AT526638B1

AT526638B1 - Ausscheidungsgehärteter martensitischer, nichtrostender Stahl mit ausgezeichneter Schweissbarkeit, und Verfahren zur Herstellung desselben

Info

Publication number: AT526638B1
Application number: ATA9245/2022A
Authority: AT
Inventors: Ji Xin; MAEDA Taiki; WEI Fugao; Todoroki Hidekazu
Original assignee: Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Priority date: 2021-08-19
Filing date: 2022-08-15
Publication date: 2025-12-15
Also published as: AT526638A5; WO2023022130A1; AT526638A2; US20240376561A1; SE547608C2; SE2450204A1; JP2023028465A; JP7018537B1; CN117836455A

Abstract

Ausscheidungshärtender martensitischer nichtrostender Stahl mit höherer Festigkeit und verbesserten Schweißeigenschaften, bestehend aus: in Masse-%, C: 0,030 bis 0,065 %, Si:1,0 bis 2,0 %, Mn: 0,51 bis 1,50 %, P: nicht mehr als 0,04 %, S: nicht mehr als 0,0020 %, Ni: 4,0 bis 10,0 %, Cr: 11,0 bis 18,0 %, Mo: 0,1 bis 1,50 %, Cu: 0,30 bis 6,0 %, Al: 0,005 bis 0,2 %, Sn: 0,003 bis 0,030 %, N: 0,001 bis 0,015 %, Ti: 0,15 bis 0,45 %, Nb: 0,15 bis 0,55 %, Ca: nicht mehr als 0,0025 %, Mg: 0,0001 bis 0,0150 %, O: nicht mehr als 0,01 % und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, und die der folgenden Formel (1) entspricht und wobei δcal (Vol.-%), definiert durch die Formel (2), in einem Bereich von 1,0 bis 9,0 liegt: Sn + 0,009 Cu ≤ 0,06 …(1) δcal (Vol.-%) = 4,3 (1,3 Si + Cr + Mo + 2,2 Al + Ti + Nb) -3,9 (30 C + 30 N + Ni + 0,8 Mn + 0,3 Cu) -31,5 …(2)

Description

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Beschreibung

AUSSCHEIDUNGSGEHÄRTETER MARTENSITISCHER NICHTROSTENDER STAHL MIT AUSGEZEICHNETER SCHWEISSBARKEIT, UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DESSELBEN

TECHNISCHES GEBIET

[0001] Die vorliegende Erfindung betrifft die Verbesserung der Schweißeigenschaften von ausscheidungshärtendem martensitischem nichtrostendem Stahl, der für Anwendungen geeignet ist, bei denen eine hohe Festigkeit erforderlich ist, wie z. B. für Stahlbänder, hochfeste Ventilteile, Schweißbälge und dergleichen.

ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK

[0002] Da ausscheidungshärtender martensitischer nichtrostender Stahl durch eine Alterungsbehandlung an einer martensitischen Mikrostruktur sehr leicht verfestigt werden kann, wird er häufig für Stahlbänder oder ähnliches verwendet, und SUS630 ist einer der bekanntesten unter diesen Stählen. Der Stahl wird durch die Ausscheidung einer £-Cu-Phase durch Alterungswärmebehandlung verfestigt. Seine Endfestigkeit beträgt etwa 1.500 MPa.

[0003] Abgesehen von diesem Stahl werden in den Patentdokumenten 1 und 2 martensitische nichtrostende Stähle vorgeschlagen, denen Ti und Si zugesetzt sind, und es werden Zusammensetzungen und Verfahren zur Herstellung vorgeschlagen, um die Erweichung an einem geschweißten Teil zu verhindern. Mit dieser Technik soll ein Phänomen verhindert werden, bei dem sich die martensitische Struktur aufgrund der Wärmezufuhr während des Schweißens zurückverwandelt, eine unbeabsichtigte Ausscheidung von Ausscheidungshärtungselementen zusammen mit einer Vergröberung der Kristallkörner auftritt und infolgedessen die Festigkeit und Zähigkeit stärker beeinträchtigt werden kann als im Grundmaterial und im geschweißten Metallteil. Vorbeugende Maßnahmen sind unter diesem Gesichtspunkt ausreichend; Maßnahmen gegen Probleme, die direkt mit der Schweißausführung zusammenhängen, wie z. B. Rissbildung oder Hinterschneidung an einem Schweißteil, sind in der Praxis jedoch unzureichend.

[0004] In ähnlicher Weise wird in Patentdokument 3 ein Stahl offenbart, der auf einem neuen Verstärkungsmechanismus beruht, bei dem Ti und Nb als Verstärkungselement komplexiert sind. Der Stahl weist eine zufriedenstellende Festigkeit auf, jedoch werden keine Maßnahmen im Hinblick auf die Schweißeigenschaften getroffen.

[0005] Darüber hinaus wird in Patentdokument 4 ein Stahl vorgeschlagen, dem Al zugesetzt wird, um eine Verstärkung zu erreichen und die Produktivität zu verbessern. Al-bedingte Oxide bilden sich jedoch leicht an einer Schweißraupe, und die Anwendung für eine Verwendung, bei der die Eigenschaften eines geschweißten Teils wichtig sind, wie z. B. bei einem Stahlband, ist begrenzt.

[0006] Im Hinblick auf die oben erwähnte Forderung nach Verstärkung wurden viele Maßnahmen vorgeschlagen, und auch Maßnahmen zur Begrenzung der Erweichung eines geschweißten Teils wurden vorgeschlagen. Maßnahmen in Bezug auf die Sicherung der Schweißeigenschaft, bei der es sich um eine der wichtigsten Eigenschaften handelt, sind jedoch nicht ausreichend.

[0007] Die Patentdokumente sind wie folgt.

Patentdokument 1: Japanische veröffentlichte ungeprüfte Patentanmeldung Nr. Showa 59 (1984)-49303

Patentdokument 2: Japanische veröffentlichte ungeprüfte Patentanmeldung Nr. Heisei 05 (1993)-271769

Patentdokument 3: Japanische veröffentlichte Patentschrift Nr. 6776467 Patentdokument 4: Japanische veröffentlichte Patentschrift Nr. 4870844

KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG

[0008] Im Hinblick auf die Anforderung, ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrosten-

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dem Stahl zu verstärken, wurden verschiedene Arten von Verstärkungselementen zugesetzt, um die Verstärkung zu realisieren; jedoch wurden Studien im Hinblick auf die Schweißeigenschaften, die beispielsweise bei der Verwendung in Stahlbändern von Bedeutung sind, überhaupt nicht durchgeführt. Ziel der vorliegenden Erfindung ist es daher, die Schweißeigenschaften von ausscheidungshärtendem martensitischem nichtrostendem Stahl mit höherer Festigkeit zu verbessern und darüber hinaus ein Verfahren zur Herstellung von nichtrostendem Stahl mit diesen Zusammensetzungen bereitzustellen.

[0009] Die vorliegende Erfindung wurde in Kenntnis der obigen Sachverhalte fertiggestellt, und der ausscheidungshärtende martensitische nichtrostende Stahl der vorliegenden Erfindung besteht aus: in Masse-%, C: 0,030 bis 0,065 %, Si: 1,0 bis 2,0 %, Mn: 0,51 bis 1,50 %, P: nicht mehr als 0,04 %, S: nicht mehr als 0,0020 %, Ni: 4,0 bis 10,0 %, Cr: 11,0 bis 18,0 %, Mo: 0,1 bis 1,50 %, Cu: 0,30 bis 6,0 %, Al: 0,005 bis 0,2 %, Sn: 0,003 bis 0,030 %, N: 0,001 bis 0,015 %, Ti: 0,15 bis 0,45 %, Nb: 0,15 bis 0,55 %, Ca: nicht mehr als 0,0025 %, Mg: 0,0001 bis 0,0150 %, O: nicht mehr als 0,01% und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, und entspricht der folgenden Formel (1), und öcal (%), definiert durch die Formel (2), liegt in einem Bereich von 1,0 bis 9,0.

Sn +0,009 Cu = 0,06 ...(1)

öcal (Vol.-%) = 4,3 (1,3 Si + Cr + Mo + 2,2 Al + Ti + Nb) -3,9 (30 C + 30 N + Ni + 0,8 Mn + 0,3 Cu) -31,5 ... (2)

[0010] Es ist bevorzugt, dass der ausscheidungshärtende martensitische nichtrostende Stahl der vorliegenden Erfindung Folgendes enthält: B: 0,0010 bis 0,0020 %.

