DE3787633T2

DE3787633T2 - Verfahren zum Herstellen nichtrostender Chromstahlbänder mit Duplexgefüge, hoher Festigkeit und Dehnung und verminderter ebener Anisotropie.

Info

Publication number: DE3787633T2
Application number: DE87118421T
Authority: DE
Inventors: Hiroshi Fujimoto; Katsuhisa Miyakusu; Teruo Tanaka
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1986-12-30
Filing date: 1987-12-11
Publication date: 1994-04-28
Anticipated expiration: 2007-12-12
Also published as: US4812176B1; EP0273278B1; CN87105993A; KR880007758A; DE3787633D1; CN1010856B; ES2043637T3; US4812176A; EP0273278A3; KR950013187B1; BR8707111A; EP0273278A2; CA1305911C

Description

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein neuartiges Verfahren für die wirtschaftliche Herstellung eines Streifens aus hochfestem, rostfreiem Chromstahl mit einer Zweiphasenstruktur, der ausgezeichnete Dehnbarkeit bzw. Längungseigenschaften (Elongation) sowie eine verminderte Ebenen-Anisotropie bezüglich Festigkeit und Dehnbarkeit besitzt. Das Produkt ist zweckmäßig als ein Material, das in Formen geformt wird, beispielsweise durch Druckumformen oder Pressen, die eine hohe Festigkeit benötigen.

Hintergrund der Erfindung

Rostfreie Chromstähle, die Chrom als Hauptlegierungselement enthalten, sind in martensitische und ferritische rostfreie Stähle klassifiziert. Sie sind kostengünstig verglichen mit austenitischen rostfreien Stählen, die Chrom und Nickel als Hauptlegierungselemente enthalten, und besitzen Eigenschaften, einschließlich Ferromagnetismus und einem kleinem Wärmeausdehnungskoeffizienten, die inaustenitischen rostfreien Stählen nicht gefunden werden. Entsprechend gibt es viele Anwendungen, in denen rostfreie Chromstähle nicht nur aus wirtschaftlichen Gründen, sondern auch wegen ihrer Eigenschaften verwendet werden. Insbesondere im Bereich von Teilen und Befestigungen elektronischer Instrumente und Präzisionsmaschinen, wo Bleche oder Flächenelemente aus rostfreiem Chromstahl verwendet werden, wurden, da die Nachfrage in den letzten Jahren anstieg, die Anforderungen an hohe Effizienz, Miniaturisierung, Integration und hohe Präzision bearbeiteter oder hergestellter Produkte sowie Vereinfachung des Herstellungsprozesses immer höher. Somit müssen, zusätzlich zu der Korrosionsbeständigkeit, die rostfreien Stählen innewohnt, und den oben genannten Eigenschaften von rostfreien Chromstählen, Bleche oder Flächenelemente aus rostfreiem Chromstahl als zu bearbeitendes Material immer höhere Festigkeit, bessere Bearbeitungsfähigkeit und höhere Präzision besitzen. Entsprechend sind Bleche aus rostfreiem Chromstahl als zu bearbeitendes Material, die eine Kombination von hoher Festigkeit und großer Dehnbarkeit aufweisen, was einander widerspricht, und die eine ausgezeichnete Dickenpräzision vor der Bearbeitung und eine ausgezeichnete Formpräzision nach der Bearbeitung besitzen, in der Technik gefragt.

Stand der Technik

Bezüglich der Festigkeit herkömmlicher Blechmaterialien aus rostfreiem Chromstahl ist bekannt, daß martensitische rostfreie Stähle eine hohe Festigkeit besitzen. Beispielsweise sind sieben Sorten von martensitischem rostfreiem Stahl in JIS G 4305 beschrieben, das sich auf kaltgewalzte Bleche aus rostfreiem Stahl bezieht. Der Kohlenstoffanteil dieser martensitischen rostfreien Stähle reicht von 0,08% (für SUS4I0S) bis 0,60-0,75% (für SUS440A). Sie enthalten mehr C, verglichen mit ferritischen rostfreien Stählen mit dem gleichen Cr- Gehalt, und eine hohe Festigkeit kann ereicht werden durch Abschreckungsbehandlung oder durch Abschreckungs- und Temper-Behandlung. Beispielsweise wird in JIS G 4305 gezeigt, daß SUS420J2, der 0,36-0,40% C und 12,00-14,00 % Cr enthält, auf mindestens HRC 40 härtet durch Abschrecken von 980-1040 ºC, gefolgt von Tempern (Erwärmen auf 150-400 ºC und Abkühlenlassen in Luft), und daß SUS440A, der 0,60-0,75% C und 16,00-18,00% Cr enthält, auch auf mindestens HRC 40 härtet durch Abschrecken von 1010-1070 ºC, gefolgt von Tempern (Erwärmen auf 150-400 ºC und Abkühlenlassen in Luft).
Andererseits wird bei ferritischen rostfreien Stahlblechen aus rostfreiem Chromstahl ein Härten durch Wärmebehandlung nicht so sehr erwartet und daher wird in der Praxis die Festigkeit durch Bearbeitungs- oder Arbeitshärten erhöht. Das Verfahren weist Anlassen und Temper- Kaltwalzen auf. Jedoch ist es eine Tatsache, daß ferritische rostfreie Stähle nicht attraktiv sind für Anwendungen, wo eine hohe Festigkeit erforderlich ist. Inbesondere wird auf die Druckschrift GB-A-2 023 657 aufmerksam gemacht. GB-A-2 023 657 zeigt ein Verfahren zum Herstellen von Stahl, der eine Vibrationsdämpfung zeigt, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Bilden oder Herstellen einer Stahllegierung mit einer bestimmten Zusammensetzung, Erwärmen und Halten der Stahllegierung für eine gegebene Zeitperiode in einem Temperaturbereich, in dem Austenit und Ferrit nebeneinander existieren, Kühlen des Stahls, um Austenit in Martensit zu überführen, und Tempern des Stahls bei einer Temperatur von mindestens 400 ºC, aber weniger als dem Übergangspunkt, wobei dadurch eine Struktur aus Ferrit und vergütetem oder getempertem Martensit gebildet wird.

