EP2163659A1 - Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl - Google Patents

Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl Download PDF

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EP2163659A1
EP2163659A1 EP08105309A EP08105309A EP2163659A1 EP 2163659 A1 EP2163659 A1 EP 2163659A1 EP 08105309 A EP08105309 A EP 08105309A EP 08105309 A EP08105309 A EP 08105309A EP 2163659 A1 EP2163659 A1 EP 2163659A1
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EP
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max
strip
stainless steel
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Lutz Dr.-Ing. Ernenputsch
Wilfried Dr. Klos
Hans-Joachim Dr. Rer. Nat. Krautschick
Michael Dr.-Ing. Sachtleber
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ThyssenKrupp Nirosta GmbH
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Definitions

  • the invention relates to a stainless steel, a cold-rolled steel flat product made of this steel, such as a steel strip or steel sheet, and a method for producing a flat steel product from the steel in question.
  • a proven in practice stainless steel is known under the name X5CrNi18-10 and is listed under the EN material number 1.4301.
  • This material is a relatively soft, non-ferromagnetic austenitic steel, from which, for example, pots, cutlery, sinks, parts of household appliances, so-called "white goods", such as washing machines, clothes dryers, dishwashers, etc., are manufactured. It contains according to DIN EN 10088 in addition to iron and unavoidable impurities typically (in wt .-%) up to 0.07% C, 17.0 - 19.5% Cr, 8.0 - 10.5% Ni, max. 1.0% Si, max. 2.0% Mn, max. 0.045% P, max. 0.015% S and max. 0.110% N.
  • the high nickel content represents the austenitic structure of the Steel sure, which is a prerequisite for its good formability.
  • the high Cr content ensures the good corrosion resistance of this steel.
  • a disadvantage of the steel 1.4301 is that it can only be produced at a comparatively high cost, since its alloy components, in particular the high contents of nickel, require high prices.
  • the austenitic steel known from this publication has, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.01-0.08% C, 0.1-1% Si, 5-11% Mn, 15-17.5% Cr, 1 - 4% Ni, 1 - 4% Cu, 0.1 - 0.3% N, and further defined levels of sulfur, calcium, aluminum, phosphorus, boron and oxygen.
  • This austenitic steel contains (in% by weight) up to 0.03% C, up to 0.5% Si, 2.2-3.0% Mn, 14-18% Cr, 6-9% Ni, bis at 0.03% N, 0.15-0.50% Mo, 1-3% Cu and balance iron and unavoidable impurities. Particular emphasis is placed on a good forming behavior, which is set by the controlled setting of the so-called MD30 value, which according to a in the JP 56 146862 calculated special formula.
  • M d30 generally refers to the temperature at which, after cold working of 30%, the transformation of austenite into martensite has gone to 50%. Above this temperature, on the other hand, a reduced conversion occurs (s. Werkstoffizi Stahl, Volume 2, publisher: disclose Universityr Eisen relienleute, 1985, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokyo, Verlag Stahleisen mbH Düsseldorf, Chapter D 10.3.2 ).
  • Such a steel is in the casting gap formed between two rotating rollers of a two-roll caster to a thin strip with a thickness of max. Poured 10 mm. Meanwhile, the rolls or rolls are cooled to such an extent that the thin strip in the casting gap cools at a cooling rate of at least 200 K / s.
  • the known method makes use of the generally known technique of a strip casting plant in this way by casting the steel in the casting gap formed between the rolls or rolls, for example a double-roller casting apparatus, and casting it It cools down so strongly that it comes to a shift from a primary ferritic towards a primary austenitic solidification. This makes it possible to transfer the nitrogen dissolved in the melt into the steel, because the austenite has a high solubility for nitrogen. Due to the intensive, with high cooling speed cooling is thereby ensured that in the solidifying melt possibly resulting nitrogen gas bubbles remain small and the pressure directed against them is large. This prevents outgassing of the high nitrogen contents in the course of solidification.
  • wt .-% indicated is the chromium content of the EP 1 352 982 B1 known steel between 16 - 20%, the manganese content between 6 - 12%, the nickel content is less than or equal to 9.05% and the copper content is less than or equal to 3%. Nitrogen is added between 0.1 - 0.5%.
  • the alloy is composed so that the t-factor (ratio of ferrite-forming elements to Austenite-forming elements with respective prefactors) in a corridor of more than 1.3 to less than 1.8.
  • the MD30 temperature of the alloy must meet a certain condition.
  • the object of the invention was to specify a steel which can be produced inexpensively in a simple manner.
  • a method should be specified, with which a steel strip with optimized properties can be produced from such a steel.
  • the alloy constituents of the composite steel according to the invention are chosen so that its microstructure in the cold-rolled state in addition to austenite has a ⁇ -ferrite content ("delta-ferrite content") of 5 to 15% by volume.
  • This ⁇ -ferrite content is dimensioned so that the steel according to the invention as a cold strip with good strength a on the steel 1.4301 has sufficient corrosion resistance.
  • the mechanical properties of a steel flat product cold-rolled from the steel according to the invention, such as yield strength and tensile strength, are shifted towards higher values compared with steel 1.4301 and the elongation at break is shifted to low A80 values.
  • the technological parameters for assessing the cold workability such as the limit ratio and the dome height in the subsidence test, are in the lower scatter band of the values determined for steel sheets produced from steel 1.4301.
  • the steel according to the invention is therefore suitable as a substitute for 1.4301 steel used in the manufacture of "white goods” products and for use in other applications in which steel sheets are each deformed with distinct thermoformed and stretched parts to the respective product.
  • the steel according to the invention has (in% by weight): C: 0.05-0.14%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 4.0-12.0%, Cr: > 17,5 - 22,0%, Ni: 1.0 - 4.0%, Cu: 1.0-3.0%, N: 0.03 - 0.2%, P: Max. 0.07%, S: Max. 0.01%, Not a word: Max. 0.5%, optionally one or more elements from the group "Ti, Nb, B, V, Al, Ca, As, Sn, Sb, Pb, Bi, H" with the following proviso Ti: Max. 0.02%, Nb: Max. 0.1%, B: Max. 0.004%, V: Max.
  • Cr is contained primarily in order to improve the corrosion resistance in contents of more than 17.5% by weight to at most 22.0% by weight in the steel according to the invention.
  • the requirement that in each case more than 17.5% by weight of Cr should be present in the steel according to the invention ensures that a corrosion resistance comparable to that of steel 1.4301 is achieved. This is achieved with particular certainty when the Cr content is at least 17.7% by weight, in particular at least 18.0% by weight.
  • the results achieved by the invention occur in particular when the Cr content of the steel according to the invention is limited to 20 wt .-%.
  • C and N are strong Austenitchanner and also effectively increase the resistance to the formation of Umformmartensit in the processing of inventive steels. Therefore, the lower limit of the C content has been set to 0.05 wt%, and the lower limit of the N content has been set to 0.03 wt%.
  • N leads as an interstitial element to an increase in the yield strength and is therefore set to a maximum of 0.2 wt .-%.
  • the N content is preferred 0.12 wt .-% limited. Accordingly, the effect of nitrogen in a stainless steel according to the invention occurs, in particular, when its N content is at least 0.06% by weight, in particular from 0.06-0.10% by weight.
  • the Si supports the formation of ferrite. Therefore, the Si content of a steel according to the invention is limited to max. 1 wt .-%, in particular 0.5 wt .-%, limited, wherein the undesirable effect of Si can be avoided in particular by the fact that the Si content of the steel according to the invention to max. 0.4 wt .-% is limited.
  • Mo alloy steel according to the invention is not selectively alloyed, since it supports on the one hand, the ferrite and on the other hand is expensive.
  • the Mo content is as low as possible.
  • the Mo content can be lowered according to the invention to the extent that it is limited to ineffective quantities attributable to the production-related unavoidable impurities.
  • Ni is added to the steel of the invention as Austenitchanner, wherein a minimum content of 1 wt .-% is required to the ⁇ -ferrite content ("delta ferrite content”) in a steel according to the invention to max.