[0011] Es ist bevorzugt, dass der ausscheidungshärtende martensitische nichtrostende Stahl der vorliegenden Erfindung der Formel (3) entspricht.

Nb-Ti>0...(3)

[0012] Darüber hinaus umfasst das Verfahren zur Herstellung des ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls der vorliegenden Erfindung die folgenden Schritte: Schmelzen des Rohmaterials aus Ni-Legierungsschrott, Eisenschrott oder nichtrostendem Schrott, Ferrochrom, Ferronickel, reinem Nickel, metallischem Chrom in einem Elektroofen, Einblasen von Sauerstoffgas und/oder Argongas, um eine Entkohlung und Raffination in einem AOD-Ofen oder VOD-Ofen durchzuführen, der mit Magnesiachrom oder Dolomit als feuerfestem Material ausgekleidet ist, Bilden einer Schlacke vom Typ CaO-SiO2-Al2O3s-MgO-F, umfassend CaO: 40 bis 70%, SIO2: 1 bis 20 %, AlzO3: 5 bis 20 %, MgO: 5 bis 20 %, F: 1 bis 10 % Durchführen der Entschwefelung und Desoxidation durch Einbringen von kalziniertem Kalk, Fluorit, Al und Si, Raffinieren im AOD-Ofen oder VOD-Ofen durch Einbringen einer Ti-Quelle und einer Nb-Quelle, Einstellen der Zusammensetzungen und der Temperatur im LF-Verfahren, Herstellen von rechteckigen Brammen durch StranggießRen, Warmwalzen, Kaltwalzen, falls erforderlich, und Durchführen einer Lösungsglühung.

[0013] Es ist bevorzugt, dass das Lösungsglühen bei der Herstellung des ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls der vorliegenden Erfindung bei 900 bis 1.150 °C durchgeführt wird.

KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

[0014] Fig. 1A ist ein Diagramm, das den Einfluss der Si-Menge auf den Einbrand zeigt und

[0015] Fig. 1B ist ein Diagramm, das den Einfluss der Si-Menge auf die Schweißraupenbreite zeigt.

[0016] Fig. 2A ist ein Diagramm, das den Einfluss der Al-Menge auf die Anzahl der konkaven und konvexen Teile auf der Schweißraupe zeigt, und

[0017] Fig. 2B ist ein Diagramm, das den Einfluss der Ti-Menge auf die Anzahl der konkaven und konvexen Teile auf der Schweißraupe zeigt.

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[0018] Fig. 3 ist ein Diagramm, das den Einfluss der Ti- und Nb-Zusatzmengen auf die Anzahl der konkaven und konvexen Teile der Schweißraupe zeigt.

[0019] Fig. 4 ist ein Diagramm, das den Einfluss der Cu-Menge auf das Auftreten von Schweißrissen im Varestraint-Test zeigt.

[0020] Fig. 5 ist ein Diagramm, das den Einfluss der Cu- und Sn-Menge auf das Auftreten von Schweißrissen zeigt.

AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG

[0021] Das Schweißen eines Stahlbandes erfolgt in der Regel durch Umformen, Anfasen und Schweißen in einem Arbeitsgang, ohne Verwendung von Schweißzusatz. Nach dem Schweißen mit der erforderlichen Mindestwärmezufuhr werden die Schweißraupen auf der Vorder- und Rückseite bis zu einer Blechdicke des Grundmaterials entfernt, d. h. es wird ein Raupenschnitt durchgeführt. In letzter Zeit werden die Bänder jedoch immer dicker, so dass z. B. ein Stahlband mit einer Blechdicke von mehr als 3,5 mmt, bei dem das Schweißen nicht in einem Durchgang beendet werden kann, in der Praxis realisiert wurde. Darüber hinaus gibt es starke Forderungen nach einer Verbreiterung, und ein Band mit einer Breite von 5 Fuß wurde in der Praxis realisiert. In solchen aktuellen Situationen sind bessere Schweißeigenschaften unter schwierigen Bedingungen stärker erforderlich als bisher. Obwohl Schweißzusatz nicht wie üblich verwendet wird, da 3 oder 4 Schweißdurchgänge erforderlich sind, ist es notwendig, dass (1) Defekte wie Risse während des Schweißens nicht auftreten, selbst wenn mit einer größeren Wärmezufuhr als üblich geschweißt wird, und (2) da oxidierter Zunder auf der Oberfläche der Raupe zwischen jedem der Durchgänge entfernt wird, die Bildung von oxidiertem Zunder gering sein sollte, eine Oberfläche einer Raupe flach sein sollte, um die Behandlung zu erleichtern, und die oben genannten Bedingungen auch dann erforderlich sind, wenn das Schweißen auf einer Länge von 5 Fuß durchgeführt wird. Insbesondere sollten die Oberflächenbedingungen besser sein, da Schweißfehler in einem nächsten Durchgang auftreten können, wenn die Behandlung von (2) unzureichend ist.

[0022] Die Erfinder haben geforscht, um die oben genannten Probleme zu lösen. Um bessere Schweißeigenschaften zu erzielen, haben die Erfinder intensiv nach Zusammensetzungen geforscht, bei denen die Eigenschaften Eindringtiefe, Rissbeständigkeit beim Schweißen und Raupenform auch dann beibehalten werden können, wenn das Schweißen mit großer Wärmezufuhr an einem Material mit größerer Blechdicke als herkömmlich durchgeführt wird.

[0023] 14,2 % Cr-6,8 % Ni-1,5 % Si-0,7 % Mo-0,7 % Cu-0,35 % Ti- 0,35 % Nb wurde als Grundzusammensetzung gewählt, die Konzentrationen der interessierenden Elemente wurden innerhalb der in Tabelle 1 angegebenen Bereiche unterschiedlich verändert und das Schmelzen wurde im Labormaßstab durchgeführt. Da die Untersuchung breiter Zusammensetzungsbereiche angestrebt wird, wurden auch die Konzentrationen der Elemente der Basiskomponenten verändert. Das Schmelzen erfolgte in einem Hochfrequenz-Induktionsofen mit einem Gewicht von jeweils 10 kg. Danach wurde ein Warmschmieden mit einer Dicke von 5,3 mmt durchgeführt. Außerdem wurde ein Lösungsglühen mit 1.050 °C x 5 Minuten durchgeführt, mit Wasser abgekühlt, mit Säure gebeizt und für verschiedene Tests verwendet. Da die Blechdicke für die Bewertung der Einbrandeigenschaften angeglichen werden sollte, wurde die Dicke mit einem Formgeber von beiden Seiten auf 5,0 mmt eingestellt, damit sie bewertet werden konnte. Die Oberflächenbearbeitung war “VVV” (drei umgekehrte Dreiecke, die im Symbol der japanischen Industrienorm für eine leichte Spiegelbearbeitung stehen). Bei einer dicken Platte ist der Wärmeverlust groß, und es ist schwieriger, die Einbrandeigenschaften aufrechtzuerhalten. Daher wird eine Situation betrachtet, die in einem Produktionsprozess in der Praxis realisierbar ist, und es wurde eine Blechdicke von 5 mmt gewählt.