Probleme

Im abgeschreckten oder abgeschreckten und getemperten Zustand besitzen martensitische rostfreie Bleche eine hohe Festigkeit und Härte. Jedoch ist die Dehnbarkeit in diesem Zustand extrem schlecht. Demgemäß ist, sobald abgeschreckt oder abgeschreckt und getempert wurde, eine nachfolgende Bearbeitung oder Umformen sehr schwierig. Insbesondere ist Bearbeiten oder Umformen, wie beispielsweise Druckumformen oder Pressen, unmöglich nach Abschrecken oder Abschrecken und Tempern. Entsprechend wird jegliche Bearbeitung oder Umformung vor der Abschreckungs- oder Abschreckungs- und Temperbehandlung durchgeführt. Üblicherweise liefert ein Stahlhersteller das Material im angelassenen Zustand, d. h. in einem weichen Zustand mit niedriger Festigkeit und Härte, wie es in Tabelle 16 von JIS G 4305 gezeigt ist, an einen Bearbeitungs- oder Umformverarbeiter, wo das Material bearbeitet oder in eine Form geformt wird, und zwar annähernd zu der des Endprodukts und dann der Abschreckungs- oder Abschreckungs- und Temperbehandlung ausgesetzt wird. In vielen Fällen ist ein Oberflächenoxidfilm oder Zunder, der bzw. das durch Abschreckungs- oder Abschreckungs- und Temperbehandlung gebildet wird, bei rostfreien Stählen unerwünscht, wo die Güte oder Schönheit der Oberfläche wichtig ist. Somit wird es für den Bearbeitungs- oder Umformverarbeiter notwendig, die Wärmebehandlung des geformten Endprodukts im Vakuum oder in einer inerten Gasatmosphäre durchzuführen, oder Zunder von dem geformten Produkt zu entfernen. Die Belastung durch die Wärmebehandlung auf der Seite des Verarbeiters erhöht notwendigerweise die Kosten des Produkts.
Ferritische rostfreie Stahlbleche, deren Festigkeit erhöht wurde durch Temper-Walzen besitzen eine schlechte Bearbeitungsfähigkeit wegen ihres schlechten Verhältnisses von Festigkeit zu Dehnbarkeit, da die Dehnbarkeit durch das Temper-Walzen deutlich vermindert wird. Ferner erhöht Temper-Walzen die Dehngrenze bzw. Ersatzstreckgrenze des Materials und nicht die Streckgrenze davon. Infolgedessen wird bei einem Material, das mit einer hohen Verminderungsrate temper-gewalzt wurde, eine Differenz zwischen der Dehngrenze und der Streckgrenze klein, und das Streckverhältnis (ein Verhältnis aus Dehngrenze zu Streckgrenze) nähert sich 1 an, was den plastisch bearbeitbaren Bereich des Materials eng macht. Im allgemeinen besitzt ein Material mit hoher Dehngrenze keine gute Form oder Gestalt nach dem Formen, wie beispielsweise Druckumformen oder Pressen, und zwar wegen des großen Zurückspringens oder Zurückfederns. Darüber hinaus zeigt temper-gewalztes Material eine stark ausgeprägte Ebenen-Anisotropie bezüglich Festigkeit und Dehnbarkeit. Aus diese Gründen wird ein temper-gewalztes Material nicht notwendigerweise in eine gute Form oder Gestalt geformt, selbst bei geringen Druckumformungen. Ferner ist bekannt, daß, wenn ein Stahlblech gewalzt wird, die Spannung um so größer ist, je näher die Oberflächen des Blechs zueinander sind. Somit stellt ein temper-gewalztes Material unvermeidbar ein Problem einer nicht-gleichförmigen Verteilung von Spannung in einer Richtung der Dicke, und somit einer nicht-gleichförmigen Verteilung von Restbelastung oder- spannung in einer Richtung der Dicke, was ein Grund für eine Formverzerrung ist, wie beispielsweise ein Wellen oder Wölben des Blechs, was bei ultra-dünnen Blechen auftritt, nachdem sie dem Bilden von Löchern durch einen Photo-Ätz-Prozeß oder einem Zuschnitt ausgesetzt wurden. Die Formverzerrung ist problematisch bei Anwendungen, wie beispielsweise elektronischen Teilen, wo eine hohe Präzision erforderlich ist. Zusätzlich zu den oben genannten Problemen, die sich auf ihre Eigenschaften beziehen, stellen temper-gewalzte Materialien viele andere Probleme, die sich auf die Durchführung oder Handhabung ihrer Herstellung beziehen. Bezüglich der Steuerung der Festigkeit ist, da Arbeitshärten durch Kaltwalzen beim Temper-Walzen verwendet wird, die Verminderungsrate der wichtigste Festigkeitsbestimmungsfaktor. Entsprechend ist, damit Produkte mit gewünschter Dicke und Festigkeit präzise und stabil hergestellt werden, eine strenge Kontrolle oder Steuerung der Verminderungsrate sowie eine strenge Kontrolle oder Steuerung der Anfangsdicke und der Festigkeit des Materials vor dem Temper-Walzen notwendig. Bezüglich der Steuerung oder Kontrolle der Form wird Kaltwalzen mit einer Verminderungsrate von mehreren -zig Prozent in Betracht gezogen, wo ein Anstieg der Festigkeit beabsichtigt ist, und zwar anders als beim Skin-pass-Walzen bzw. leichten Kaltnachwalzen oder bei anderem Walzen mit einer Verminderungsrate von höchstens 2 bis 3%, wo die Korrektur oder Genauigkeit der Form beabsichtigt ist. Beim Kaltwalzen mit einer Verminderungrate von mehreren - zig Prozent ist es schwierig, ein Produkt zu liefern mit einer präzisen Form im kaltgewalzten Zustand. Oft ist es daher notwendig, das kaltgewalzte Material einer Behandlung auszusetzen zum Entfernen von Spannungen oder Belastungen, bei der das Material zum Zwecke der Richtigstellung oder Korrektur der Form auf eine Temperatur erwärmt wird, die niedriger ist als die Rückführungs- oder Erholungs-Rückkristallisierungstemperatur des Materials und bei der das Material nicht weicher gemacht wird.
Zusätzlich zu den oben beschriebenen Problemen auf Grund von Temper-Walzen, gibt es bei ferritischen rostfreien Stahlblechen das Problem der Gratbildung (ridging), was als naturgegeben angesehen werden kann. Während Gratbildung eine Art von Oberflächenfehler ist, der normalerweise auf Oberflächen eines kaltgewalzten und angelassenen Blechs aus ferritischem rostfreiem Stahl gebildet wird, wenn dieser druckumgeformt oder gepreßt wird, treten Oberflächendefekte, die Kaltwalzgratbildung genannt werden, häufig auf Oberflächen eines tempergewalzten Blechs aus ferritischem rostfreiem Stahl auf. Die Bildung solcher Grate ist ein ernstes Problem bei Anwendungen, wo die Oberflächenebenheit wichtig ist.