  • delta ferrite content ⁇ -ferrite content
  • Copper has a austenite-stabilizing effect similar to that of nickel.
  • too high a copper content can lead to the formation of copper-rich precipitates of reduced melting point, which could cause cracks, particularly during casting of the steel of the invention in a cast strip casting line or subsequent inline hot rolling. Therefore, the invention provides for an upper limit of 3% for copper.
  • a minimum Cu content of 1.5 wt .-%, in particular 2.0 wt .-% has proven to be favorable, which in practical experiments levels of 2.1 wt .-% and more have proven.
  • the austenite-forming action of Mn in a steel according to the invention occurs at Mn contents of at least 4% by weight. From an alloying-technical, economic point of view, the Mn content is limited to max. 12 wt .-% limited, with an optimized effect of manganese is achieved in steel according to the invention, when the Mn content is 4.0 - 10.5 wt .-%, in particular 7.5 - 10.5 wt .-%, is ,
  • P and S are for P at max. 0.07 wt .-% and for S to max. 0.01 wt .-% limited in order to exclude the negative impact of these alloying elements on the deformability of a steel according to the invention as far as possible.
  • Ti contents of up to 0.02 wt .-% are used both in the production of the flat steel product according to the invention on the continuous casting as well as on the so-called “strip casting” the prevention of cracks in the obtained band.
  • Nb contents of up to 0.1% by weight have a favorable effect on formability when produced both by continuous casting and by strip casting.
  • Boron may be added to steel in accordance with the invention in amounts of up to 0.004 wt% in the case of its strip-cast processing to counteract the risk of cracking. If the steel is cast in continuous casting, the presence of B contributes to the above upper limit to avoid surface tears.
  • the degree of purity of the steel according to the invention can be improved.
  • the same purpose is served by the presence of Ca at levels of from 0.0005 to 0.003% by weight.
  • contents of As of 0.003 - 0.015 wt .-%, Sn of 0.003 - 0.01 wt .-%, Pb of up to 0.01 wt .-% and Bi of up to 0.01 wt .-% can at the processing of a steel according to the invention via strip casting, the risk of cracking can be minimized.
  • these elements in the mentioned content ranges help to reduce the risk of occurrence of surface defects during hot rolling.
  • a steel product cold-rolled from a composite steel according to the invention ie, for example, a cold-rolled steel strip or Sheet steel, an elongation A80 of at least 35%.
  • the draw-off ratio during deep drawing of a rotationally symmetrical cup is 2.00.
  • "Boundary ratio" means the largest of the diameter of the blank, from which the cup is drawn, the drawing ratio formed in the first train to the diameter of the stamp used for deep-drawing of the cup, in which a cup can be deep-drawn without bottom tears or wrinkles with a certain hold-down force.
  • the blank is clamped at its outer edge completely between a drawing ring and a hold-down.
  • a punch with a diameter of 100 mm then penetrates the round blank and forms a dome in a deep-drawing process. This process continues until the sheet material breaks.
  • crack-free dome height is regularly 58 mm in a cold strip or sheet produced from steel according to the invention. Accordingly, a flat steel product obtained according to the invention has a property combination which makes it optimally suitable for forming, for example by deep drawing or comparable operations.
  • the production of a cold-rolled steel flat product generally comprises the working sections “melting, treating and post-treating the steel in the steelworks”, “producing cast strip by steel strip casting”, “hot rolling the cast strip or slabs”, “preparing (annealing and pickling Descaling) of the hot strip for cold rolling ",” cold rolling ", “Finish annealing the cold strip” and “finishing (dressing, straightening, trimming) of the cold strip”.
  • Each of these working sections can include optional work steps, which are carried out, for example, depending on the available system technology and the requirements imposed by the user (customer).
  • a composite in erfindunmultimeter steel is first melted.
  • the melt thus composed is then cast into a cast strip in a two roll caster.
  • the solidification of the steel according to the invention is carried out primarily ferritic and then austenitic due to the high Cr content and low Ni content.
  • the high cooling rates on which the strip is cast favor the retention of distinct ⁇ ferrite shares ("delta ferrite shares") in the hot strip.
  • the cast from the steel according to the invention strip is hot rolled inline following the strip casting in a continuous production process.
  • a hot strip is produced with a typical thickness of 1 to 4 mm.
  • the cast strip may pass through other work stations, such as a leveling or reheating furnace.
  • the processing of the steel according to the invention in a strip casting plant has the advantage that the molten steel to a band with minimized, in particular on max. 4 mm, preferably max. 3.5 mm, limited thickness can be cast and then transformations with degrees of deformation of max. 50% is required to bring the cast strip to final thickness. In this way, it is possible to reliably produce a hot strip of steel according to the invention, despite its two-phase nature, which can subsequently be fed to cold strip for conventional further processing.
  • the procedure according to the invention has a particularly advantageous effect if the hot rolling takes place in a single hot rolling pass.
  • the overall degree of deformation ⁇ achieved in the course of hot rolling should be at most 50%, since otherwise an undesirable fine-grained microstructure forms.
  • the hot rolling temperatures with which the cast strip enters the first pass of the hot rolling are preferably in the range from 1050 to 1200 ° C.
  • Table 1 shows the chemical compositions of three alloys E1-E4 covered by the invention.
  • AOD Argon Oxygen Decarburization
  • the melt After the AOD treatment, the melt has been poured into a pan.
  • the high quality requirements for the properties of the molten steels then required aftertreatment. This was done in the secondary metallurgy, the pan or vacuum treatment of liquid crude steel.
  • this step aimed first and foremost to set low contents of the elements carbon, nitrogen, hydrogen, phosphorus and some trace elements in the steel.
  • the correspondingly treated melt is then integrated in a conventional twin roll coater into a cast strip 2.5 to 3.5 mm thick and then directly integrated in a stitch into a hot strip of 1.5 gauge thickness - 2.5 mm hot rolled.
  • the hot rolling end temperature was 1100 ° C, for the hot rolling of hot strips of steels according to the invention always hot rolling end temperatures of 1050 - 1200 ° C at degrees of deformation of 25 - 50% come into question. Due to the direct succession of strip casting and hot rolling under the above conditions, the The risk of cracks and surface defects occurring in a conventional processing of the steel alloys according to the invention by a multi-stage hot rolling process due to the two-phase nature of the hot strips produced from them is avoided.
  • the hot strips produced in the manner described above have subsequently been prepared for cold rolling. They have been subjected to a heat treatment in the form of an annealing at a temperature which is typically in the range of 1000 to 1180 ° C. during the processing of hot strips according to the invention. In the embodiments described here, it was in each case 1050 ° C.
  • the hot strips were descaled in a known manner to free the hot strip surface from the oxide layer adhered thereto.
  • descaling usually involves mechanical, for example with the help of Vorentzundern performed a conventional scale breaker and a pickling, in which the scale is largely completely removed from the metallic surface of the hot strip with a liquid pickling medium.
  • the cold rolling of the hot strips to the required final thickness of 0.8 mm has been carried out without prior heating on a 20-roll cold rolling stand.
  • This type of cold rolling mill is capable of applying the high forming forces required for the processing of stainless steels and at the same time ensures compliance with the tolerances required by the customer regarding surface quality and thickness.
  • the degrees of deformation achieved in the course of cold rolling are typically in the range of 40-80% in the case of processing according to the invention.
  • the cold rolled solidified during cold rolling has been annealed recrystallizing at an annealing temperature of 1140 ° C to restore its forming properties required for further processing.
  • suitable annealing temperatures are in the range of 1050-1180 ° C.
  • the recrystallizing annealing has been carried out on a conventional annealing and pickling line in which the Cold strip first annealed in an open atmosphere and then freed again in the pickling section of the resulting scale.
  • a protective gas atmosphere of a bright annealing line it is also possible with particularly high demands on the surface finish to perform the annealing under a protective gas atmosphere of a bright annealing line.
  • the shiny metallic surface of the cold strip is retained, their gloss is enhanced by the final heat treatment in a protective gas atmosphere.