[0024] Mit diesem Prüfstück wurden zwei Tests durchgeführt. Einer davon war ein Bead-onPlate-Test (Rampenaufschweissprüfung bei Schweißnähten) in einem Durchgang durch WIGSchweißen. Die Schweißbedingungen wurden wie folgt festgelegt: Schweißstrom: 125 A, Schweißgeschwindigkeit: 80 mm/min, Schweißgas: Ar + 3 % H2, 15 L/min. Bei dem geschweißten Prüfstück wurden (1) Tiefe und Breite des Einbrands durch Betrachtung des Querschnitts und (2)

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des Aussehens (konkaver und konvexer Teil) bewertet. [0025] Tabelle 1

C Si Mn Ss Ni Cr Mo Cu -0,065% | -2,6% | „2,0% | 0,0005-0,0015% | 5-7% | 12,5-16,0% 2,0% 6,6% Al Ti Nb Sn B Mg Ca

0,25% | 0,55% | 0,55% —0,045% —=0,005% | 0,0025 | -0,0030%

[0026] Die Ergebnisse der Studie zum Einfluss von Si auf die Einbrandeigenschaften sein in Fig. 1 dargestellt. Mit zunehmendem Si-Anteil wurde die Einbrandtiefe tiefer. Es wurde eine Tendenz beobachtet, dass auch die Raupenbreite entsprechend größer wurde. Dies ist nicht bevorzugt, da eine Vergrößerung der Raupenbreite eine Tendenz zu einer konkaven Form bedeutet. Indem sie die Art der Elemente variierten, suchten die Erfinder nach einem Element, das nur die Einbrandtiefe wirksam vertieft, ohne die Raupenbreite zu vergrößern. Als Ergebnis wurde deutlich, dass die Einbrandtiefe zwar etwas geringer sein kann, wenn die Mn-Menge erhöht wird, aber die Breite der Schweißraupe nicht vergrößert wird. In ähnlicher Weise wurde deutlich, dass sich die Einbrandtiefe nur geringfügig ändert, wenn der S-Gehalt verringert wird, und dass sich die Breite der Schweißraupe nur geringfügig vergrößert. Es wurde deutlich, dass der Zusatz von Si zwar notwendig ist, um Alterungshärtungseigenschaften zu erzielen, dass aber eine angemessene MnMenge und eine reduzierte S-Menge erforderlich sind, um die durch den Zusatz bedingte Verbreiterung der Schweißraupe zu begrenzen.

[0027] Dann wurde eine Stelle in der Nähe eines Endpunkts ausgewählt, an der die Schweißraupe nach dem Schweißen ausreichend stabilisiert war, und die Anzahl der konkaven und konvexen Teile mit einer Höhe von mindestens 0,2 mm bei einer Raupenlänge von 30 mm wurde mit einem 3D-Laserscan-Farbmikroskop (Handelsname: \V/K-9719, hergestellt von Keyence Corporation) gemessen und bewertet. Der Grund für die Festlegung eines Kriteriums für die Höhe der konkaven und konvexen Teile auf 0,2 mm war, dass die Zeit, die für das Schleifen nach einem Schweißdurchgang und vor dem nächsten Schweißdurchgang benötigt wird, lang sein kann. Die konkaven und konvexen Teile auf der Schweißraupe waren von unterschiedlicher Art, wie Oxide, Nitride oder Mischungen davon, aber die Bestandteile waren hauptsächlich Al, Ti, N und O, und in einigen Fällen wurden Bestandteile wie Mg und Ca beobachtet. Andererseits wurde nur wenig Nb beobachtet, und daher wurde entschieden, dass Nb nicht dazu neigt, konkave und konvexe Teile zu verschlechtern. Der Einfluss der Al- und Ti-Mengen auf die Anzahl der konkaven und konvexen Teile ist in Fig. 2 dargestellt. Bei jedem Element nahm die Anzahl der konkaven und konvexen Teile zu, wenn die Zusatzmenge erhöht wurde. Daher ist es bevorzugt, die Mengen so weit wie möglich zu reduzieren, um die konkaven und konvexen Teile der Schweißraupe zu verbessern. Ti ist schwer zu reduzieren, da Ti ein wichtiges Element ist, das die Alterungshärtung hervorruft. Daher ist es notwendig, die Menge an Al streng zu begrenzen.

[0028] Da Nb, das alterungshärtende Eigenschaften aufweist, in den konkaven und konvexen Teilen nicht beobachtet wurde, wurde vorgeschlagen, dass Nb verwendet werden sollte. Um dies zu bestätigen, werden in Fig. 3 die Einflüsse der Ti- und Nb-Zusatzmengen auf die Anzahl der konkaven und konvexen Teile der Schweißraupe dargestellt. Bei der Variation der Ti- und NbGehalte in unterschiedlichen Maß und bei deren Bewertung änderte sich die Anzahl der konkaven und konvexen Teile nicht sehr stark, selbst wenn der Nb-Anteil groß war, und so wurde deutlich, dass der Ti-Anteil gesteuert werden sollte. Sowohl Ti als auch Nb bewirken einen hohen Grad an Verfestigung, wenn sie erhöht werden. Wie in dieser Figur zu sehen ist, zeigt beispielsweise die gepunktete Linie Ti+ Nb = 0,6 % eine Verbesserung, wenn der Nb-Anteil erhöht wird. Es wurde daher deutlich, dass konkave und konvexe Teile durch die Einstellung von Nb > Ti bei der der Zusatz der härtenden Elemente Ti und Nb reduziert werden können. Da auch Mg und Ca beobachtet wurden, sollte die Obergrenze für diese Elemente begrenzt werden.

[0029] Als weiterer Test wurde ein Trans-Varestraint-Test durchgeführt, um zu untersuchen, ob

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beim Schweißen Risse auftreten oder nicht. Die Größe des Prüfkörpers des oben genannten Prüfmaterials betrug 5,0 tx 65 b x 130 I, und das Prüfgerät war BTM-380, hergestellt von MIYAKOJIMA SEISAKUSHO CO., LTD. Die Bedingungen für das WIG-Schweißen waren: Schweißstrom 120 A, Schweißgeschwindigkeit 100 mm/min, Schweißgas: Ar und Durchflussmenge: 15 I/min. Da eine Biegevorrichtung 500 R verwendet wurde, wurde errechnet, dass an der Oberfläche eine Verformung von 0,5 % auftrat. Unter der Annahme, dass ein Stahlband hergestellt werden sollte, wurde eine extrem geringe Verformung angesetzt, d. h. die Verformungsgeschwindigkeit wurde auf 10 mm/s festgelegt. Die Bewertung der Testergebnisse erfolgte anhand des Auftretens von Rissen, der Messung der Gesamtlänge der Risse durch Beobachtung bei 50-facher Vergrößerung, um festzustellen, ob Risse vorhanden waren, und der Gesamtlänge der Risse, die sich aus der Summe der Risse ergab.

[0030] Ein Ergebnis der Bewertung des Einflusses der Cu-Menge bei grundsätzlich konstanter Sn-Menge ist in Fig. 4 dargestellt. Aus der Figur ist ersichtlich, dass die Länge der einzelnen Risse und die Gesamtlänge der Risse mit steigendem Cu-Anteil zunimmt und dass die Risse in einem Bereich mit einem geringen Cu-Anteil auftreten, wenn der Sn-Anteil groß ist. Aus Sicht der Raupenbearbeitung ist es bevorzugt, dass die Anzahl der Risse gleich Null ist; wenn jedoch die Gesamtlänge der Risse etwa 2 mm beträgt, ist die Tiefe der einzelnen Risse nicht größer als 1 mm, und sie können durch die Raupenbearbeitung leicht entfernt werden. Daher wurde der Schwellenwert auf 2 mm festgelegt.

[0031] Aus diesen Bewertungen ergibt sich ein Zusammenhang zwischen den Cu- und Sn-Gehalten und die Gesamtlänge der Risse ist in Fig. 5 gezeigt. Es wurde deutlich, dass es einen ungünstigen Bereich gab, in dem es bei großen Cu- und Sn-Anteilen zu einer starken Rissbildung kam. In dieser Figur wurde eine Grenzlinie festgelegt, so dass sich die Formel (1) ergab, die einen Bereich für einen möglichen Sn-Zusatz zur Begrenzung der Rissbildung beim Schweißen in Bezug auf die Cu-Menge angibt, die die Alterungshärtungseigenschaften vermittelt.

Sn + 0,009 Cu < 0,06 ... (1)

[0032] Als Ergebnis der Bewertung durch eine ähnliche Methode wurde bestätigt, dass die Verringerung von S und P wirksam war, die Steuerung durch eine Berechnungsformel öcal, angegeben durch Formel (2), war ebenfalls wirksam, und darüber hinaus förderte der Zusatz von B die Rissbildung, und dies war besonders auffällig in Gegenwart von Nb.

[0033] Im Folgenden werden die Gründe für die Einschränkungen der einzelnen Zusammensetzungen erläutert.

C: 0,030 bis 0,065 %

[0034] C ist ein Element, das die austenitische Phase stabilisiert, und ein Element, das gesteuert werden muss, um die Bildung der ferritischen ö-Phase verhindern. Es ist ein wichtiges Element, das zur Verstärkung der martensitischen Phase beiträgt, wenn es enthalten ist, und das in der vorliegenden Erfindung Festigkeit aufweist. Daher wurde seine Untergrenze auf 0,030 % festgelegt. Ist es jedoch in einer zu großen Menge enthalten, kann es dazu führen, dass die zurückgehaltene austenitische Phase zunimmt, was die Festigkeit beeinträchtigt. Außerdem kann die Fließfähigkeit des geschmolzenen Metalls zu hoch sein, so dass es schwierig ist, die Schweißraupenform in eine ideale konvexe Form zu bringen. Daher wird seine Obergrenze auf 0,065 % festgelegt. bevorzugt ist ein Wert von 0,032 bis 0,060, und noch bevorzugter ein Wert von 0,035 bis 0,050 %.