Maßnahmen zum Lösen der Probleme

Die obengenannten Probleme werden gelöst, wenn ein rostfreier Chromstrahl mit mäßig hoher Festigkeit, guter Dehnbarkeit und Verformbarkeit, die gestattet, daß der Stahl in eine gewünschte Form oder Gestalt geformt wird, verminderter Anisotropie und ohne Probleme der Gratbildung seitens eines Stahlherstellers in Form eines Streifens vorgesehen oder geliefert wird. Zu diesem Zweck wurde intensive Forschung auf dem Gebiet rostfreier Chromstähle betrieben, und zwar hinsichtlich des Aspekts der Stahlzusammensetzung als auch des Aspekts des Herstellungsverfahrens. Als Ergebnis wurde nun herausgefunden, daß im wesentlichen alle obengenannten Probleme erfolgreich gelöst werden durch ein Verfahren gemäß der Erfindung, wie es in den Ansprüchen 1, 6 und 9 beschrieben ist. Bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung ergeben sich aus den abhängigen Ansprüchen.
Die Erfindung löst nicht nur die obengenannten Probleme, sondern sieht auch ein neuartiges, wirtschaftliches Verfahren zur Herstellung eines Streifens aus rostfreiem Chromstahl vor. Das Verfahren der Erfindung ist dadurch vorteilhaft, daß die Festigkeit des Produkts frei und einfach eingestellt werden kann durch Steuern oder Kontrollieren der Stahlzusammensetzung, der Erwärmungstemperatur bei der Wärmeendbehandlung und/oder der Kühlrate bei der Wärmeendbehandlung. Das Produkt des Verfahrens der Erfindung besitzt eine Kombination von Festigkeit und Dehnbarkeit, was im Handel erhältliche martensitische oder ferritische rostfreie Stahlstreifen nicht besitzen, und zeigt eine verminderte Ebenen-Anisotropie hinsichtlich Festigkeit und Dehnbarkeit. Das Produkt der Erfindung wird an den Markt geliefert in Form eines aufgewickelten Streifens.
Es war in der Technik bekannt, daß, wenn ein typischer ferritischer rostfreier Stahl, beispielsweise SUS430, auf eine Temperatur oberhalb des Ac1-Punkts erhitzt wird, Austenit gebildet wird, und daß, wenn der so erhitzte Stahl dann abgeschreckt wird, das Austenit in Martensit umgewandelt wird, was eine Duplex-Struktur aus Ferrit und Martensit ergibt. Jedoch war bei der Produktion eines kaltgewalzten Streifens aus ferritischem rostfreiem Stahl, der bei einer hohen Temperatur Austenit formen kann, jegliche Wärmebehandlung des kaltgewalzten Streifens nur ein Anlassen bei einer Temperatur, unter der eine einzige Phase von Ferrit stabil ist. Eine Wärmbehandlung des kaltgewalzten Streifens bei einer Temperatur, die hoch genug ist, um schließlich Martensit zu bilden, wurde üblicherweise vermieden, da sie eine Qualitätsverschlechterung, wie beispielsweise Dehnbarkeit, mit sich brachte, und wurde bei der kommerziellen Herstellung von Streifen nicht beachtet. Entsprechend gibt es, soweit wir wissen, keine Patente oder metallurgische Literatur, in der eine kontinuierliche Wärmebehandlung eines kaltgewalzten Streifens aus einem rostfreien Chromstahl wie in der vorliegenden Erfindung berücksichtigt wurde, und in der bei rostfreien Chromstahlstreifen, die einer Wärmeendbehandlung unterzogen wurden, die das Erwärmen des kaltgewalzten Streifens auf eine Temperatur aufweist, die hoch genug ist, um eine Zwei- Phasen-Struktur von Ferrit und Austenit zu bilden, das Verhältnis zwischen dem Zug- oder Streckverhalten und der Erwärmungstemperatur sowie die Anisotropie bezüglich der Festigkeit und der Dehbarkeit in Einzelheiten studiert wurde. Die Erfindung sieht ein neuartiges wirtschaftliches Verfahren für die Herstellung eines hochfesten rostfreien Chromstahlstreifens vor und sieht auch als Ergebnis ein neuartiges rostfreies Chromstahlmaterial in der Form eines Streifens vor mit ausgezeichneten Eigenschaften, die herkömmliche Streifen aus rostfreien Chromstählen nicht besaßen.