  • the heat treated cold tapes were finally subjected to skin pass rolling.
  • skin pass mills usually two- or four-roller skin pass mills are used with polished work rolls.
  • the ⁇ -ferrite contents of the hot strips (“WB”) produced from the steels E1-E4, 4301.70 and 4301.60 and their respective mechanical properties yield strength Rp, tensile strength Rm and elongation A80 are listed in Table 2.
  • the delta ferrite content is 8-ferrite, the ASTM evaluated granularity of their structure, and the yield strength Rp.
  • the elongation values A80 for the cold rolled strips produced from samples E1 - E4 are between 44.4% and 48.5% transverse to the rolling direction, while for the comparative samples 4301.70 and 4301.60 elongation values A80 of 53% and 57.6% could be determined.
  • the ⁇ -ferrite content (“delta-ferrite content”) of the steel according to the invention in the cold-rolled strip is between 8.5% and 13% and thus significantly above the values determined for the two comparative samples.
  • the significant proportions of ⁇ -ferrite present in the samples according to the invention explain the lower elongation values.
  • especially the cold strip produced from the samples E1-E4 with ASTM values of up to 10 is very fine-grained, which is considered as a possible cause of the high strength level.
  • elements such as carbon and nitrogen or manganese increase the strength properties as interstitially or substitutionally dissolved atoms (in the form of a mixed crystal).
  • the dome height as a characteristic for the ironing ability lies in the region or slightly below the values for the cold strips produced from the samples E1 and E4, which could be determined from the two comparative samples.
  • the cut-off ratio of the cold tapes produced from samples E1 and E4 is in the range of the cut-off ratio of Sample 4301.60.
  • the cold strips according to the invention thus have the same good deep drawing properties as the samples produced from the conventional steel 1.4301.
  • the cold rolled strip obtained after temper rolling can be subjected to stretch straightening and trimming. As a rule, these production steps are carried out separately. If necessary, sanding lines can then provide the strips with different sanding patterns on the surface of the strip. For highest demands on the flatness of a stainless steel sheet are trained or also undress Arthur Cold strips treated in strip stretching lines. Any residual stresses which may lead to the unevenness of a strip are thus compensated.
  • the invention thus provides a steel whose corrosion resistance is comparable to that of steel 1.4301.
  • the ⁇ -ferrite content (“delta-ferrite content”) produced in accordance with the invention steel hot and cold strip is over the chem.
  • possible rapid solidification is set in such a way that elongation at break values well above 35%, in particular above 40%, are achieved and the technological forming properties lie within the range of dispersion of the material 1.4301.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen nichtrostenden Stahl und daraus hergestelltes Kaltflachprodukt, die sich auf einfache Weise kostengünstig herstellen lassen. Ein erfindungsgemäßer Stahl weist dazu im kaltgewalzten Zustand ein Gefüge mit 5 - 15 Vol.-% ´-Ferrit und als Rest Austenit auf. Dabei enthält er (in Gew.-%): C: 0,05 - 0,14 %, Si: 0,1 - 1,0 %, Mn: 4,0 - 12,0 %, Cr: >17,5 - 22,0 %, Ni: 1,0 - 4,0 %, Cu: 1,0 - 3,0 %, N: 0,03 - 0,2 %, P: max. 0,07 %, S: max. 0,01 %, Mo: max. 0,5 %, optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B, V, Al, Ca, As, Sn, Sb, Pb, Bi, H" mit folgender Maßgabe Ti: max. 0,02 %, Nb: max. 0,1 %, B: max. 0,004 %, V: max. 0,1 %, Al: 0,001 - 0,03 %, Ca: 0,0005 - 0,003 %, As: 0,003 - 0,015 %, Sn: 0,003 - 0,01 %, Pb: max. 0,01 %, Bi: max. 0,01 %, H: max. 0,0025 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen nichtrostenden Stahl, ein aus diesem Stahl hergestelltes kaltgewalztes Stahlflachprodukt, wie einem Stahlband oder Stahlblech, und ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem in Rede stehenden Stahl.
  • Ein in der Praxis vielfach bewährter nichtrostender Stahl ist unter der Bezeichnung X5CrNi18-10 bekannt und wird unter der EN-Werkstoffnummer 1.4301 geführt. Bei diesem Werkstoff handelt es sich um einen relativ weichen, nicht ferromagnetischen Austenit-Stahl, aus dem beispielsweise Töpfe, Essbesteck, Spülbecken, Teile von Haushaltsgeräten, so genannter "weißer Ware", wie Waschmaschinen, Wäschetrockner, Geschirrspülmaschinen etc., gefertigt werden. Er enthält gemäß DIN EN 10088 neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen typischerweise (in Gew.-%) bis zu 0,07 % C, 17,0 - 19,5 % Cr, 8,0 - 10,5 % Ni, max. 1,0 % Si, max. 2,0 % Mn, max. 0,045 % P, max. 0,015 % S und max. 0,110 % N. Der hohe Nickelanteil stellt dabei die austenitische Struktur des Stahls sicher, welche Voraussetzung für seine gute Umformbarkeit ist. Der hohe Cr-Gehalt gewährleistet dabei die gute Korrosionsbeständigkeit dieses Stahls.
  • Nachteilig an dem Stahl 1.4301 ist allerdings, dass er nur zu vergleichbar hohen Kosten hergestellt werden kann, da für seine Legierungsbestandteile, insbesondere die hohen Gehalte an Nickel, hohe Preise zu zahlen sind.
  • Aufgrund der hohen Legierungskosten des Stahls 1.4301 gibt es zahlreiche Versuche, einen Ersatz für diesen Werkstoff zu schaffen. Übereinstimmendes Ziel dieser Bemühungen ist es, den Nickelgehalt zu reduzieren.
  • Ein Beispiel für eine solche Entwicklung ist in der EP 0 969 113 A1 beschrieben. Der aus dieser Veröffentlichung bekannte austenitische Stahl weist neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,01 - 0,08 % C, 0,1 - 1 % Si, 5 - 11 % Mn, 15 - 17,5 % Cr, 1 - 4 % Ni, 1 - 4 % Cu, 0,1 - 0,3 % N, sowie näher definierte Gehalte an Schwefel, Kalzium, Aluminium, Phosphor, Bor und Sauerstoff auf.
  • Ein anderes Beispiel für einen Stahl der hier behandelten Art ist aus der JP 56 146862 bekannt. Dieser austenitische Stahl enthält (in Gew.-%) bis zu 0,03 % C, bis zu 0,5 % Si, 2,2 - 3,0 % Mn, 14 - 18 % Cr, 6 - 9 % Ni, bis zu 0,03 % N, 0,15 - 0,50 % Mo, 1 - 3 % Cu und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dabei wird besonderer Wert auf ein gutes Umformverhalten gelegt, welches durch das kontrollierte Einstellen des so genannten MD30-Wertes eingestellt wird, der gemäß einer in der JP 56 146862 angegebenen speziellen Formel berechnet wird.
  • Mit "Md30" wird allgemein die Temperatur bezeichnet, bei der nach einer Kaltumformung von 30 % die Umwandlung von Austenit in Martensit zu 50 % abgelaufen ist. Oberhalb dieser Temperatur tritt dagegen eine verminderte Umwandlung auf (s. Werkstoffkunde Stahl, Band 2, Herausgeber: Verein Deutscher Eisenhüttenleute, 1985, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokio, Verlag Stahleisen m.b.H. Düsseldorf, Kapitel D 10.3.2).
  • In der europäischen Patentschrift EP 1 431 408 B1 ist des Weiteren ein nichtrostender austenitischer CrNiMnCu-Stahl mit niedrigem Ni-Gehalt mit folgender Zusammensetzung vorgeschlagen worden (in Gew.-%): 0,03 - 0,064 % C, 0,2 - 1,0 % Si, 7,5 - 10,5 % Mn, 14,0 - 16,0 % Cr, 1,0 - 5,0 % Ni, 0,04 - 0,25 % N, 1,0 - 3,5 % Cu, Spuren von Molybdän und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Um Warmwalzfähigkeit zu erhalten, ist dabei für den δ-Ferritgehalt ("delta-Ferritgehalt") vorgeschrieben, dass dessen nach einer in der EP 1 431 408 B1 selbst angegebenen Formel berechneter Gehalt weniger als 8,5 % beträgt. Der derart beschaffene Stahl zeigt vergleichbare mechanische Eigenschaften wie der bekannte Stahl 1.4301.