Si: 1,0 bis 2,0 %

[0035] Si ist ein Element, das zur Desoxidation zugesetzt wird, und in der vorliegenden Erfindung ist es ein wichtiges Element, das zur Erzielung von Festigkeit erforderlich ist und eine Funktion bei der Ausscheidung der G-Phase durch Alterungswärmebehandlung hat. Darüber hinaus ist es ein notwendiges Element zur Verbesserung des Einbrands beim Schweißen. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist ein Zusatz von mindestens 1,0 % erforderlich. Bei übermäßigem Zusatz kann jedoch die ferritische ö-Phase zunehmen, so dass sich die Warmumformbarkeit verschlechtert, und darüber hinaus kann der Einbrand übermäßig verbessert werden, so dass es schwierig ist,

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die Schweißraupe in die ideale konvexe Form zu bringen. Daher wird die Obergrenze auf 2,0 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 1,20 bis 1,85 %, und noch bevorzugter ein Wert von 1,30 bis 1,80 %.

Mn: 0,51 bis 1,50 %

[0036] Da Mn ein Element ist, das die austenitische Phase stabilisiert und die Bildung der ferritischen ö-Phase einschränkt. Darüber hinaus hat der Zusatz von Si im Falle des Stahls der Erfindung die Wirkung, eine übermäßige Verbesserung der Einbrandeigenschaften durch Si zu verhindern. Daher ist es notwendig, mindestens 0,51 % zuzusetzen. Bei einem zu hohen Si-Gehalt kann sich jedoch die verbleibende austenitische Phase erhöhen, wodurch sich die Festigkeit verschlechtert. Außerdem kann sich MnS bilden und die Korrosionsbeständigkeit kann sich verschlechtern. Daher wird die Obergrenze auf 1,50 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,70 bis 1,35 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,75 bis 1,25 %.

P: Nicht mehr als 0,04 %

[0037] P ist ein Element, das unweigerlich zu den Verunreinigungen im Stahl gehört; es kann sich an der Kristallkorngrenze ablagern, sich beim Stranggießen und Schweißen im erstarrenden Teil konzentrieren, Erstarrungsrisse begünstigen und darüber hinaus eine Verschlechterung der Warmumformbarkeit verursachen. Daher ist es bevorzug, ihn so weit wie möglich zu reduzieren. Allerdings können sich die Produktionskosten erhöhen, wenn versucht wird, ihn extrem zu reduzieren, und die Obergrenze wird auf 0,04 % festgelegt. Bevorzugt sind 0,035 % und noch bevorzugter sind 0,030 %.

S: Nicht mehr als 0,0020 %

[0038] S ist ein Element, das im Stahl unweigerlich eine Verunreinigung darstellt, ähnlich wie P, und es ist bevorzugt, es so weit wie möglich zu reduzieren, da es sich mit Mn verbinden kann, um Einschlüsse (MnS) zu bilden und die Korrosionsbeständigkeit zu verschlechtern. Da es außBerdem an einer Korngrenze segregieren kann, was die Warmumformbarkeit beeinträchtigt, muss es unter diesem Gesichtspunkt reduziert werden. Daher wird die Obergrenze auf 0,0020 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von nicht mehr als 0,0015 %, und noch bevorzugter ist ein Wert von nicht mehr als 0,0010 %. Um die S-Menge in diesem Bereich zu kontrollieren, ist es wichtig, die Al-Konzentration und die Brammenkonzentration in einem Bereich der vorliegenden Erfindung zu kontrollieren.

3(CaO)+2Al+3S=2(Al203)+3(CaS) ...(A)

[0039] Das Symbol in der Klammer und der unterstrichene Teil bezeichnen die Zusammensetzung in der Schlacke bzw. die Zusammensetzung im Stahl. Es ist möglich, dass durch den Zusatz von Al die (A)-Formel gefördert wird und S in die oben genannte S-Konzentration gesteuert werden kann.

Ni: 4,0 bis 10,0 %

[0040] Ni ist ein Element, das die austenitische Phase stabilisiert und die Bildung der ferritischen Sö-Phase einschränkt. Außerdem ist es eines der wichtigsten Elemente in der vorliegenden Erfindung, in der die G-Phase durch Alterungswärmebehandlung gebildet wird, um zur Verstärkung beizutragen. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist ein Zusatz von mindestens 4,0 % erforderlich. Wird jedoch zu viel zugesetzt, kann sich die verbleibende austenitische Phase erhöhen und die Festigkeit verringern. Daher wird die Obergrenze auf 10,0 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 6,0 bis 9,0 %, und noch bevorzugter ein Wert von 6,5 bis 8,5 %.

Cr: 11,0 bis 18,0 %

[0041] Cr ist ein notwendiges Element für die Aufrechterhaltung der Korrosionsbeständigkeit und muss mindestens 11,0 % betragen. Bei übermäßigem Zusatz kann jedoch die Bildung der ferritischen ö-Phase gefördert und die Warmumformbarkeit verschlechtert werden. Daher wird die Obergrenze auf 18,0 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 12,0 bis 17,0 %, und noch bevorzugter ein Wert von 13,0 bis 16,0 %.

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Mo: 0,1 bis 1,50 %

[0042] Da Mo ein notwendiges Element zur Aufrechterhaltung der Korrosionsbeständigkeit ist, Ist ein Zusatz von mindestens 0,1 % erforderlich. Bei übermäßigem Zusatz kann jedoch die Bildung der ferritischen ö-Phase gefördert und die Warmumformbarkeit verschlechtert werden. Daher wird die Obergrenze auf 1,50 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,6 bis 1,20 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,7 bis 1,00 %.

Cu: 0,30 bis 6,0 %

[0043] Cu ist ein Element, das die austenitische Phase stabilisiert und die Bildung der ferritischen Sö-Phase einschränkt. Darüber hinaus ist es eines der wichtigsten Elemente in der vorliegenden Erfindung, in der die Cu-Phase durch Alterungswärmebehandlung gebildet wird, um zur Verstärkung beizutragen, und es ist notwendig, mindestens 0,30 % zuzusetzen. Bei übermäßigem Zusatz kann sich jedoch die verbleibende austenitische Phase erhöhen und die Warmumformbarkeit verschlechtern. Außerdem kann es durch die Koexistenz mit Sn das Auftreten von Schweißrissen begünstigen, daher wird die Obergrenze auf 6,0 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,40 bis 4,0 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,50 bis 2,0 %.

Al: 0,005 bis 0,2 %

[0044] Al ist ein Element, das zur Desoxidation zugesetzt wird, und es ist ein notwendiges Element, das dafür sorgt, dass Nb und Ti zuverlässig enthalten sind, die leicht oxidiert werden und ein schlechteres Ausbeuteverhältnis beim Zusatz in geschmolzenem Metall aufweisen.

3(NbO) + 2AI = (Al2O3) + 3Nb ... (B) 3(TiO>) + 4AI = 2(Al2Os) + 3Ti ...(C)

[0045] Um die Reaktion auf der rechten Seite in den Formeln (B) und (C) ausreichend zu fördern und Nb und Ti in der Metallschmelze zu erhalten, ist es notwendig, mindestens 0,005 % zuzusetzen. Darüber hinaus ist es ein Element, das die Starttemperatur der martensitischen Umwandlung erhöht, und ein nützliches Element, das zur Steuerung des Ms-Punktes verwendet werden kann. Daher ist es notwendig, mindestens 0,005 % zuzusetzen. Bei übermäßigem Zusatz kann jedoch die ferritische ö-Phase erhöht und die Warmumformbarkeit verschlechtert werden. Außerdem kann es zu einer übermäßigen Verringerung von CaO und MgO in der Schlacke kommen, so dass die Ca- und Mg-Gehalte die Bereiche der vorliegenden Erfindung überschreiten können.