Genaue Beschreibung der Erfindung

Die Erfindung wird nun in Einzelheiten beschrieben und insbesondere hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung des Stahls, sowie der Schritte und Bedingungen des Herstellungsverfahrens.
Der in dem Verfahren der Erfindung verwendete Stahl weist nach Gewicht zusätzlich zu Fe folgendes auf: 10,0% bis 20,0% Cr, bis zu 0,15% C, bis zu 0,12% N, wobei (C + N) nicht weniger als 0,02%, aber nicht mehr als 0,20% ist, bis zu 2,0% Si, bis zu 1,0% Mn und bis zu 0,6% Ni.
Cr muß in einer Menge von mindestens 10,0% enthalten sein, um den gewünschten Grad an Korrosionsbeständigkeit wie rostfreie Stähle zu liefern. Wenn jedoch der Cr-Gehalt ansteigt, steigen einerseits auch die Mengen von Austenitbildnern, die erforderlich sind für die schließliche Bildung von Martensit, um die hohe Festigkeit zu erreichen, und andererseits wird das Produkt teuer. Entsprechend wird die obere Grenze für Cr nun auf 20,0% gesetzt. Rostfreie Chromstähle, die bis zu 14,0% Cr enthalten, werden hier als niedrige Cr-Stähle bezeichnet, während rostfreie Chromstähle, die mehr als 14,0% Cr enthalten, als hohe Cr-Stähle bezeichnet werden.
C und N sind starke und kostengünstige Austenitbildner, verglichen mit Ni und Mn und besitzen eine Fähigkeit, Martensit in großem Maße zu verstärken oder zu festigen. Entsprechend sind sie wirksam zum Steuern und Erhöhen der Festigkeit des Produkts. Die erlaubbare untere Grenze für (C + N) hängt von dem speziellen Cr-Gehalt und der speziellen Menge anderer Austenitbildner ab. Für niedrige Chromstähle wird mindestens 0,02% (C + N) benötigt, um ein Produkt mit einer Duplex-Struktur zu erhalten, die eine wesentliche Menge Martensit enthält und eine Härte von mindestens HV200 besitzt. Wenn der Cr-Gehalt ansteigt, steigt die erforderliche minimale Menge (C + N). Somit wird mindestens 0,03% (C + N) benötigt, obwohl dies abhängt von den speziellen Gehalten von Mn und Ni. Andererseits sollte ein übermäßig hoher Gehalt an (C + N) vermieden werden, sonst steigt die schließlich gebildete Menge von Martensit an, oft auf 100%, und die Härte der gebildeten Martensitphase selbst wird unmäßig hoch, was die Dehnbarkeit des Produkts verschlechtert. Eine obere Grenze für (C + N) hängt von dem speziellen Cr-Gehalt ab. Für niedrige Cr-Stähle sollte (C + N) so gesteuert oder eingestellt sein, daß es nicht mehr als 0,12% ist. Dagegen ist bei Stählen mit relativ hohem Cr-Gehalt (mehr als 14,0% Cr) der Gehalt von (C + N) bis zu 0,20% möglich oder vertretbar.
C wird gesteuert oder eingestellt auf ein Niveau von nicht mehr als 0,15%, und insbesondere nicht mehr als 0,10% für niedrige Cr-Stähle. Wenn der C-Gehalt übermäßig hoch ist, wird die Korrosionsbeständigkeit des Produkts verschlechtert auf Grund der Ausscheidung oder Ausfällung von Cr-Carbid in Korngrenzen während des Kühlschritts der kontinuierlichen Wärmebehandlung.
Die obere Grenze für N hängt von dem Chromgehalt ab. Für Stähle mit relativ hohem Cr-Gehalt kann N bis zu 0,12% sein. Dagegen sollte für niedrige Cr-Stähle N vorzugsweise auf einen Gehalt von nicht mehr als 0,08% eingestellt oder gesteuert sein. Das Vorhandensein einer übermäßig hohen Menge von N kann einen Anstieg von Oberflächenfehlern bewirken.
Si ist ein Ferritbildner und löst sich in sowohl der ferritischen als auch der martensitischen Phase auf, um dadurch das Produkt zu verstärken oder verfestigen. Die obere Grenze für Si ist auf 2,0% eingestellt, da das Vorhandensein einer übermäßig hohen Menge von Si die Heiß- und Kaltbearbeitungsfähigkeiten des Produkts beeinträchtigt.
Mn und Ni sind Austenitbildner und sind zweckmäßig für die Steuerung oder Einstellung der Menge von Martensit und der Festigkeit des Produkts. Aus wirtschaftlichen Gründen werden die oberen Grenzen für diese Elemente auf 1,0% für Mn bzw. 0,6% für Ni eingestellt, wie es normalerweise für standardisierte ferritische und martensitische Chromstähle gestattet ist.
Zusätzlich zu den obengenannten Legierungselementen kann der Stahl der Erfindung wahlweise mindestens ein weiteres zweckmäßiges Element enthalten, und zwar ausgewählt aus bis zu 0,20% Al, bis zu 0,0050% B, bis zu 2,5% Mo, bis zu 0,10% Seltenerdmetalle (REM = rare earth metals) und bis zu 0,20% Y.
Al ist ein Element, das wirksam ist zur Desoxidation und dient dazu, in bemerkenswerter Weise A2-Einschlüsse zu vermindern, die die Druckumformbarkeit des Produkts beeinträchtigen. Wenn sich der Al-Gehalt jedoch 0,20% annähert und überschreitet, wird dieser Effekt gesättigt und Oberflächendefekte oder -fehler neigen zum Ansteigen. Entsprechend wird die obere Grenze für Al nun auf 0,20% gesetzt.
B ist wirksam zum Verbessern der Stärke oder Widerstandsfähigkeit des Produkts. Während eine solche Wirkung schon mit einer Spur von B erreicht werden kann, wird der Effekt gesättigt, wenn B sich 0,0050% nähert und überschreitet. Aus diesem Grund wird die obere Grenze für B auf 0,0050% gesetzt.
Mo ist wirksam zum Verbessern der Korrosionsbeständigkeit des Produkts. Aus wirtschaftlichen Gründen wird die obere Grenze für Mo auf 2,5% gesetzt.
Seltenerdmetalle und Y sind wirksam zum Verbessern der Heißbearbeitungsfähigkeit und des Widerstands gegen Oxidation bei hoher Temperatur. Sie dienen wirksam zur Unterdrückung der Bildung von Oxidzunder, während der kontinuierlichen Wärmeendbehandlung, die gemäß der vorliegenden Erfindung bei einer hohen Temperatur durchgeführt wird, um dadurch nach dem Entzundern eine gute Oberflächentextur vorzusehen. Diese Effekte neigen jedoch dazu, gesättigt zu werden, wenn sich die Seltenerdmetalle und Y 0,10% bzw. 0,20% annähernd und überschreiten. Entsprechend werden die oberen Grenzen für Seltenerdmetalle und Y nun auf 0,10% für die Seltenerdmetalle bzw. 0,20% für Y gesetzt.
Neben den obengenannten zweckmäßigen Legierungselementen kann der erfindungsgemäße Stahl Restmengen von S, P und O enthalten.
Je weniger S vorhanden ist, um so vorteilhafter ist es, da es hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit und der Heißbearbeitungsfähigkeit des Stahls schädlich ist. Die obere Grenze für S wird nun auf 0,030% gesetzt.
P dient zum Verstärken oder Festigen des Stahls, und zwar dadurch, das es darin aufgelöst wird. Jedoch wird die obere Grenze für P auf 0,040% gesetzt, wie es in den Vorschriften oder Standards herkömmlicher ferritischer und martensitischer Stähle vorgeschrieben ist, da P die Stärke oder Widerstandsfähigkeit des Produkts beeinträchtigen könnte.
O bildet nicht-metallische Einschlüsse und beeinträchtigt dadurch die Reinheit des Stahls. Aus diesem Grund wird die obere Grenze für 0 auf 0,02% gesetzt.
Somit besteht gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung der verwendete Stahl bezüglich des Gewichts im wesentlichen aus:
bis zu 0,10% C,
bis zu 2,0% Si,
bis zu 1,0% Mn,
bis zu 0,40% P,
bis zu 0,030% S,
bis zu 0,60% Ni,
10,0% bis 14,0% Cr.
bis zu 0,08% N, wobei (C + N) nicht weniger als 0,02%, aber nicht mehr als 0,12% ist,
bis zu 0,02% 0, und
wahlweise mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die aus folgendem besteht:
bis zu 0,20% Al,
bis zu 0,0050% B,
bis zu 2,5% Mo,
bis zu 0,10% Seltenerdmetalle, und
bis zu 0,20% Y,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Gemäß einem weiteren Ausführungsbeispiel der Erfindung besteht der verwendete Stahl bezüglich des Gewichts im wesentlichen aus:
bis zu 0,15% C,
bis zu 2,0% Si,
bis zu 1,0% Mn,
bis zu 0,040% P,
bis zu 0,030% S,
bis zu 0,60% Ni.
14,0 bis 20,0% Cr
bis zu 0,12% N, wobei (C + N) nicht weniger als 0,03%, aber nicht mehr als 0,20% ist,
bis zu 0,02% 0, und
wahlweise mindestens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, die aus folgendem besteht:
bis zu 0,20% Al,
bis zu 0,0050% B,
bis zu 2,5% Mo,
bis zu 0,10% Seltenerdmetalle und
bis zu 0,20% Y,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist.
Das Verfahren gemäß der Erfindung weist die Schritte des Heißwalzens, des Kaltwalzens und der kontinuierlichen Wärmeendbehandlung auf.