  • Auch aus der EP 0 593 158 A1 ist ein nichtrostender, zur Gattung der hier betrachteten Stähle gehörender austenitischer CrNiMnCuN-Stahl bekannt. Dieser Stahl weist neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) < 0,15 % C, < 1 % Si, 6,4 - 8,0 % Mn, 16,5 - 17,5 % Cr, 2,50 - 5,0 % Ni, < 0,2 % N und 2,0 - 3,0 % Cu auf. Bei diesem Stahl ist eine gute Warmwalzfähigkeit, insbesondere die Vermeidung von Kantenrissen beim Warmwalzen, bei gleichzeitig akzeptablen mechanischen Eigenschaften und Korrosionsbeständigkeit erreicht worden. Um diese Eigenschaftskombination sicher zu gewährleisten, wird dabei der Cr-Gehalt des Stahls jeweils so eingestellt, dass er 17,5 Gew.-% sicher nicht überschreitet.
  • Aus der EP 1 319 091 B1 ist eine Möglichkeit zur kostengerechten Herstellung eines überwiegend aus Mn-Austenit bestehenden Stahlbands oder -blechs bekannt, das eine gegenüber dem Stand der Technik erhöhte Festigkeit besitzt. Zu diesem Zweck wird ein Stahl erschmolzen, welcher (in Gew.-%) mindestens die folgenden Legierungsbestandteile enthält: 15,00 - 24,00 % Cr, 5,00 - 12,00 Mn, 0,10 - 0,60 % N, 0,01 - 0,2 % C, max. 3,00 % Al und / oder Si, max. 0,07 % P, max. 0,05 % S, max. 0,5 % Nb, max. 0,5 % V, max. 3,0 % Ni, max. 5,0 % Mo, max. 2,0 % Cu sowie als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Ein solcher Stahl wird dabei in den zwischen zwei rotierenden Rollen einer Zweirollengießmaschine gebildeten Gießspalt zu einem Dünnband mit einer Dicke von max. 10 mm gegossen. Währenddessen werden die Walzen oder Rollen derart stark gekühlt, dass das Dünnband im Gießspalt mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 200 K/s abkühlt. Das bekannte Verfahren macht sich auf diese Weise die grundsätzlich bekannte Technik einer Bandgießanlage zunutze, indem sie den Stahl in dem zwischen den Walzen oder Rollen beispielsweise einer Zweirollen-Gießapparatur ("Double roller") gebildeten Gießspalt vergießt und ihn dabei so stark abkühlt, dass es zu einer Verschiebung von einer primär ferritischen in Richtung zu einer primär austenitschen Erstarrung kommt. Dies ermöglicht es, den in der Schmelze gelösten Stickstoff in den Stahl zu überführen, denn der Austenit besitzt eine hohe Löslichkeit für Stickstoff. Durch die intensive, mit hoher Kühlgeschwindigkeit erfolgende Abkühlung ist dabei sichergestellt, dass in der erstarrenden Schmelze möglicherweise entstehende Stickstoff-Gasblasen klein bleiben und der gegen sie gerichtete Druck groß ist. Dies verhindert ein Ausgasen der hohen Stickstoffgehalte im Zuge der Erstarrung.
  • Aus der EP 1 352 982 B1 ist schließlich ein kostengünstig herstellbarer nichtrostender Stahl bekannt, der auch bei konventioneller Kaltumformung unempfindlich gegen die Entstehung von Spannungsrissen ist. Bei diesem Stahl wird anstelle des üblicherweise angestrebten, einphasigen, rein austenitischen Gefüges ein zweiphasiges Mischgefüge eingestellt, bei dem durch Zulegieren von Si und/oder Mo und teilweise unter Absenkung des Ni-Gehaltes bzw. durch Austausch von Ni durch Cu die Austenit- (A) und Ferrit-(F) Anteile eingestellt sind. Der Austenit wird dabei soweit stabilisiert, dass bei der Verformung eintretende Martensitbildung nicht mehr zu Spannungsrissen führt. In Gew.-% angegeben liegt der Chrom-Gehalt des aus der EP 1 352 982 B1 bekannten Stahls zwischen 16 - 20 %, der Mangan-Gehalt zwischen 6 - 12 %, der Nickel-Gehalt ist kleiner gleich 9,05 % und der Kupfer-Gehalt liegt bei kleiner gleich 3 %. Stickstoff ist zwischen 0,1 - 0,5 % hinzulegiert. Die Legierung ist so zusammengesetzt, dass der t-Faktor (Verhältnis von Ferrit bildenden Elementen zu Austenit bildenden Elementen mit jeweiligen Vorfaktoren) in einem Korridor von mehr als 1,3 bis weniger als 1,8 liegt. Gleichzeitig muss die MD30-Temperatur der Legierung eine bestimmte Bedingung erfüllen.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl anzugeben, der sich auf einfache Weise kostengünstig herstellen lässt. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, mit dem sich aus einem solchen Stahl ein Stahlband mit optimierten Eigenschaften erzeugen lässt. Schließlich sollte auch ein kaltgewalztes, kostengünstig herstellbares nicht rostendes Stahlflachprodukt angegeben werden, das bei guten Umformungseigenschaften eine für ein weites Feld von Anwendungen ausreichende Festigkeit besitzt.
  • In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass dieser Stahl gemäß Anspruch 1 zusammengesetzt ist. Vorteilhafte Ausgestaltungen des Stahls sind in den auf Anspruch 1 rückbezogenen Ansprüchen angegeben.
  • Die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe in Bezug auf das Stahlflachprodukt ist in Anspruch 12 angegeben, wobei in Anspruch 13 eine vorteilhafte Ausgestaltung dieses Produktes genannt ist.
  • Schließlich besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe hinsichtlich des Verfahrens darin, dass bei der Herstellung eines Stahlflachproduktes mindestens die in Anspruch 14 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden. Vorteilhafte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den auf Anspruch 14 rückbezogenen Ansprüchen angegeben.
  • Mit der Erfindung steht ein nichtrostender CrMnNiCu-Stahl mit höheren Mn- und Cu-Gehalten sowie niedrigem Ni-Gehalt als kostengünstiger Alternativwerkstoff zum 1.4301 zu Verfügung, der sich vorteilhaft über Bandguss zu einem Stahlflachprodukt verarbeiten lässt.
  • Die Legierungsbestandteile des erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahls sind dabei so gewählt, dass sein Gefüge im kaltgewalzten Zustand neben Austenit einen δ-Ferritgehalt ("delta-Ferritgehalt") von 5 - 15 Vol.-% besitzt. Dieser δ-Ferritgehalt ist dabei so bemessen, dass der erfindungsgemäße Stahl als Kaltband bei guter Festigkeit eine
    an den Stahl 1.4301 heranreichende Korrosionsbeständigkeit besitzt. Die mechanischen Eigenschaften eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wie Streckgrenze und Zugfestigkeit, sind gegenüber dem Stahl 1.4301 zu höheren Werten und die Bruchdehnung zu geringen A80-Werten verschoben. Die technologischen Kennwerte zur Beurteilung der Kaltumformbarkeit, wie das Grenzziehverhältnis und die Kalottenhöhe im Tiefungsversuch, liegen dabei im unteren Streubandbereich der für aus dem Stahl 1.4301 erzeugten Stahlbleche ermittelten Werte.
  • Aufgrund seiner besonderen Eigenschaftskombination eignet sich der erfindungsgemäße Stahl folglich als Ersatz für den Stahl 1.4301 bei der Herstellung von in den Bereich der "weißen Ware" fallenden Produkten sowie für den Einsatz in anderen Anwendungsbereichen, bei denen Stahlbleche jeweils mit deutlichen Tiefzieh- und Streckziehanteilen zu dem jeweiligen Produkt verformt werden.
