,25 Gew.-% Ti mit Ti/N ≥ 12, und 0,05 bis 0,10 Gew.-% (Nb + V) mit V/Nb von 2 bis 5, optional eine oder mehrere Arten ausgewählt von nicht mehr als 2,0 Gew.-% Mo, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Ni und nicht mehr als 1,0 Gew.-% Cu und/oder einer oder mehrere Arten, ausgewählt aus 0,0005 bis 0,0030 Gew.-% B, 0,0007 bis 0,0030 Gew.-% Ca, und 0,0005 bis 0,0030 Gew.-% Mg, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und das Verfahren die Schritte aufweist: Erwärmen der die Komponenten des Stahls umfassenden Stahlbramme auf einen Temperaturbereich von 1170°C oder darunter, Beenden der Vorwarmwalzung der Bramme bei einem Temperaturbereich von 950°C oder höher, und anschließendes Ausführen einer Warmfertigwalzung.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Anteil von Si 0,05 bis 0,5 Gew.-% ist.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Anteil von Mn 0,05 bis 0,5 Gew.-% ist.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Stahlbrammenerwärmungstemperatur bei 1150 bis 1170°C liegt.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Fertigvorwalztemperatur bei 950 bis 1090°C liegt.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 6 , wobei eine Warmfertigwalztemperatur bei 800 bis 950°C liegt.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei das warmgewalzte Stahlband bei einer Temperatur von 880 bis 1000°C stranggeglüht wird, dann gebeizt und dann kaltgewalzt wird.
Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei das Stahlband bei einer Temperatur von 880 bis 1000°C strangfertiggeglüht wird.