Heißwalzen

Ein Rohling aus rostfreiem Chromstahl mit einer ausgewählten chemischen Zusammensetzung, der durch herkömmliche Stahlherstellungs- und Gießtechniken hergestellt wurde, wird mit einer herkömmlichen Technik heißgewalzt, um einen heißgewalzten Streifen vorzusehen. Beispielsweise wird das Heißwalzen begonnen bei einer Temperatur von ungefähr 1100 ºC bis 1200 ºC und endet bei einer Temperatur von ungefähr 850 ºC. Der heißgewalzte Streifen wird dann bei einer Temperatur von ungefähr 650 ºC aufgerollt und die Rolle, die normalerweise ein Gewicht von ungefähr 8 bis ungefähr 15 Tonnen besitzt, wird an der Luft abkühlen gelassen. Die Kühlrate einer solchen Rolle ist sehr langsam. Andererseits ist, obwohl der verwendete rostfreie Chromstahl eine Zwei-Phasen-Struktur von Austenit und Ferrit bei den hohen Temperaturen besitzt, bei denen er heißgewalzt wird, die Rate der durch die Temperaturverminderung verursachten Umwandlung von Austenit zu Ferrit bei rostfreiem Chromstählen langsamer als bei Niedrigkohlenstoffstählen. Somit werden in dem erfindungsgemäßen heißgewalzten Streifen diejenigen Teile des Stahls, die bei den hohen Temperaturen Austenit waren, nicht vollständig in Ferrit umgewandelt werden. Der erfindungsgemäße Stahl im heißgewalzten Zustand besitzt eine geschichtete, bandartige Struktur aus einer Phase, die Zwischenformen der Umwandlung von Austenit zu Ferrit, wie beispielsweise Bainit, aufweist, und einer Phase, die das Ferrit war, wobei beide Phasen in der Richtung des Heißwalzens mehr oder weniger langgestreckt sind. Der heißgewalzte Streifen wird vorzugsweise angelassen und entzundert. Das Anlassen des heißgewalzten Streifens macht nicht nur das Material weicher, um die Kaltwalzfähigkeit des heißgewalzten Streifens zu verbessern, sondern überführt und zersetzt auch in gewissem Maße die obengenannte zwischenumgewandelte Phase (die Austenit war bei den hohen Temperaturen des Heißwalzens) in dem heißgewalzten Streifen in Ferrit und Carbide. Es kann entweder kontinuierliches Anlassen oder Kastenanlassen verwendet werden zum Anlassen des heißgewalzten Streifens.

Kaltwalzen

Der heißgewalzte Streifen wird, vorzugsweise nach dem Anlassen und Entzundern auf eine gewünschte Dicke kaltgewalzt, die so dünn sein kann wie von ungefähr 0,1 mm bis ungefähr 1,0 mm in Fällen, in denen das erfindungsgemäße Produkt als ein Material für die Herstellung von Teilen elektronischer Instrumente und von Präzisionsmaschinen durch Druckumformen verwendet werden soll.
Das Kaltwalzen kann in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen ausgeführt werden. Der Ausdruck "ein einziger Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen" bedeutet, daß die Dicke des Streifens von der des heiß gewalzten Streifens auf eine gewünschte Dicke des kaltgewalzten Streifens vermindert wird, entweder durch einen Kaltwalzdurchgang oder durch mehrfache Kaltwalzdurchgänge ohne Zwischenanlassen, unabhängig von der Anzahl der Durchgänge durch die Walzen. Die Walzdickenverminderungsrate kann im Bereich von ungefähr 30% bis ungefähr 95% liegen. Das Produkt, das in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen kaltgewalzt wurde, und danach wärmeendbehandelt wurde, wird hierin als ein 1CR- Material bezeichnet.
Vorzugsweise wird das Kaltwalzen in mindestens zwei Kaltwalzschritten ausgeführt, und zwar einschließlich eines Zwischenanlaßschrittes zwischen den zwei aufeinanderfolgenden Kaltwalzschritten. Das Zwischenanlassen weist das Erwärmen des kaltgewalzten Streifens auf eine Temperatur auf, bei der eine einzige Phase von Ferrit gebildet werden kann vor dem darauffolgenden Kaltwalzen. Anscheinend ist die Temperatur für das Zwischenanlassen unterhalb des Ac1-Punkts des Stahls. In jedem Kaltwalzschritt wird die Dicke des Streifens vermindert durch Hindurchführen des Streifens durch Walzen, und zwar mindestens einmal. Die Verminderungsrate in jedem Kaltwalzschritt ist vorzugsweise mindestens ungefähr 30%. Das Produkt, das in mindestens zwei Kaltwalzschritten mit einem Zwischenanlaßschritt zwischen den aufeinanderfolgenden zwei Kaltwalzschritten kaltgewalzt wurde, und danach wärmeendbehandelt wurde, wird hierin als ein 2CR- Material bezeichnet. Während 1CR-Materialien eine ausreichend verminderte Ebenen-Anisotropie hinsichtlich Festigkeit und Dehnbarkeit besitzen, zeigen die entsprechenden 2CR-Materialien weiter verminderte Ebenen-Anisotropie.
Das Kaltwalzen ist wesentlich für die Zwecke der Erfindung. Wenn der heißgewalzte Streifen, als solcher oder nach dem Anlassen, der hier beschriebenen kontinuierlichen Wärmeendbehandlung ausgesetzt wird, wird eine Zwei- Phasen-Struktur aus Ferrit und Martensit grundsätzlich hergestellt. Die erhaltene Struktur folgt jedoch mehr oder weniger der des heißgewalzten Streifens und weist relativ große Körner aus Ferrit und Martensit auf, die jeweils in der Richtung des Walzens ausgerichtet sind, was eine signifikante Ebenen-Anisotropie hinsichtlich Festigkeit und Dehnbarkeit ergibt. Wenn dagegen der heißgewalzte Streifen, vorzugsweise nach dem Anlassen, kaltgewalzt wird, vorzugsweise in mindestens zwei Schritten mit einem Zwischenanlaßschritt zwischen den aufeinanderfolgenden zwei Kaltwalzschritten, wobei der Zwischenanlaßschritt das Erwärmen des Streifens auf eine Temperatur aufweist, um eine einzige Phase von Ferrit zu bilden, und dann der kontinuierlichen Wärmeendbehandlung gemäß der Erfindung ausgesetzt wird, bricht die geschichtete, bandartige Struktur des Stahls im heißgewalzten Zustand zusammen und eine Duplex-Struktur von gleichförmig gemischtem feinem Ferrit und Martensit wird erhalten. Somit zeigt das erfindungsgemäße Produkt eine verminderte Ebenen-Anisotropie bezüglich Festigkeit und Dehnbarkeit und besitzt eine ausgezeichnete Bearbeitungsfähigkeit oder Formbarkeit. Ferner ist es ohne Kaltwalzen sehr schwierig, dünne Stahlstreifen herzustellen, die genaue Erfordernisse bezüglich Dickenpräzision, Formpräzision und Oberflächenqualitäten erfüllen.