  • Der erfindungsgemäße Stahl weist dazu (in Gew.-%):
    C: 0,05 - 0,14 %,
    Si: 0,1 - 1,0 %,
    Mn: 4,0 - 12,0 %,
    Cr: >17,5 - 22,0 %,
    Ni: 1,0 - 4,0 %,
    Cu: 1,0 - 3,0 %,
    N: 0,03 - 0,2 %,
    P: max. 0,07 %,
    S: max. 0,01 %,
    Mo: max. 0,5 %,
    optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B, V, Al, Ca, As, Sn, Sb, Pb, Bi, H" mit folgender Maßgabe
    Ti: max. 0,02 %,
    Nb: max. 0,1 %,
    B: max. 0,004 %,
    V: max. 0,1 %,
    Al: 0,001 - 0,03 %,
    Ca: 0,0005 - 0,003 %,
    As: 0,003 - 0,015 %,
    Sn: 0,003 - 0,01 %,
    Pb: max. 0,01 %,
    H: max. 0,0025 %,
    und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen auf.
  • Cr ist in erster Linie zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit in Gehalten von mehr als 17,5 Gew.-% bis maximal 22,0 Gew.-% in dem erfindungsgemäßen Stahl enthalten. Die Vorschrift, dass jeweils mehr als 17,5 Gew.-% Cr in dem erfindungsgemäßen Stahl enthalten sein sollen, gewährleistet dabei, dass eine mit dem Stahl 1.4301 vergleichbare Korrosionsbeständigkeit erzielt wird. Dies wird besonders sicher dann erreicht, wenn der Cr-Gehalt mindestens 17,7 Gew.-%, insbesondere mindestens 18,0 Gew.-% beträgt. Die durch die Erfindung erzielten Erfolge treten dabei insbesondere dann ein, wenn der Cr-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 20 Gew.-% beschränkt ist.
  • C und N sind starke Austenitbildner und erhöhen außerdem wirkungsvoll den Widerstand gegen die Bildung von Umformmartensit bei der Verarbeitung erfindungsgemäßer Stähle. Daher ist die Untergrenze des C-Gehaltes auf 0,05 Gew.-% und die Untergrenze für den N-Gehalt auf 0,03 Gew.-% gesetzt worden.
  • Durch Einhaltung einer Obergrenze von 0,14 Gew.-% für den C-Gehalt wird die Gefahr von Chromkarbidbildung bei einer Wärmebehandlung, z. B. beim Schweißen, und damit einhergehender interkristalliner Korrosion vermieden.
  • N führt als interstitielles Element zu einer Erhöhung der Streckgrenze und ist daher auf maximal 0,2 Gew.-% festgelegt. Um eine möglichst gute Verformbarkeit zu gewährleisten, wird der N-Gehalt bevorzugt auf 0,12 Gew.-% beschränkt. Die Wirkung von Stickstoff in einem erfindungsgemäßen nichtrostenden Stahl tritt demnach insbesondere dann ein, wenn sein N-Gehalt mindestens 0,06 Gew.-%, insbesondere 0,06 - 0,10 Gew.-% beträgt.
  • Si unterstützt die Bildung von Ferrit. Daher ist der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf max. 1 Gew.-%, insbesondere 0,5 Gew.-%, beschränkt, wobei die unerwünschte Wirkung von Si insbesondere dadurch vermieden werden kann, dass der Si-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf max. 0,4 Gew.-% beschränkt wird.
  • Mo wird erfindungsgemäßem Stahl nicht gezielt zulegiert, da es einerseits die Ferritbildung unterstützt und andererseits teuer ist. Bevorzugt ist daher der Mo-Gehalt so gering wie möglich. Insbesondere kann der Mo-Gehalt erfindungsgemäß soweit abgesenkt werden, dass er auf unwirksame, den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen zuzuordnende Mengen beschränkt ist.
  • Ni wird dem erfindungsgemäßen Stahl als Austenitbildner zugegeben, wobei ein Mindestgehalt von 1 Gew.-% erforderlich ist, um den δ-Ferritgehalt ("delta-Ferritgehalt") bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf max. 25 % im Warmband und gute Umformeigenschaften zu gewährleisten, so dass der angestrebte, auf maximal 15 % beschränkte delta-Ferritgehalt erfindungsgemäßen Kaltbands sicher eingehalten wird. Besonders sicher wird dieser Effekt erreicht, wenn der Ni-Gehalt mindestens 1,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 2,0 Gew.-%, beträgt.
  • Durch die Begrenzung des Ni-Gehalts auf höchstens 4 Gew.-% wird eine deutliche Reduktion der Legierungsmittelkosten im Vergleich zum Stahl 1.4301 erreicht.
  • Durch das Hinzulegieren der Austenitbildner Mn und Cu ist die Reduktion des Ni-Gehaltes möglich.
  • Kupfer hat eine ähnliche austenitstabilisierende Wirkung wie Nickel. Ein zu hoher Kupfergehalt kann allerdings zur Bildung von kupferreichen Ausscheidungen mit erniedrigtem Schmelzpunkt führen, die insbesondere beim Vergießen des erfindungsgemäßen Stahls in einer Bandgießanlage zu gegossenem Band oder dem anschließend inline erfolgenden Warmwalzen Risse verursachen könnten. Daher sieht die Erfindung für Kupfer eine Obergrenze von 3 % vor. Um die Wirkung von Cu in dem erfindungsgemäßen Stahl zu sichern, hat sich ein Cu-Mindestgehalt von 1,5 Gew.-%, insbesondere 2,0 Gew.-% als günstig erwiesen, wobei sich in praktischen Versuchen Gehalte von 2,1 Gew.-% und mehr bewährt haben.
  • Die austenitbildende Wirkung von Mn in einem erfindungsgemäßen Stahl tritt bei Mn-Gehalten von mindestens 4 Gew.-% ein. Aus legierungsgmitteltechnischer, ökonomischer Sicht ist der Mn-Gehalt auf max. 12 Gew.-% beschränkt, wobei eine optimierte Wirkung des Mangans in erfindungsgemäßem Stahl erzielt wird, wenn der Mn-Gehalt 4,0 - 10,5 Gew.-%, insbesondere 7,5 - 10,5 Gew.-%, beträgt.
  • Die Gehalte an P und S sind für P auf max. 0,07 Gew.-% und für S auf max. 0,01 Gew.-% beschränkt, um den negativen Einfluss dieser Legierungselemente auf die Verformbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahls weitestgehend auszuschließen.
  • Zur Einstellung bestimmter Eigenschaften bei einem erfindungsgemäßen Stahl können optional Gehalte an Ti, Nb, B, V, Al, Ca, As, Sn, Pb oder H anwesend sein.
  • Ti-Gehalte von bis zu 0,02 Gew.-% dienen sowohl bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts über den Strangguss als auch über die so genannte "Bandgussroute" der Vermeidung von Rissen im erhaltenen Band.
  • Nb-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.% wirken sich bei einer Erzeugung sowohl über Strangguss als auch über Bandguss günstig auf die Umformbarkeit aus.
  • Bor kann erfindungsgemäßem Stahl in Gehalten von bis zu 0,004 Gew.-% im Fall seiner Verarbeitung über Bandguss zugegeben werden, um der Gefahr von Rissbildung entgegenzuwirken. Wird der Stahl im Strangguss vergossen, so trägt die Anwesenheit von B bis zu der genannten Obergrenze zur Vermeidung von Oberflächenaufreißungen bei.
  • Durch die Zugabe von Al in Gehalten von 0,001 - 0,03 Gew.-% kann der Reinheitsgrad des erfindungsgemäßen Stahls verbessert werden. Demselben Zweck dient die Anwesenheit von Ca in Gehalten 0,0005 - 0,003 Gew.-%.