3(CaO) + 2Al = (AO) + 3Ca ...(D) 3(MgO) + 2AI = (Al2Os) + 3Mg ... (E)

[0046] Da außerdem die Bildung von Fremdsubstanzen auf der Schweißraupe gefördert werden kann, so dass der konkave und konvexe Teil zunimmt, wird die Obergrenze auf 0,2 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,007 bis 0,017 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,009 bis 0,015 %.

Sn: 0,003 bis 0,030 %

[0047] Sn ist ein nützliches Element, das die Korrosionsbeständigkeit schon bei Zusatz einer geringen Menge verbessert. Um den Effekt zu erzielen, ist es notwendig, mindestens 0,003 % hinzuzufügen. Bei übermäßigem Zusatz können jedoch Schweißrisse auftreten, und insbesondere bei dem Stahl gemäß der Erfindung, in dem Cu ein notwendiges Element ist, ist die Obergrenze auf 0,030 % begrenzt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,004 bis 0,025 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,005 bis 0,020 %.

N: 0,001 bis 0,015 %

[0048] N ist ein Element, das die austenitische Phase stabilisiert, und es ist ein Element, das gesteuert werden sollte, um die Bildung der ferritischen ö-Phase zu verhindern. Es ist ein wichtiges Element, das zur Verstärkung der martensitischen Phase beiträgt und in der vorliegenden Erfindung durch seinen Gehalt zur Verstärkung beiträgt. Daher wurde die Untergrenze auf 0,001 % festgelegt. Ist es jedoch in einer zu großen Menge enthalten, kann sich die verbleibende aus-

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tenitische Phase erhöhen, was wiederum zu einer Verschlechterung der Festigkeit führen kann. Außerdem kann er hauptsächlich Nitride mit Ti bilden und eine Verschlechterung der Duktilität verursachen. Daher wird die Obergrenze auf 0,015 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,002 bis 0,013 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,003 bis 0,010 %.

Ti: 0,15 bis 0,45 %

[0049] Ti ist ein wichtiges Element, das mit Si, Ni und Nb die G-Phase bildet und zur Verstärkung durch Alterungswärmebehandlung beiträgt. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist ein Zusatz von mindestens 0,15 % erforderlich. Bei übermäßigem Zusatz kann sich jedoch die ferritische SPhase verstärken und die Warmumformbarkeit kann sich verschlechtern. Außerdem kann sich die Viskosität des geschmolzenen Metalls erhöhen, wodurch sich die Größe der konkaven und konvexen Teile auf der Oberfläche der Schweißraupe vergrößert und der Aufwand für die Schweißbehandlung steigt. Daher wird die Obergrenze auf 0,45 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,20 bis 0,40 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,25 bis 0,35 %. Es ist wichtig, dass der Al-Gehalt in der Al-Konzentration der vorliegenden Erfindung gesteuert wird, um Ti effizient in den Bereich der vorliegenden Erfindung zu bringen.

Nb: 0,15 bis 0,55 %

[0050] Nb ist ein wichtiges Element, das mit Si, Ni und Nb die G-Phase bildet und zur Verstärkung durch Alterungswärmebehandlung beiträgt. Ti, das die gleiche Wirkung wie Nb hat, kann die Schweißraupenform verschlechtern; Nb hat jedoch die geringere Tendenz zur Verschlechterung und ist daher ein Element, das bevorzugt zugesetzt werden sollte. Daher ist es notwendig, mindestens 0,15 % zuzusetzen. Bei übermäßigem Zusatz kann sich jedoch die ferritische ö-Phase erhöhen und die Warmumformbarkeit verschlechtern. Daher wird die Obergrenze auf 0,55 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,20 bis 0,50 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,25 bis 0,45 %. Es ist wichtig, dass der Al-Gehalt in der Al-Konzentration der vorliegenden Erfindung gesteuert wird, um Nb effizient in den Bereich der vorliegenden Erfindung zu bringen.

Sn — 0,009 Cu = 0,06

[0051] Dies ist eine Verhältnisformel, die notwendig ist, um die Rissbildung an einem geschweißten Teil einzudämmen und eine gute Schweißraupe zu erhalten. Die Rissbildung kann durch die Steuerung der Cu- und Sn-Mengen wirksam eingedämmt werden. Die Cu- und Sn-Mengen werden so gesteuert, dass sie dieser Verhältnisformel entsprechen. (1)’ ist bevorzugt und (1)” ist bevorzugter.

Sn — 0,009 Cu < 0,055 ...(1)

Sn — 0,009 Cu < 0,045 ...(1)” öcal (Vol.-%) 1,0 bis 9,0 %

öcal (Vol.-%) = 4,3(1,3 Si + Cr + Mo + 2,2 Al + Ti + Nb) -3,9 (30C + 30N + Ni + 0,8 Mn + 0,3 Cu) -31,5

[0052] öcal ist eine Berechnungsformel zur Schätzung des Volumenanteils der ferritischen SPhase in einer durch Stranggießen hergestellten Bramme und in ähnlicher Weise auch zur Schätzung der ferritischen ö-Phase in einer Schweißraupe. Der Begriff Ti wurde hinzugefügt, damit er in der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann. Ein Elementsymbol in der Formel gibt den Gehalt (Massenprozent) der entsprechenden Zusammensetzung an. Wenn dieser Wert unter 1,0 % liegt, kann die Häufigkeit des Auftretens von Erstarrungsrissen beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr erhöht sein. Andererseits kann bei einem Wert von über 9,0 % keine ausreichende Härtung erreicht werden, wenn eine Alterungswärmebehandlung an einem geschweißten Teil durchgeführt wird. Daher ist es notwendig, den Wert in einem Bereich von 1,0 bis 9,0 % zu steuern. Bevorzugt ist ein Wert von 2,0 bis 7,0 %, und noch bevorzugter ein Wert von 2,5 bis 6,5 %.

Ca: Nicht mehr als 0,0025 %

[0053] Ca ist ein Element, das der Bramme gemäß der Formel (D) zugesetzt wird. Es kann die Eigenschaften auf der Oberfläche der Schweißraupe verschlechtern und die Poliereigenschaften

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durch die Bildung von Oxiden verschlechtern. Die Ca-Konzentration kann auf einem niedrigeren Niveau gehalten werden, indem die Al-Konzentration und die Schlackenzusammensetzung auf den Bereich und die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung eingestellt werden. Auf diese Weise darf sie nicht mehr als 0,0025 % betragen. Bevorzugt ist ein Wert von nicht mehr als 0,0015 % und noch bevorzugter ein Wert von nicht mehr als 0,0010 %.

O: Nicht mehr als 0,01 %

[0054] Es kann mit Si-, Al-, Mg- oder ähnlichen Metallen Oxide bilden, die die Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit beeinträchtigen. Außerdem kann es auf der Schweißraupe aufschwimmen, was den Aufwand für seine Entfernung extrem erhöht. Um diesen Bereich zu steuern, sollte die Al-Konzentration im Rahmen der vorliegenden Erfindung gesteuert werden. Auf diese Weise wird er so weit wie möglich verringert, so dass er nicht mehr als 0,01 % beträgt. Bevorzugt ist ein Wert von nicht mehr als 0,0070 %, und noch bevorzugter ist ein Wert von nicht mehr als 0,0050 %.

B: 0,0010 bis 0,0020 %

[0055] B wird zugesetzt, um die Warmumformbarkeit zu verbessern, und um diese Wirkung zu erzielen, ist es notwendig, mindestens 0,0010 % zuzusetzen. Bei einem Zusatz von mehr als 0,0020 % können jedoch Erstarrungsrisse und Rissbildung beim Schweißen gefördert werden. Insbesondere ist die Rissbildung bei einem hohen Nb-Gehalt spürbar. Daher wird der Gehalt auf 0,0010 bis 0,0020 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,0011 bis 0,0019 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,0012 bis 0,0018 %.

Mg: 0,0001 bis 0,0150 %

[0056] Mg ist ein Element, durch dessen Zusatz die Warmumformbarkeit verbessert. Daher wird es in einer Menge von mindestens 0,0001 % zugesetzt. Wird jedoch Mg in mindestens einer bestimmten Menge zugesetzt, können Einschlüsse zunehmen und das Aussehen der Schweißraupe kann sich verschlechtern. Außerdem kann sich die Warmumformbarkeit extrem verschlechtern. Daher wird die Obergrenze auf 0,0150 % festgelegt. Bevorzugt ist ein Wert von 0,0005 bis 0,0130 %, und noch bevorzugter ein Wert von 0,001 bis 0,0100 %. Um es in diesem Bereich zu steuern, kann es aus der Schlacke gemäß der Formel (E) zugeführt werden.