Kontinuierliche Wärmeendbehandlung

Der kaltgewalzte Streifen wird kontinuierlich durch eine Erwärmungszone hindurchgeführt, wo er auf eine Temperatur erwärmt wird im Bereich von dem Ac1-Punkt des Stahls bis 1100 ºC, um ein Zweiphasenmaterial aus Ferrit und Austenit zu bilden, und auf dieser Temperatur für nicht mehr als 10 Minuten gehalten wird, und der erwärmte Streifen wird gekühlt mit einer Kühlrate, die ausreichend ist, um das Austenit in Martensit umzuwandeln.
In der erfindungsgemäßen, kontinuierlichen Wärmeendbehandlung ist es wesentlich, den kaltgewalzten Streifen auf eine Temperatur zu erwärmen, bei der eine Zwei- Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit gebildet werden kann, d. h. auf eine Temperatur, die nicht niedriger ist als der Ac1-Punkt des Stahls. Jedoch ändert sich in einer kontinuierlichen Wärmebehandlung, die eine Temperatur nahe des Ac1-Punkts des Stahls verwendet, die Menge an gebildetem Austenit signifikant mit einer leichten Änderung der Temperatur und infolgedessen tritt der Fall häufig auf, daß eine gewünschte Härte nach dem Abschrecken nicht stabil erhalten wird. Es wurde herausgefunden, daß solche unerwünschten Abweichungen der Härte vermieden werden können, wenn eine Erwärmungstemperatur von mindestens ungefähr 100 ºC oberhalb des Ac1-Punkts des Stahls verwendet wird. Somit ist eine bevorzugte Erwärmungstemperatur in der kontinuierlichen Wärmebehandlung der Erfindung mindestens ungefähr 100 ºC oberhalb des Ac1-Punkts des Stahls, genauer mindestens ungefähr 900 ºC und vorzugsweise mindestens ungefähr 950 ºC. Die obere Grenze für die Erwärmungstemperatur ist nicht sehr kritisch. Allgemein gilt, je höher die Temperatur ist, desto mehr wird der Stahl verstärkt oder gefestigt. Wenn die Erwärmungstemperatur sich jedoch 1100 ºC nähert, wird der Verstärkungs- oder Festigungseffekt gesättigt oder gelegentlich sogar vermindert, und der Energieverbrauch wird erhöht. Entsprechend wird die obere Grenze für die Erwärmungstemperatur auf ungefähr 1100 ºC gesetzt.
Bezüglich der metallurgischen Bedeutung des Erwärmens des kaltgewalzten Streifens auf eine Temperatur, bei der eine Zwei-Phasen-Struktur von Ferrit und Austenit gebildet wird, können wir die Auflösung von Cr-Carbid und -Nitrid, die Bildung von Austenit und die Konzentration von C und N in dem gebildeten Austenit erwähnen. Für die hier betroffenen Stähle erreichen diese Erscheinungen ein Gleichgewicht innerhalb einer kurzen Zeitperiode. Entsprechend kann die Erwärmungszeit, während der das behandelte Material auf der erforderlichen Temperatur gehalten wird, kurz sein, und zwar nicht mehr als ungefähr 10 Minuten. Diese Kürze der Erwärmungszeit macht das erfindungsgemäße Verfahren vorteilhaft hinsichtlich der Produktionseffizienz und der Herstellungskosten. Durch die obengenannten Erwärmungsbedingungen ist es möglich, eine Menge von Austenit zu bilden, die ausreichend ist, um schließlich mindestens ungefähr 10 Vol.% (im Fall von hohen Cr-Stählen) oder mindestens ungefähr 20 Vol.% (in Fällen von niedrigen Cr-Stählen) Martensit vorzusehen.
Die Kühlrate in der kontinuierlichen Wärmeendbehandlung sollte ausreichend sein, um das Austenit in Martensit umzuwandeln. Praktischerweise kann eine Kühlrate von mindestens ungefähr 1º/sec vorzugsweise mindestens ungefähr 5ºC/sec verwendet werden. Die obere Grenze für die Kühlrate ist nicht kritisch, aber eine Kühlrate von mehr als ungefähr 500 ºC wird nicht praktisch sein. Die oben beschriebene Kühlrate wird beibehalten, bis das Austenit in Martensit umgewandelt wurde. Es sei bemerkt, daß die Kühlrate nicht kritisch ist, nachdem die Umwandlung beendet wurde. Das Kühlen des Streifens kann ausgeführt werden entweder durch Anwendung eines gasförmigen oder flüssigen Kühlmediums auf den Streifen oder durch Walzkühlen unter Verwendung wassergekühlter Walzen. Es ist praktisch, die kontinuierliche Wärmebehandlung des kaltgewalzten Streifens gemäß der Erfindung durchzuführen durch kontinuierliches Abwickeln einer Spule oder Rolle des kaltgewalzten Streifens, Hindurchlaufenlassen davon durch einen kontinuierlichen Wärmebehandlungsofen mit Erwärmungs- und Abschreckzonen, und Aufwickeln des behandelten Streifens.
Die Erfindung wird weiter beschrieben durch die folgenden Beispiele mit Bezug auf die beigefügten Zeichnungen, in denen:
Fig. 1 ein Graph ist, der die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte des 1CR-Produkts von der Erwärmungstemperatur in der Wärmeendbehandlung zeigt;
Fig. 2 ist ein Photo, das eine metallische Struktur eines 1CR-Produkts zeigt;
Fig. 3 ist ein Graph, der die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte von 2CR-Produkten mit niedrigem Cr-Gehalt von der Erwärmungstemperatur bei der Wärmeendbehandlung zeigt:
Fig. 4 ist ein Photo, das eine metallische Struktur eines 2CR-Produkts mit niedrigem Cr-Gehalt zeigt;
Fig. 5 ist ein Graph, der die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte von 2 CR-Produkten mit hohem Cr-Gehalt von der Erwärmungstemperatur in der Wärmeendbehandlung zeigt; und
Fig. 6 ist ein Photo, das eines metallische Struktur eines 2CR-Produkts mit hohem Cr-Gehalt zeigt.

Beispiel 1

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte von 1CR-Produkten von der Erwärmungstemperatur bei der Wärmeendbehandlung zeigt. Tabelle 1 (in Gew.%) Stahl
Die Stähle A, B und C mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen luftgekühlt, gebeizt und auf eine Dicke von 0,7 mm (eine Verminderungsrate von 80,6%) in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen kaltgewalzt. Bleche oder Flächenelemente, die aus jedem kaltgewalzten Material geschnitten wurden, wurden auf verschiedene Temperaturen im Bereich von 780 ºC bis 1200 Cº für ungefähr 1 Minute erwärmt und mit einer durchschnittlichen Kühlrate von ungefähr 20 ºC/sec auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Die Menge von Martensit (Vol.%) und die Härte (HV) der Produkte wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 gezeigt, in der die Symbole A, B und C die Stähle A bzw. B bzw. C bezeichnen.
Fig. 1 zeigt, daß, wenn die Erwärmungstemperatur in der Wärmeendbehandlung angehoben wird und 800 ºC und möglicherweise den Ac1-Punkt des Stahls überschreitet, sich Martensit zu bilden beginnt, und daß während die Menge von gebildetem Martensit ansteigt, wenn die Temperatur weiter angehoben wird, eine Anstiegsrate des Martensits kleiner wird, wenn die Temperatur ungefähr 900 ºC bis 950 ºC überschreitet und die Menge von Martensit dazu neigt, gesättigt zu werden. Fig. 1 zeigt ferner, daß die Härte sich in ähnlicher Weise zu der Erwärmungstemperatur verhält und daß die Härte um so größer ist, je größer die Menge von Martensit ist.
In einer tatsächlichen, kontinuierlichen Wärmebehandlungsanordnung sind einige Abweichungen der Temperatur (Abweichungen von plus minus ungefähr 20 ºC von der Zieltemperatur) in Längsrichtung eines Streifens und zwischen unterschiedlichen Streifen unvermeidbar. Fig. 1 zeigt, daß es einen gewissen Temperaturbereich gibt, innerhalb von dem Abweichungen der Härte und daher Abweichungen der Festigkeit bei Temperaturänderungen relativ gering sind. Wir bevorzugen es, die kontinuierliche Wärmebehandlung der Erfindung auszuführen unter Verwendung einer Erwärmungstemperatur in einem solchen Bereich, d. h. von mindestens ungefähr 100 ºC oberhalb des Ac1-Punkts des Stahls bis ungefähr 1100 ºC, genauer von ungefähr 900 bis 950 ºC bis ungefähr 1100 ºC. Dadurch werden Streifen, bei denen Abweichungen der Festigkeit klein sind, und zwar in Längsrichtung eines Streifens und zwischen unterschiedlichen Streifen, gleichmäßig oder stabil erhalten unter Verwendung einer vorhandenen, kontinuierlichen Wärmebehandlungsanordnung.