  • Durch Gehalte an As von 0,003 - 0,015 Gew.-%, Sn von 0,003 - 0,01 Gew.-%, Pb von bis zu 0,01 Gew.-% und Bi von bis zu 0,01 Gew.-% kann bei der Verarbeitung eines erfindungsgemäßen Stahls über Bandguss die Gefahr von Rissbildung minimiert werden. Im Fall der Verarbeitung über Strangguss helfen diese Elemente in den genannten Gehaltsgrenzen, die Gefahr des Auftretens von Oberflächenfehlern beim Warmwalzen zu vermindern.
  • Ein hinsichtlich der insbesondere im kaltgewalzten Zustand angestrebten Eigenschaften optimales Verhältnis der austenit- und ferritbildenden Legierungsbestandteile ergibt sich dann, wenn für den Faktor t = % Cr + 2 % Mo + 1 , 5 % Si + 3 % Al - 5 0 , 3 % Mn + % Ni + 0 , 5 % Cu + 15 ⁢ % C + % N + 2
    Figure imgb0001
    gilt
    t kleiner oder gleich 1,3,
    wobei mit %C der C-Gehalt, %N der N-Gehalt, %Si der Si-Gehalt, %Al der Al-Gehalt, %Mn der Mn-Gehalt, %Cr der Cr-Gehalt, %Ni der Ni-Gehalt, %Mo der Mo-Gehalt und %Cu der Cu-Gehalt der jeweiligen Stahlzusammensetzung bezeichnet sind. Dies gilt insbesondere dann, wenn t kleiner als 1,3 ist, wobei sich die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften dann besonders sicher einstellen, wenn t höchstens 1,2 beträgt.
  • Gemäß der Erfindung weist ein aus einem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl kaltgewalztes Stahlprodukt, also beispielsweise ein kaltgewalztes Stahlband oder Stahlblech, eine Dehnung A80 von mindestens 35 % auf. Bei einem derart beschaffenen kaltgewalzten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt beträgt das Grenzziehverhältnis beim Tiefziehen eines rotationssymmetrischen Näpfchens 2,00. "Grenzziehverhältnis" meint dabei das größte aus dem Durchmesser der Ronde, aus der das Näpfchen gezogen wird, zum Durchmesser des zum Tiefziehen des Näpfchens eingesetzten Stempels gebildete Ziehverhältnis im Erstzug, bei dem mit einer bestimmten Niederhalterkraft ein Napf ohne Bodenreißer oder Falten tiefgezogen werden kann. Die Ronde wird dabei an ihrem äußeren Rand vollständig zwischen einem Ziehring und einem Niederhalter eingespannt. Ein Stempel mit 100 mm Durchmesser dringt dann in die Ronde ein und formt in einem Tiefziehvorgang eine Kalotte. Dieser Vorgang wird fortgesetzt, bis das Blechmaterial reißt. Die unter diesen Umständen erzielte, rissfreie Kalottenhöhe beträgt bei einem aus erfindungsgemäßen Stahl hergestellten Kaltband oder -blech regelmäßig 58 mm. Dementsprechend weist ein erfindungsgemäß beschaffenes Stahlflachprodukt eine Eigenschaftskombination auf, die es in optimaler Weise für eine Umformung beispielsweise durch Tiefziehen oder vergleichbare Operationen geeignet macht.
  • Die Erzeugung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts umfasst allgemein die Arbeitsabschnitte "Erschmelzen, Behandeln und Nachbehandeln des Stahls im Stahlwerk", "Erzeugen von gegossenem Band durch Bandguss aus dem Stahl", "Warmwalzen des gegossenen Bandes oder der Brammen", "Vorbereiten (Glühen und Beizen/Entzundern) des Warmbandes für das Kaltwalzen", "Kaltwalzen", "Fertigglühen des Kaltbandes" und "Endbearbeiten (Dressieren, Streckrichten, Besäumen) des Kaltbandes". Jeder dieser Arbeitsabschnitte kann dabei optionale Arbeitsschritte umfassen, die beispielsweise jeweils in Abhängigkeit von der zur Verfügung stehenden Anlagentechnik und den vom Verwender (Kunden) gestellten Anforderungen durchgeführt werden.
  • Zur Herstellung eines Stahlflachproduktes wird gemäß der Erfindung demnach zunächst ein in erfindungemäßer Weise zusammengesetzter Stahl erschmolzen. Die derart zusammengesetzte Schmelze wird dann in einer Zweirollengießmaschine zu einem gegossenen Band vergossen. Die Erstarrung des erfindungsgemäßen Stahls erfolgt dabei aufgrund des hohen Cr-Gehaltes und niedrigen Ni-Gehaltes primär ferritisch und dann austenitisch. Die hohen dem Bandgießen zu Grunde liegenden Abkühlraten begünstigen den Verbleib deutlicher δ-Ferritanteile ("delta-Ferritanteile") im Warmband.
  • Anschließend wird das aus dem erfindungsgemäßen Stahl gegossene Band in einem kontinuierlichen Fertigungsablauf inline auf das Bandgießen folgend warmgewalzt. Auf diese Weise wird ein Warmband mit einer typischen Dicke von 1 bis 4 mm erzeugt. Auf dem Weg zu dem jeweiligen Warmwalzgerüst kann das gegossene Band selbstverständlich weitere Arbeitsstationen, wie einen Ausgleichs- oder Wiedererwärmungsofen, durchlaufen.
  • Die Verarbeitung des erfindungsgemäßen Stahls in einer Bandgießanlage hat den Vorteil, dass sich die Stahlschmelze zu einem Band mit minimierter, insbesondere auf max. 4 mm, vorzugsweise max. 3,5 mm, beschränkter Dicke vergießen lässt und anschließend Umformungen mit Umformgraden von max. 50 % erforderlich sind, um das gegossene Band auf Enddicke zu bringen. Auf diese Weise ist es möglich, aus erfindungsgemäßem Stahl trotz dessen Zweiphasigkeit prozesssicher ein Warmband zu fertigen, das anschließend einer konventionellen Weiterverarbeitung zu Kaltband zugeführt werden kann.
  • Besonders vorteilhaft wirkt sich die erfindungsgemäße Vorgehensweise aus, wenn das Warmwalzen in einem einzigen Warmwalzstich erfolgt. Der im Zuge des Warmwalzens erzielte Gesamtumformgrad ε sollte dabei höchstens 50 % betragen, da sich andernfalls ein unerwünscht feinkörniges Gefüge bildet.
  • Die Warmwalztemperaturen, mit denen das gegossene Band in den ersten Walzstich des Warmwalzens einläuft, liegen dabei bevorzugt im Bereich von 1050 - 1200 °C.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • In Tabelle 1 sind die chemischen Zusammensetzungen von drei unter die Erfindung fallenden Legierungen E1 - E4 angegeben.
  • Zur Herstellung von entsprechend diesen Legierungen E1 - E4 zusammengesetzten Schmelzen sind im Stahlwerk in einem Elektrolichtbogenofen legierter und unlegierter Schrott sowie Ferrolegierungen gemeinsam eingeschmolzen worden.
  • Danach ist die so erhaltene Schmelze aus dem Elektrolichtbogenofen in einem AOD-Konverter (AOD = Argon Oxygen Decarburization) weiter behandelt worden. Hauptziel dieser Behandlung war die Reduzierung des Kohlenstoffgehaltes auf einen Zielwert durch Einblasen eines Sauerstoff-Argon-Gemisches.
  • Nach der AOD-Behandlung ist die Schmelze in eine Pfanne gegossen worden. Die hohen Qualitätsanforderungen an die Eigenschaften der erschmolzenen Stähle machten dann eine Nachbehandlung erforderlich. Dies erfolgte in der Sekundärmetallurgie, der Pfannen- bzw. Vakuumbehandlung von flüssigem Rohstahl. Dieser Arbeitsschritt verfolgte neben der Homogenisierung der Schmelze sowie der Einhaltung enger Temperaturgrenzen bzw. exakter Temperaturen in erste Linie das Ziel, niedrige Gehalte der Elemente Kohlenstoff, Stickstoff, Wasserstoff, Phosphor sowie einiger Spurenelemente im Stahl einzustellen.