Nb-Ti>0

[0057] In der vorliegenden Erfindung werden zwei Elemente, d. h. Ti und Nb, in Kombination zugesetzt und zur Bildung einer G-Phase verwendet. In einem Fall, in dem Ti die Hauptkomponente für die Verstärkung ist, ist dies nicht bevorzugt, da sich die Viskosität des geschmolzenen Metalls erhöhen kann, sich konkave und konvexe Teile auf der Raupe des geschweißten Teils bilden können, und viel Aufwand erforderlich sein kann, um dies zu korrigieren. Daher ist bei der vorliegenden Erfindung die Hauptkomponente zur Verstärkung Nb, und wenn eine Verstärkung erforderlich ist, wird die Menge an Nb erhöht. Daher wird Nb - Ti > 0 festgelegt. Es ist bevorzugt, dass Nb - Ti= 0,05 ist, und es ist noch bevorzugter, dass Nb - Ti=z 0,10 ist.

[0058] Der Rest des ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls der vorliegenden Erfindung besteht neben den oben genannten Zusammensetzungen aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen. Unvermeidbare Verunreinigungen sind hier Bestandteile, die aus verschiedenen Gründen bei der industriellen Herstellung von nichtrostendem Stahl unvermeidbar sind, und es handelt sich um einen Bestandteil, der in einem Bereich enthalten sein darf, der die Wirkung und den Effekt der vorliegenden Erfindung nicht nachteilig beeinflusst.

[0059] Im Folgenden wird ein Verfahren zur Herstellung des ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls der vorliegenden Erfindung erläutert. Zunächst werden Rohstoffe wie Ni-Legierungsschrott, Eisenschrott, nichtrostender Stahlschrott, Ferrochrom, Ferronickel, Reinnickel und metallisches Chrom in einem Elektroofen geschmolzen. Danach werden in einem AOD- oder VOD-Ofen, zusammen mit der Entkohlung und der Raffination durch Einblasen von Sauerstoff- und Argongas, kalzinierter Kalk, Fluorit, Al, Si und dergleichen eingebracht, um Entschwefelungs- und Desoxidationsprozesse durchzuführen. Es ist bevorzugt, dass das feuerfeste Material des AOD-Ofens und des VOD-Ofens aus Magnesiachrom oder Dolomit besteht. Danach

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werden Ti und Nb zugesetzt. Es ist notwendig, dass die Schlackenzusammensetzung in dem zu bildenden Prozess vom Typ CaO-SiO2-AlO23-MgO-F ist, einschließlich CaO: 40 bis 70 %, SiO2: 1 bis 20 %, AlzO3 5 bis 20 %, MgO: 5 bis 20 %, und F: 1 bis 10 %. Wie oben erläutert, ist die Schlackenzusammensetzung im Wesentlichen für die Desoxidation, die Entschwefelung, die Verbesserung der Ausbeute an Ti und Nb, d. h. den Beitrag zu deren genauem Zusatz, und die Steuerung von Ca und Mg innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung erforderlich. Die Gründe für die Begrenzung der Schlackenzusammensetzung werden im Folgenden erläutert.

CaO: 40 bis 70 %

[0060] CaO ist ein äußerst wichtiger Bestandteil. Bei einem Anteil von weniger als 40 % kann die Wirkung der Desoxidation durch Al verringert und die Sauerstoff- und Schwefelkonzentration erhöht werden. Liegt er jedoch über 70 %, so kann der Metallschmelze übermäßig viel Ca zugeführt werden, und die Ca-Konzentration kann den Bereich der vorliegenden Erfindung überschreiten. Daher wird er auf 40 bis 70 % festgelegt. Die CaO-Konzentration wird durch gebrannten Kalk gesteuert.

SiO2: 1 bis 20 %

[0061] SIiO-, ist ein Bestandteil, der zur Fließfähigkeit der geschmolzenen Schlacke beiträgt. Es ist notwendig, mindestens 1 % zuzusetzen, und wenn mehr als 20 % zugesetzt werden, kann die Fließfähigkeit zu hoch sein und Schäden am feuerfesten Material verursachen. Daher wird er auf 1 bis 20 % festgelegt. Die SiO2 Konzentration wird durch die Si-Menge während der Desoxidation gesteuert.

AlzO3 5 bis 20 %

[0062] Al2O3 ist ein notwendiger Bestandteil, um die Al-Konzentration in der Metallschmelze im Bereich der vorliegenden Erfindung zu steuern. Daher wird er auf 5 bis 20 % festgelegt.

MgO: 5 bis 20 %

[0063] MgO ist ein wichtiger Bestandteil für die Zufuhr von Mg in der Metallschmelze. Daher ist es notwendig, mindestens 5 % zuzusetzen; beträgt der Anteil jedoch mehr als 20 %, kann sich die Fließfähigkeit verschlechtern und die Schlacke kann nicht abgetrennt werden. Daher wird er auf 5 bis 20 % festgelegt. Der MgO-Gehalt wird durch Zusatz von MgO-Quellen wie z. B. Ziegelabfällen gesteuert.

F: 1 bis 10 %.

[0064] F ist eine notwendige Komponente zur Verbesserung der Fließfähigkeit der Bramme. Wenn er zu niedrig ist, kann sich die Fließfähigkeit verschlechtern. Ist er zu hoch, kann die Fließfähigkeit zu hoch sein und den Ziegel beschädigen. Daher wird er auf 1 bis 10% festgelegt. Um die Ausbeute an Nb und Ti zu verbessern, werden außerdem NbO und TiO>, in der Schlacke wie folgt begrenzt:

NbO: Nicht mehr als 1%

[0065] Es ist notwendig, dass NbO so gesteuert wird, dass es nicht mehr als 1 % beträgt, um Nb in der Konzentration der vorliegenden Erfindung zu steuern. Dies kann durch die Steuerung von Al im Bereich der vorliegenden Erfindung gemäß der Formel (B) erreicht werden.

TiIiO,: Nicht mehr als 1%

[0066] Es ist notwendig, dass die TiO2-Konzentration nicht mehr als 1 % beträgt, um Ti in der Konzentration der vorliegenden Erfindung zu steuern. Dies kann durch die Steuerung von Al im Bereich der vorliegenden Erfindung gemäß der Formel (C) erreicht werden.

[0067] Nach der Raffination im AOD-Ofen oder ähnlichem werden die Zusammensetzungen durch das LF-Verfahren eingestellt, die Temperatur wird angepasst, eine rechteckige Bramme wird durch Stranggießen hergestellt, die Bramme wird warmgewalzt, die Bramme wird, falls erforderlich, kaltgewalzt und Lösungsglühen wird bei einer vorgegebenen Blechdicke durchgeführt, um ein Produkt zu erhalten. Das Lösungsglühen muss bei 900 bis 1.150 °C durchgeführt werden.

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Der Grund dafür ist, dass in einem Fall, in dem es bei weniger als 900 °C durchgeführt wird, die wiederverfestigte Lösung des ausscheidungshärtenden Elements, Karbids oder dergleichen, nicht ausreichend sein kann, die Festigkeit durch die danach durchgeführte Alterungsbehandlung nicht ausreichend erhöht werden kann oder die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert werden kann. Andererseits kann bei einer Wärmebehandlung bei mehr als 1.150 °C die Kristallkorngröße grob sein, die Zähigkeit kann sich extrem verschlechtern, und die Lebensdauer als Stahlband ist möglicherweise nicht ausreichend. Daher ist es notwendig, die Wärmebehandlung in einem Bereich von 900 bis 1.150 °C durchzuführen. Bevorzugt ist ein Wert von 950 bis 1.100 °C, und noch bevorzugter ein Wert von 980 bis 1.075 °C. Darüber hinaus ist es bevorzugt, dass die Verweilzeit mindestens 15 Sekunden beträgt. Der Grund dafür ist, dass die Durchwärmung der Gesamtheit des Produkts gewährleistet ist und die Ungleichmäßigkeit der partiellen Festigkeit und Zähigkeit minimiert wird. Die Zeit sollte im Hinblick auf die Blechdicke angemessen festgelegt werden. Sie beträgt bevorzugterweise mindestens 30 Sekunden und noch bevorzugter, mindestens 1 Minute betragen.