Beispiel 2

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Eigenschaften eines 1CR-Materials mit einer Duplex- Struktur zeigt, verglichen mit denjenigen eines tempergewalzten Materials mit der gleichen chemischen Zusammensetzung. Die getesteten Materialien wurden durch die unten beschriebenen Verfahren gefertigt.

(1). 1CR-Material

Ein heißgewalztes Blech aus Stahl B mit einer Dicke von 3,6 mm wurde bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt, auf eine Dicke von 0,7 mm (eine Verminderungsrate von 80,6%) in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen kaltgewalzt, auf eine Temperatur von 970 ºC für ungefähr 1 Minute erwärmt und mit einer durchschnittlichen Kühlrate von ungefähr 20 ºC/sec auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Fig. 2 ist ein Photo, das die metallische Struktur des so gefertigten Materials zeigt. In dem Photo sind weiß erscheinende Gebiete Ferrit, während dunkel oder grau erscheinende Gebiete Martensit sind. Man kann sehen, daß das Material eine Duplex-Struktur von gleichförmig gemischten feinen Ferrit- und Martensitkörnern besitzt.

(2). Temper-gewalztes Material

Ein heißgewalztes Blech aus Stahl B mit einer Dicke von 3,6 mm wurde bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen und in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt, auf eine Dicke von 2,0 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von 800 ºC für 1 Minute angelassen, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,7 mm temper-gewalzt.
Muster beider Materialien wurden getestet hinsichtlich Streckgrenze (kg/mm²) und Dehnbarkeit (%) in den Richtungen von 0º (L), 450 (D) und 90º (T) zu der Walzrichtung, sowie hinsichtlich der Härte. Die Ergebnisse sind unten in Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2 Verfahren Härte Streckgrenze Dehnbarkeit (1). 1CR-Material mit einer Duplex-Struktur, wärmeendbehandelt bei 970 ºC (2). Temper-gewalztes Material, temper-gewalzt mit einer Verminderungrate von 65%.
Tabelle 2 zeigt, daß das 1CR-Material mit einer Duplex- Struktur eine bemerkenswert hohe Dehnbarkeit in allen Richtungen besitzt, verglichen mit dem temper-gewalzten Material der gleichen chemischen Zusammensetzung, das den gleichen Grad von Härte und Festigkeit besitzt. Tabelle 2 zeigt ferner, daß das 1CR-Material mit einer Duplex- Struktur eine verbesserte Ebenen-Anisotropie hinsichtlich Festigkeit und Dehnbarkeit besitzt, verglichen mit dem temper-gewalzten Material mit der gleichen chemischen Zusammensetzung, das den gleichen Grad von Härte und Festigkeit besitzt.

Beispiel 3

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte von 2CR-Produkten mit niedrigen Cr-Gehalt von der Erwärmungstemperatur in der Wärmeendbehandlung zeigen. Tabelle 3 (Gew.%) Stahl
Stähle D und E mit den in Tabelle 3 gezeigten chemischen Zusammensetzungen und Stahl A von Tabelle 1 wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt und auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von 800 ºC für 1 Minute angelassen, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt. Bleche oder Flächenelemente, die aus jedem kaltgewalztem Material geschnitten wurden, wurden bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von 850 ºC bis 1080 ºC für ungefähr 1 Minute erwärmt und mit einer durchschnittlichen Kühlrate von ungefähr 20 ºC/sec auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Die Menge von Martensit (Vol.%) und die Härte (HV) der Produkte wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 3 gezeigt, in der die Symbole C, E und A die Stähle D bzw. E bzw. A bezeichnen. Die gleichen Beobachtungen wie vorher mit Bezug auf Fig. 1 können bei Fig. 3 gemacht werden.

Beispiel 4

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Eigenschaften eines 2CR-Materials mit niedrigem Cr-Gehalt und mit einer Duplex-Struktur zeigen, verglichen mit denen von 1CR- und temper-gewalzten Materialien mit der gleichen chemischen Zusammensetzung. Die getesteten Materialien wurden durch die unten beschriebenen Verfahren gefertigt.

(3). 2CR-Material

Ein heißgewalztes Blech aus Stahl E mit einer Dicke von 3,6 mm wurde bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt, auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von ungefähr 800 ºC für 1 Minute angelassen, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt. Das Blech wurde auf eine Temperatur von 980 ºC für ungefähr 1 Minute erwärmt und bei einer durchschnittlichen Kühlrate von ungefähr 20ºC/sec auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Fig. 4 ist ein Photo, das die metallische Struktur des so hergestellten Materials zeigt. In dem Photo sind weiß erscheinende Gebiete Ferrit, während dunkel oder grau erscheinende Gebiete Martensit sind. Man kann sehen, daß das Material eine Duplex-Struktur aus gleichförmig gemischten feinen Ferrit- und Martensitkörnern besitzt.

(4). 1CR-Material

Das obige Verfahren (3) wurde wiederholt mit der Ausnahme, daß das heißgewalzte, angelassene und gebeizte Blech auf eine Dicke von 0,3 mm in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen kaltgewalzt wurde.

(5). Temper-gewalztes Material

Ein heißgewalztes Blech aus Stahl E mit einer Dicke von 3,6 mm wurde bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt, auf eine Dicke von 1,2 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von 800 ºC für 1 Minute angelassen und auf eine Dicke von 0,3 mm temper-gewalzt.
Muster der so hergestellten Materialien wurden getestet hinsichtlich Streckgrenze (kg/mm²) und Dehnbarkeit (%) in den Richtungen von 0º (L), 45º (D) und 90º (T) zu der Walzrichtung, sowie hinsichtlich der Härte. Die Ergebnisse sind unten in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4 Verfahren Härte Streckgrenze Dehnbarkeit (%) (3). 2CR-Material mit Duplex-Struktur, wärmeendbehandelt bei 980 ºC (4). 1CR-Material mit Duplex-Struktur, wärmeendbehandelt bei 980 ºC. (5). Temper-gewalztes Material, temper-gewalzt mit einer Verminderungsrate von 75%.
Tabelle 4 zeigt, daß, verglichen mit dem temper-gewalzten Material mit der gleichen chemischen Zusammensetzung und dem gleichen Grad an Härte und Festigkeit, sowohl das 1CR-Material als auch das 2CR-Material mit einer Duplex- Struktur eine bemerkenswert hohe Dehnbarkeit in allen Richtungen besitzen und eine verbesserte Ebenen-Isotropie bezüglich Festigkeit und Dehnbarkeit zeigen. Tabelle 4 zeigt ferner die Vorzüge des 2CR-Materials gegenüber dem 1CR-Material hinsichtlich der weiter verminderten Ebenen- Anisotropie des ersteren.