  • Die entsprechend behandelte Schmelze ist dann in einer konventionellen Zweirollengießmaschine ("Twin-Roller") zu einem gegossenen Band mit einer Dicke von 2,5 - 3,5 mm und anschließend direkt in einem Stich integriert zu einem Warmband mit einer Dicke von 1,5 - 2,5 mm warmgewalzt worden. Die Warmwalzendtemperatur betrug dabei 1100 °C, wobei für das Warmwalzen von Warmbändern aus erfindungsgemäßen Stählen grundsätzlich Warmwalzendtemperaturen von 1050 - 1200 °C bei Verformungsgraden von 25 - 50 % in Frage kommen. Durch die unmittelbare Aufeinanderfolge von Bandgießen und Warmwalzen unter den genannten Bedingungen kann die Gefahr der Entstehung von Rissen und Oberflächenfehlern vermieden werden, die bei einer konventionellen, über einen mehrstufigen Warmwalzprozess erfolgenden Verarbeitung der erfindungsgemäßen Stahllegierungen aufgrund der Zweiphasigkeit der aus ihnen erzeugten Warmbänder besteht.
  • Zum Vergleich sind zwei unter die genormte Legierung des Stahls 1.4301 fallende Proben 4301.70, 4301.60 erschmolzen worden, von denen die Probe 4301.70 in der Zweirollengießmaschine mit anschließendem Warmwalzen in der voranstehend für die Proben E1 - E4 beschriebenen Weise zu Warmband mit einer Dicke von 1,9 - 2,4 mm verarbeitet worden ist, während die Probe 4301.60 in konventioneller Weise zu Brammen stranggegossen und mehrstufig zu 2,8 - 3,6 mm dickem Warmband verarbeitet worden ist.
  • Die in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Warmbänder sind anschließend zum Kaltwalzen vorbereitet worden. Sie sind dazu einer Wärmebehandlung in Form einer Glühung bei einer Temperatur unterzogen worden, die bei der Verarbeitung erfindungsgemäßer Warmbänder typischerweise im Bereich von 1000 - 1180 °C liegt. Bei den hier erläuterten Ausführungsbeispielen betrug sie jeweils 1050 °C.
  • Anschließenden sind die Warmbänder in bekannter Weise einer Entzunderung unterzogen worden, um die Warmbandoberfläche von der darauf haftenden Oxidschicht zu befreien. Eine solche Entzunderung umfasst üblicherweise ein mechanisches, beispielsweise mit Hilfe eines konventionellen Zunderbrechers durchgeführtes Vorentzundern und ein Beizen, bei dem mit einem flüssigen Beizmedium der Zunder weitestgehend vollständig von der metallischen Oberfläche des Warmbandes entfernt wird.
  • Das so geglühte und sauber gebeizte so genannte "weiße" Warmband ist zu Coils aufgewickelt und dem Kaltwalzgerüst zugeführt worden.
  • Das Kaltwalzen der Warmbänder auf die geforderte Enddicke von 0,8 mm ist ohne vorhergehende Erwärmung auf einem 20-Rollen-Kaltwalzgerüst durchgeführt worden. Dieser Kaltwalzgerüst-Typ ist in der Lage, die für die Verarbeitung von Edelstählen erforderlichen hohen Umformkräfte aufzubringen und gewährleistet zugleich die Einhaltung der von den Kunden geforderten Toleranzen bezüglich Oberflächenqualität und Dicke. Die im Zuge des Kaltwalzens erzielten Verformungsgrade liegen bei erfindungsgemäßer Verarbeitung typischerweise im Bereich von 40 - 80 %.
  • Das beim Kaltwalzen verfestigte Kaltband ist für die Wiederherstellung seiner für die weitere Verarbeitung erforderlichen Umformeigenschaften bei einer Glühtemperatur von 1140 °C rekristallisierend geglüht worden. Für die rekristallisierende Glühung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte geeignete Glühtemperaturen liegen im Bereich von 1050 - 1180 °C.
  • Bei den vorliegenden Ausführungsbeispielen ist die rekristallisierende Glühung auf einer konventionellen Glüh- und Beizlinie durchgeführt worden, in der das Kaltband zunächst in einer offenen Atmosphäre geglüht und anschließend in der Beizstrecke erneut von dem dabei entstandenen Zunder befreit worden ist. Alternativ ist es bei besonders hohen Anforderungen an die Oberflächenbeschaffenheit auch möglich, die Glühung unter einer Schutzgasatmosphäre einer Blankglühlinie durchzuführen. Die metallisch glänzende Oberfläche des Kaltbandes bleibt hierbei erhalten, ihr Glanz wird durch die abschließende Warmebehandlung in einer Schutzgasatmosphäre verstärkt.
  • Zur endgültigen Einstellung der vom Kunden gewünschten mechanischen Eigenschaften, der Planheit, der Oberflächenfeinstruktur und des Glanzes sind die wärmebehandelten Kaltbänder schließlich einem Dressierwalzen unterzogen worden. Dazu werden üblicherweise Zwei- oder Vier-Rollen-Dressiergerüste mit polierten Arbeitswalzen eingesetzt.
  • Die δ-Ferritgehalte der aus den Stählen E1 - E4, 4301.70 und 4301.60 erzeugten Warmbänder ("WB") und ihre jeweiligen mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Rp, Zugfestigkeit Rm und Dehnung A80 sind in Tabelle 2 aufgeführt. Genauso sind in Tabelle 2 für die aus den Stählen E1 - E4, 4301.70 und 4301.60 in der hier erläuterten Weise erzeugten, 0,8 mm dicken Kaltbänder der delta-Ferritgehalt 8-Ferrit, die nach ASTM bewertete Körnigkeit ihres Gefüges sowie die Dehngrenze Rp, Zugfestigkeit Rm und Dehnung A80 angegeben.
  • Bei den meisten der aus den erfindungsgemäßen Proben erhaltenen Kaltbänder liegen die Werte der Dehngrenze und Zugfestigkeit über den Werten der aus den Vergleichsproben 4301.70 und 4301.60 erzeugten Kaltbänder.
  • Die Dehnungswerte A80 liegen für die aus den Proben E1 - E4 erzeugten Kaltbänder zwischen 44,4 % und 48,5 % quer zur Walzrichtung, während für die Vergleichsproben 4301.70 und 4301.60 Dehnwerte A80 von 53 % und 57,6 % ermittelt werden konnten.
  • Der δ-Ferritanteil ("delta-Ferritanteil") des erfindungsgemäßen Stahls im Kaltband liegt bei Gehalten zwischen 8,5 % und 13 % und damit deutlich über den für die beiden Vergleichsproben ermittelten Werten. Die bei den erfindungsgemäßen Proben vorhandenen deutlichen Anteile an δ-Ferrit erklären die niedrigeren Dehnungswerte. Außerdem ist insbesondere das aus den Proben E1 - E4 erzeugte Kaltband mit ASTM-Werten von bis zu 10 sehr feinkörnig, was als eine mögliche Ursache für das hohe Festigkeitsniveau in Frage kommt. Zudem steigern Elemente wie Kohlen- und Stickstoff bzw. Mangan als interstitiell bzw. substitutionell gelöste Atome (in Form eines Mischkristalls) die Festigkeitseigenschaften.
  • Die zur Bewertung der Umformbarkeit geeigneten technologischen Kennwerte der aus den Proben E1 und E4 sowie der 4301.60 erzeugten Kaltbänder sind in Tabelle 3 aufgeführt.
  • Die Kalottenhöhe als Kennwert für die Streckziehfähigkeit liegt bei den aus den Proben E1 und E4 erzeugten Kaltbändern im Bereich bzw. leicht unterhalb der Werte, die aus den beiden Vergleichsproben ermittelt werden konnten.
  • Auch liegt das Grenzziehverhältnis bei den aus den Proben E1 und E4 erzeugten Kaltbändern im Bereich des Grenzziehverhältnisses der Probe 4301.60. Die erfindungsgemäßen Kaltbänder weisen somit ein gleich gutes Tiefziehvermögen auf wie die aus dem konventionellen Stahl 1.4301 erzeugten Proben.