BEISPIELE

[0068] Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert. Es sei darauf hingewiesen, dass die vorliegende Erfindung nicht auf diese Beispiele beschränkt ist, es sei denn, sie liegen außerhalb des Bereichs dieser Beispiele. Zunächst wurden Rohstoffe wie NiLegierungsschrott, Eisenschrott, nichtrostender Stahlschrott, Ferrochrom, Ferronickel, Reinnickel, metallisches Chrom und dergleichen in einem Elektroofen geschmolzen. Danach wurden im AOD- oder VOD- Ofen Sauerstoff- und Argongas zusammengeblasen, um eine Entkohlung und Raffination durchzuführen, und kalzinierter Kalk, Fluorit, Al und Si wurden zugesetzt, um eine Entschwefelung und Desoxidation durchzuführen. Bei diesem Prozess entstand eine Schlacke vom Typ CaO-SiO2-Alz2Os-MgO-F, der Nb und Ti zugesetzt wurden. Nach der Raffination im AODOfen oder ähnlichem wurden die Zusammensetzung und die Temperatur im LF-Verfahren eingestellt, und das Gießen wurde mit einer Stranggussanlage durchgeführt, um eine rechteckige Bramme zu erhalten. Die Breite betrug 1.650 mm, und die chemischen Zusammensetzungen der einzelnen Prüfstücke sind in Tabelle 2 aufgeführt.

[0069] Tabelle 2

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[0070] Es sei darauf hingewiesen, dass von diesen Elementen andere chemische Komponenten als C, S und N durch Röntgenfluoreszenzanalyse analysiert wurden. N wurde durch eine Inertgas-Impulserhitzungs-Schmelzmethode analysiert, und C und S wurden durch Verbrennung in einem Sauerstoffgasfluss-Infrarotabsorptionsverfahren analysiert. Es sei darauf hingewiesen, dass Leerstellen in der Tabelle darauf hinweisen, dass die Komponente absichtlich nicht hinzugefügt wurde.

[0071] Jede Zusammensetzung der Schlacke wurde mittels Röntgenfluoreszenzanalyse untersucht. Es sei darauf hingewiesen, dass, da die Schlacke geringfügige Bestandteile wie Mn, P und S enthält, die Summe der einzelnen Schlackenbestandteile weniger als 100 % beträgt.

[0072] Danach wurde die Bramme auf 900 bis 1.250 °C erhitzt und warmgewalzt, um ein warmgewalztes Coil mit einer Dicke von 6,5 mm zu erhalten. Anschließend wurde dieses warmgewalzte Coil Lösungsglühen unterzogen, säuregebeizt, kaltgewalzt und abschließend einem L6Ssungsglühen und einem Säurebeizverfahren unterzogen, um ein kaltgewalztes Coil mit einer Blechdicke von 5,3 mm zu erhalten. Das Lösungsglühen wurde unter Bedingungen durchgeführt, bei denen das Coil 3 Minuten lang auf 1.050 °C gehalten und dann mit Wasser abgekühlt wurde. Von dem Coil wurden Prüfstücke zur Bewertung entnommen.

1. Bead-on-Plate-Test

[0073] Um die Blechdicke anzugleichen, wurde die Dicke mit einem Formgeber auf 5,0 mmt eingestellt. Die Oberfläche wurde mit “VVV” (Symbol der japanischen Industrienorm) bearbeitet. Die Bedingungen für den Bead-on-Plate-Test mit einem Durchgang durch WIG-Schweißen wurden wie folgt festgelegt: 125 A, Schweißgeschwindigkeit: 80 mm/min, Schweißgas: Ar +3 % H2, 15 l/min. Bei dem geschweißten Prüfstück wurden (1) die Tiefe des Einbrands und die Breite durch Beobachtung des Querschnitts bewertet und (2) das Aussehen (konkave und konvexe Teile) wurde bewertet.

[0074] Für die Bewertung (1) wurden eingebettete Prüfstücke vorbereitet, deren Querschnitt mit einem Lichtmikroskop beobachtet und die Einbrandtiefe und die Raupenbreite bewertet wurden. Bei der Bewertung ist es bevorzugt, dass die Einbrandtiefe tief und die Raupenbreite nicht zu breit ist. Daher wurde die Bewertung in die Kategorien A bis D eingestuft, wie in der Tabelle als Gesamtbewertung dargestellt.

0075] Tabelle 3

Raupenbreite | mindestens 8,5| 75,5 bis | 6,5 bis | Weniger als

mm 8,5 mm 7,5 6,5 mm mm

Schmelzen und Bewertung D C B A Absorbieren

Weniger als 3 mm D D D D D 3 bis 4 mm C D C C B 4 to 5 mm B D C B A Mindestens 5 mm A D B A A

[0076] Für die Bewertung (2) wurde eine Stelle in der Nähe des Endpunkts ausgewählt, an der die Schweißraupe nach dem Schweißen ausreichend stabilisiert war. Die Anzahl der konkaven und konvexen Teile mit einer Höhe von mindestens 0,2 mm bei einer Raupe von 30 mm wurde mit einem 3D-Laserscan-Farbmikroskop (Handelsname: VK-9719, hergestellt von Keyence Corporation) gemessen und bewertet. Ein Prüfstück, bei dem die Anzahl weniger als 15 Teile betrug, wurde als A bewertet, ein Prüfstück, bei dem die Anzahl 15 bis 25 Teile betrug, wurde als B bewertet, ein Prüfstück, bei dem die Anzahl 26 bis 29 Teile betrug, wurde als C bewertet, und ein Prüfstück, bei dem die Anzahl nicht weniger als 30 Teile betrug, wurde als D bewertet.

2. Varestraint-Test

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[0077] Die Größe des Trans-Varestraint-Prüfkörpers betrug 5,0 t x 65 b x 130 I, und das Prüfgerät war BTM-380 von MIYAKOJIMA SEISAKUSHO CO., LTD. Die Bedingungen für das WIGSchweißen waren: Schweißstrom 120 A, Schweißgeschwindigkeit 100 mm/min, Schweißgas: Ar und Durchflussmenge 15 l/min. Da eine Biegevorrichtung 500R verwendet wurde, wurde errechnet, dass an der Oberfläche eine Verformung von 0,5 % auftrat. Die Verformungsgeschwindigkeit wurde auf 10 mm/Sek. festgelegt. Die Bewertung der Prüfergebnisse erfolgte anhand des Auftretens von Rissen, einer Messung der Gesamtlänge der Risse durch Beobachtung bei 50-facher Vergrößerung, falls Risse vorhanden waren, und einer Gesamtlänge der Risse, die sich aus der Summe der Risse ergibt. Ein Prüfstück, bei dem keine Risse auftraten, wurde als A bewertet, ein Prüfstück, bei der Risse auftraten und die Gesamtlänge der Risse nicht mehr als 1 mm betrug, wurde als B bewertet, ein Prüfstück, bei der die Gesamtlänge der Risse mehr als 1 mm und nicht mehr als 2 mm betrug, wurde als C bewertet, und eine Prüfstück, bei der die Gesamtlänge der Risse mehr als 2 mm betrug, wurde als D bewertet.

3. Warmumformbarkeit

[0078] Das Auftreten von Oberflächenfehlern, wie z. B. Splitter, auf einer ebenen Oberfläche eines warmgewalzten Coils, wurde visuell an einer oberen und einer unteren Oberfläche beobachtet und bewertet. Die Bewertung erfolgte nach dem Glühen-Säurebeizen-Vorgang und basierte auf visueller Beobachtung. Ein Prüfstück mit nicht mehr als 3 Fehlern pro 200 m wurde als A bewertet, ein Prüfstück mit 4 bis 10 Fehlern wurde als B bewertet, ein Prüfstück mit 11 bis 20 Fehlern wurde als C bewertet und ein Prüfstück mit mehr als 20 bestätigten Fehlern wurde als D bewertet.