  • Dementsprechend lassen sich aus erfindungsgemäßem Stahl Bauteile mit hohem Tiefziehanteil und großer Ziehtiefe herstellen. Bei ihrer Verformung zeigen in erfindungsgemäßer Weise erzeugte kaltgewalzte Stahlflachprodukte eine geringere Zipfeligkeit als Kaltbänder, die in konventioneller Weise über Strangguss aus dem Stahl 1.4301 erzeugt worden sind. Dies belegt ein isotroperes Fließverhalten des erfindungsgemäßen Stahls bedingt durch eine geringere Walztextur im Kaltband. Ein solches Verhalten erweist sich bei vielen Tiefziehprozessen als besonders günstig. Die r-Werte in Querrichtung erfindungsgemäß erzeugter Kaltwalzprodukte liegen im Bereich des konventionell erzeugten Materials.
  • Das nach dem Dressierwalzen erhaltene Kaltband kann erforderlichenfalls einem Streckrichten und Besäumen unterzogen werden. In der Regel werden diese Fertigungsschritte separat durchgeführt. Schleiflinien können dann die Bänder erforderlichenfalls noch mit unterschiedlichen Schliffbildern auf der Bandoberfläche versehen. Für höchste Anforderungen an die Planheit eines Edelstahlbleches werden dressierte oder auch undressierte Kaltbänder in Bandstreckanlagen behandelt. Eventuell vorhandene Eigenspannungen, die zur Unplanheit eines Bandes führen können, werden so ausgeglichen.
  • Mit der Erfindung steht somit ein Stahl zur Verfügung, dessen Korrosionsbeständigkeit mit der des Stahls 1.4301 vergleichbar ist. Der δ-Ferritgehalt ("delta-Ferritgehalt") bei aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Warm- und Kaltband wird dabei über die chem. Zusammensetzung und die im Zuge des als Verarbeitungsverfahren gewählten Bandgießens mit anschließend inline absolviertem Warmwalzen mögliche schnelle Erstarrung so eingestellt, dass Bruchdehnungswerte deutlich oberhalb von 35 %, insbesondere oberhalb von 40 %, erreicht werden und die technologischen Umformeigenschaften im Streubandbereich des Werkstoffs 1.4301 liegen. Tabelle 1
    Probe C Si Mn Cr Mo Ni N Cu
    E1 0,057 0,15 7,57 18,01 0,1 3,06 0,11 2,22
    E2 0,06 0,11 7,6 18,0 0,1 3,08 0,09 2,31
    E3 0,053 0,11 7,74 17,92 0,14 3,9 0,11 1,61
    E4 0,09 0,09 8 18,24 0,09 2,15 0,1 2,32
    4301.70 0,04 0,2 1,24 18,14 0,25 8,52 0,049 0,26
    4301.60 0,04 0,39 1,24 18,15 0,25 8,54 0,049 0,26
    Angaben in Gew.-%
    Tabelle 2b
    Warmband Kaltband
    robe δ-Ferrit [%] Rp [MPa] Rm [MPa] Ag [%] δ-Ferrit [%] Rp [MPa] Rm [MPa] Rp/Rm [%] A80 [%] Körnigkeit gemäß ASTM
    E1 14 - - - 13 332 646 0,51 47,4 10
    E2 14 336 651 43,2 11 341 637 0,54 44,4 10
    E3 12 334 657 46 8,5 357 675 0,53 48,5 10
    E4 13,9 360 685 41,6 11,7 390 705 0,55 41,2 10
    2,0 - 8,0 325 633 50 1-2 304 645 0,47 53 9
    4301.70
    4301.60 1,0 - 2,0 - - - 0 285 624 0,46 57,6 8,5
    "-" = Nicht ermittelt
    Tabelle 3
    Probe Dicke [mm] Kalottenhöhe [mm] Grenzziehverhältnis Zipfeligkeit [mm]
    E1 0,8 61,7 - 63,1 2,00 2,14
    E4 0,8 63 - 65 2,06 2,44
    4301.60 0,8 63 - 67 2,00 - 2,06 3,7 - 6,5

Claims (19)

  1. Nichtrostender Stahl, dessen Gefüge im kaltgewalzten Zustand 5 - 15 Vol.-% δ-Ferrit und als Rest Austenit aufweist, mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
    C: 0,05 - 0,14 %,
    Si: 0,1 - 1,0 %,
    Mn: 4,0 - 12,0 %,
    Cr: >17,5 - 22,0 %,
    Ni: 1,0 - 4,0 %,
    Cu: 1,0 - 3,0 %,
    N: 0,03 - 0,2 %,
    P: max. 0,07 %,
    S: max. 0,01 %,
    Mo: max. 0,5 %,
    optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B, V, Al, Ca, As, Sn, Sb, Pb, Bi, H" mit folgender Maßgabe
    Ti: max. 0,02 %,
    Nb: max. 0,1 %,
    B: max. 0,004 %,
    V: max. 0,1 %,
    Al: 0,001 - 0,03 %,
    Ca: 0,0005 - 0,003 %,
    As: 0,003 - 0,015 %,
    Sn: 0,003 - 0,01 %,
    Pb: max. 0,01 %,
    Bi: max. 0,01 %,
    H: max. 0,0025 %,
    Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  2. Nichtrostender Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass für t = % Cr + 2 % Mo + 1 , 5 % Si + 3 % Al - 5 0 , 3 % Mn + % Ni + 0 , 5 % Cu + 15 ⁢ % C + % N + 2
    Figure imgb0002
    gilt t ≤ 1,3,
    wobei mit %C der C-Gehalt, %N der N-Gehalt, %Si der Si-Gehalt, %Al der Al-Gehalt, %Mn der Mn-Gehalt, %Cr der Cr-Gehalt, %Ni der Ni-Gehalt, %Mo der Mo-Gehalt und %Cu der Cu-Gehalt der jeweiligen Stahlzusammensetzung bezeichnet sind.
  3. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt 0,1 - 0,4 Gew.-% beträgt.
  4. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt 4,0 - 10,5 Gew.-% beträgt.
  5. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt max. 20,0 Gew.-% beträgt.
  6. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 17,7 Gew.-%, insbesondere mindestens 18,0 Gew.-%, beträgt.
  7. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ni-Gehalt mindestens 1,5 Gew.-% beträgt.
  8. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 1,5 Gew.-% Cu enthält.
  9. Nichtrostender Stahl nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cu-Gehalt mindestens 2,0 Gew.-% beträgt.
  10. Nichtrostender Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt 0,03 - 0,10 Gew.-% beträgt.
  11. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche zusammengesetzten Stahl.
  12. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass seine Dehnung A80 mindestens 35 % beträgt.
  13. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 11oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Grenzziehverhältnis beim Tiefziehen eines rotationssymmetrischen Näpfchens 2,00 beträgt.
  14. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, wie Stahlband oder Stahlblech, bei dem folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:
    - Erschmelzen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11 beschaffenen nichtrostenden Stahls,
    - Vergießen des erschmolzenen Stahls in einer Zweirollengießmaschine zu einem gegossenen Band;
    - inline auf das Gießen des gegossenen Bandes erfolgendes Warmwalzen des gegossenen Bands zu einem Warmband.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmwalzen in einem einzigen Warmwalzstich erfolgt.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 oder 15, dadurch gekennzeichnet, dass der während des Warmwalzens erzielte Gesamtumformgrad ε höchstens 50 % beträgt.
  17. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das gegossene Band mit einer im Bereich von 1050 - 1200 °C liegenden Warmwalzanfangstemperatur in den ersten Walzstich einläuft.
  18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke des gegossenen Bandes höchstens 4 mm beträgt.
  19. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18 dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband zu einem Kaltband kaltgewalzt wird, so dass ein gemäß einem der Ansprüche 12 bis 14 ausgebildetes Kaltband erhalten wird.
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