0079] Tabelle 4

Raupe auf

. ; Konkav und Varestraint- WarmumInsg. Tiefe Breite konvex Test formbarkeit

1 C C B C B C 2 B A C C B B 3 A A B C C B 4 C C C B B C 5 A A B B B C 6 C C C C C B 7 A A B B C B 8 A B A A A B 9 A B A A A B Beispiele 10 B B B A A B 11 A B A A A B 12 A B A B B B 13 B B B B A B 14 A B A C A B 15 B B B B B A 16 A B A A A A 17 A B A A A A 18 B B B B A A 19 B B B C C A 20 A B A C A A 21 B B B B D D 22 B B B D D C 23 A A B B D C 24 B A C B D D Vergleichs- |_25 B B B D B D beispiele | 26 A A B D C D 27 B B B D D D 28 D D C B B B 29 D B D C D D 30 D B D C B B

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[0080] Die Prüfstücke Nr. 1 bis 20 erfüllten die Anforderungen der Bereiche für die Bestandteile und die Verhältnisformeln der vorliegenden Erfindung, und daher gab es bei keiner der Eigenschaften ein Problem. Insbesondere die Prüfstücke Nr. 16 bis 19, die B enthalten, wiesen eine bessere Warmumformbarkeit auf. Darüber hinaus wiesen die Prüfstücke mit Nb-Ti > 0 eine gute Tendenz zu konkaven und konvexen Teilen der Schweißraupen auf, obwohl nicht jede Prüfstückkombination und ihr Ergebnis aufgrund der Wirkungen anderer Komponenten übereinstimmten (der Vergleich wurde für die Prüfstücke Nr. 8 bis 20 durchgeführt).

[0081] Da andererseits Cu im Vergleichsbeispiel Nr. 21 außerhalb des Bereichs lag, traten an einem geschweißten Teil Risse auf, und die Bewertung ergab eine schlechtere Warmumformbarkeit. Da die CaO-Konzentration in der Schlacke niedrig war und der Al-Gehalt außerhalb des zulässigen Bereichs lag, waren die S-Konzentration und die Sauerstoffkonzentration außerhalb des zulässigen Bereichs und damit zu hoch. Daher waren TiO2 und NbO in der Schlacke ebenfalls hoch, die Ti- und Nb-Konzentrationen lagen unter dem Bereich gemäß der Erfindung, und eine vorbestimmte Alterungshärtung wurde nicht erreicht. Außerdem führte ein Mg-Gehalt von unter 0,0001 % zu einer Verschlechterung der Warmumformbarkeit.

[0082] Da Sn im Vergleichsbeispiel Nr. 22 außerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung lag, traten an einem geschweißten Teil Risse auf. Da außerdem der Al-Gehalt außerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung lag, waren auch die Ca- und Mg-Konzentrationen außerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung und damit zu hoch. Daher wurden die Eigenschaften der Schweißraupe als schlechter bewertet.

[0083] Da die Verhältnisformel (1) von Sn und Cu im Vergleichsbeispiel Nr. 23 nicht erfüllt war, traten an einem geschweißten Teil Risse auf.

[0084] Da die Verhältnisformel (2), die die Mikrostruktur steuert, im Vergleichsbeispiel Nr. 24 nicht erfüllt wurde, verschlechterte sich die Warmumformbarkeit und es traten Risse an einem geschweißten Teil auf.

[0085] Da im Vergleichsbeispiel Nr. 25 der Al-Gehalt zu hoch und die CaO-Konzentration in der Schlacke zu hoch war, wurde dem geschmolzenen Metall Ca in hoher Konzentration zugeführt. Daher verschlechterte sich die Qualität der Raupen.

[0086] Da der Ti-Gehalt im Vergleichsbeispiel Nr. 26 über dem Bereich gemäß der Erfindung lag, war der konkave und konvexe Teil auf der Oberfläche der Raupe groß, was zu einer schlechteren Oberflächenbeschaffenheit der Raupe führte, die korrigiert werden musste. Die Warmumformbarkeit war ebenfalls schlechter.

[0087] Da der Si-Gehalt in Vergleichsbeispiel Nr. 27 größer war als der Bereich gemäß der Erfindung, war der konkave und konvexe Teil auf der Oberfläche der Raupe groß, Rissbildung wurde ebenfalls beobachtet und die Schweißeigenschaften waren schlechter. Darüber hinaus war die Warmumformbarkeit ebenfalls schlechter.

[0088] Da der Si-Gehalt im Vergleichsbeispiel Nr. 28 unterhalb des Bereichs gemäß der Erfindung lag, war die Einbrandtiefe gering und für das Schweißen eines dicken Blechs ungeeignet.

[0089] Da der Al-Gehalt im Vergleichsbeispiel Nr. 29 unter dem Bereich gemäß der Erfindung lag, waren die Schwefel- und Sauerstoffkonzentrationen zu hoch und lagen außerhalb des Bereichs. Da auch TiO2 und NbO in der Bramme hoch waren, lagen die Ti- und Nb-Konzentrationen unter dem unteren Grenzwert. Insbesondere der S-Gehalt lag außerhalb des Bereichs gemäß der Erfindung, die Schweißraupe war tendenziell extrem breit, die Schweißraupe hatte eine schlechtere Form und lag in einer ungeeigneten Höhe. Darüber hinaus wurden Risse in der Schweißraupe festgestellt, und die Warmumformbarkeit war ebenfalls schlechter.

[0090] Da die Mn-Menge im Vergleichsbeispiel Nr. 30 unter dem Bereich gemäß der Erfindung lag, neigte die Schweißraupe dazu, extrem breit zu sein, die Schweißraupe hatte eine schlechtere Form und lag in einer ungeeigneten Höhe.

Claims

A ‚hes AT 526 638 B1 2025-12-15 Ss N Patentansprüche

1. Ausscheidungshärtender martensitischer nichtrostender Stahl, der aus Folgendem besteht:

in Masse-%, C: 0,030 bis 0,065 %, Si: 1,0 bis 2,0 %, Mn: 0,51 bis 1,50 %, P: nicht mehr als 0,04 %, S: nicht mehr als 0,0020 %, Ni: 4,0 bis 10,0 %, Cr: 11,0 bis 18,0 %, Mo: 0,1 bis 1,50 %, Cu: 0,30 bis 6,0 %, Al: 0,005 bis 0,2 %, Sn: 0,003 bis 0,030 %, N: 0,001 bis 0,015 %, Ti: 0,15 bis 0,45 %, Nb: 0,15 bis 0,55 %, Ca: nicht mehr als 0,0025 %, Mg: 0,0001 bis 0,0150 %, O: nicht mehr als 0,01 % und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, und

der folgenden Formel (1) entspricht und wobei öcal (%), definiert durch die Formel (2), in einem Bereich von 1,0 bis 9,0 liegt:

Sn + 0,009 Cu = 0,06 ...(1)

öcal (Vol.-%) = 4,3(1,3 Si + Cr + Mo + 2,2 Al+ Ti + Nb) -3,9 (30 C + 30 N + Ni + 0,8 Mn + 0,3 Cu) -31,5 ...(2).

2. Ausscheidungshärtender martensitischer nichtrostender Stahl nach Anspruch 1, wobei B: 0,0010 bis 0,0020 % beträgt.

3. Ausscheidungshärtender martensitischer nichtrostender Stahl nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Formel (3) erfüllt ist. Nb-Ti>0...(3)

4. Verfahren zur Herstellung eines ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3, das die folgenden Schritte umfasst:

Schmelzen von Ni-Legierungsschrott, Eisenschrott oder nichtrostendem Schrott, Ferrochrom, Ferronickel, reinem Nickel, metallischem Chrom in einem Elektroofen,

Einblasen von Sauerstoff- und/oder Argongas zur Entkohlung und Raffination in einem AOD- oder VOD-Ofen, der mit Magnesiachrom oder Dolomit als feuerfestem Material ausgekleidet ist,

Bilden von Schlacke des Typs CaO-SiO2-Alz2O3-MgO-F, umfassend CaO: 40 bis 70 %, SiO2: 1 bis 20 %, AlzO3: 5 bis 20 %, MgO: 5 bis 20 %, F: 1 bis 10 %, und Durchführen der Entschwefelung und Desoxidation durch Einbringen von gebranntem Kalk, Fluorit, Al und Si,

Raffinieren im AQOD-Ofen oder VOD-Ofen durch Anbringen einer Ti- und einer Nb-Quelle,

Einstellen von Zusammensetzungen und Temperatur in einem LF- Prozess,

Herstellen einer rechteckigen Bramme durch Stranggießen,

Warmwalzen,

Kaltwalzen, falls erforderlich, und

Durchführen von Lösungsglühen.

5. Verfahren zur Herstellung eines ausscheidungshärtenden martensitischen nichtrostenden Stahls nach Anspruch 4, wobei das Lösungsglühen bei 900 bis 1.150 °C durchgeführt wird.

Hierzu 4 Blatt Zeichnungen

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