Beispiel 5

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Abhängigkeit der Menge von Martensit und der Härte von 2CR- Produkten mit hohem Cr-Gehalt von der Erwärmungstemperatur bei der Wärmeendbehandlung zeigen. Tabelle 5 (in Gew.%) Stahl
Stähle F und G mit den in Fig. 5 gezeigten chemischen Zusammensetzungen und Stahl B von Tabelle 1 wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt und auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von 800 ºC für 1 Minute angelassen, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt. Bleche, die aus jedem kaltgewalzten Material geschnitten wurden, wurden auf verschiedene Temperaturen im Bereich von 800 ºC bis 1150 ºC für ungefähr 1 Minute erwärmt und mit einer durchschnittlichen Kühlrate von ungefähr 20ºC/sec auf Umgebungstemperatur gekühlt. Die Menge von Martensit (Vol.%) und die Härte (HV) der Produkte wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 5 gezeigt, in der die Symbole F, G und B die Stähle F bzw. G bzw. B bezeichnen. Die gleichen Beobachtungen wie oben in Fig. 1 können bei Fig. 5 gemacht werden.

Beispiel 6

Dieses Beispiel bezieht sich auf Experimente, die die Eigenschaften eines 2CR-Materials mit hohem Cr-Gehalt und Duplex-Struktur zeigen, verglichen mit denen von 1CR- und temper-gewalzten Materialien mit der gleichen chemischen Zusammensetzung. Das getestete Material wurde durch die unten beschriebenen Verfahren gefertigt.

(6). 2CR-Material

Das oben genannte Verfahren (3) wurde wiederholt mit der Ausnahme, daß Stahl B verwendet wurde anstatt von Stahl E und daß das kaltgewalzte Blech bei 970 ºC anstatt von 980 ºC wärmeendbehandelt wurde.

(7). 1CR-Material

Das oben genannte Verfahren (4) wurde wiederholt mit der Ausnahme, daß Stahl B verwendet wurde anstatt von Stahl E und daß das kaltgewalzte Blech bei 970 ºC anstatt von 980 ºC wärmeendbehandelt wurde.

(8). Temper-gewalztes Material

Das oben genannte Verfahren (5) wurde wiederholt mit der Ausnahme, daß Stahl B verwendet wurde anstatt von Stahl E und daß das heißgewalzte, angelassene und gebeizte Blech auf eine Dicke von 1,07 mm anstatt von 1,2 mm kaltgewalzt wurde.
Muster der so hergestellten Materialien wurden getestet hinsichtlich Streckgrenze (kg/mm²) und Dehnbarkeit (%) in den Richtungen von 0º (L), 45º (D) und 90º (T) zu der Walzrichtung, sowie hinsichtlich der Härte. Die Ergebnisse sind unten in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6 Verfahren Härte Streckgrenze Dehnbarkeit (%) (6): 2 CR-Material mit Duplex-Struktur, wärmeendbehandelt bei 970 Cº (7): 1 CR-Material mit Duplex-Struktur, wärmeendbehandelt bei 970 ºC (8): Temper-gewalztes Material, temper-gewalzt mit einer Verminderungsrate von 72%
Tabelle 6 zeigt, daß verglichen mit dem temper-gewalzten Material mit der gleichen chemischen Zusammensetzung und dem gleichen Grad an Härte und Festigkeit, sowohl das 1CR- als auch das 2CR-Material mit Duplex-Struktur eine bemerkenswert hohe Dehnbarkeit in allen Richtungen besitzen und eine verbesserte Ebenen-Isotropie bezüglich Festigkeit und Dehnbarkeit aufweisen. Tabelle 4 zeigt ferner die Vorzüge des 2CR-Materials gegenüber dem 1CR- Material hinsichtlich der weiter verminderten Ebenen- Anisotropie des ersteren.

Beispiele 7-18

Diese Beispiele zeigen die kommerzielle Produktion von 1CR-Materialien gemäß der Erfindung unter Verwendung eines kontinuierlichen Wärmebehandlungsofens.
Stähle mit den in Tabelle 7 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt und auf eine Dicke von 0,7 mm (eine Verminderungsrate von 80,6%) in einem einzigen Kaltwalzschritt ohne Zwischenanlassen kaltgewalzt. Jeder kaltgewalzte Streifen wurde kontinuierlich wärmeendbehandelt in einem kontinuierlichen Wärmebehandlungsofen unter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen, und zwar mit einer Zeit gleichförmigen Erwärmens von 1 Minute, mit der Ausnahme der Beispiele 17 und 18. In Beispiel 17 wurde der kaltgewalzte Streifen in einem Kastenofen erwärmt mit einer Zeit von gleichförmigem Erwärmen von ungefähr 6 Stunden und wurde in den gleichen Ofen abkühlen gelassen. In Beispiel 18 wurde ein heißgewalzter Streifen aus Stahl 1 mit einer Dicke von 3,6 mm bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt, auf eine Dicke von 2,2 mm kaltgewalzt, bei einer Temperatur von 800 ºC für 1 Minute angelassen, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,7 mm temper-gewalzt. Muster der Produkte wurden getestet hinsichtlich 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit in Richtungen von 0º (längs), 45º (diagonal) und 90º (quer) zu der Walzrichtung, sowie bezüglich der Menge von Martensit und der Härte. Die gebrochenen Muster von dem Strecktest wurden hinsichtlich des Auftretens von Gratbildung beobachtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 gezeigt.
Beispiele 7-13 sind in Übereinstimmung mit der Erfindung, wogegen Beispiel 14-18 zur Kontrolle sind.
Wie aus Tabelle 8 ersichtlich ist, wurden Stahlstreifen mit einer Duplex-Struktur, die von ungefähr 30 bis ungefähr 80 Vol.% Martensit enthalten, mit einer Kombination aus großer Festigkeit und Härte sowie guter Dehnbarkeit durch die Verfahren der Beispiele 7-13 gemäß der Erfindung erhalten. Die Produkte der Erfindung zeigten eine verminderte Ebenen-Anisotropie hinsichtlich der 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit.
Im Gegensatz dazu besaß der in Beispiel 14 verwendete Stahl 8 einen niedrigen Gehalt an (C + N) von nur 0,012% und infolgedessen wurde durch die kontinuierliche Wärmeendbehandlung kein Martensit gebildet. Das Produkt von Beispiel 14 besaß eine schlechte Festigkeit und Härte.
Stahl 9, der in Beispiel 15 verwendet wurde, besaß einen Kohlenstoffgehalt von 0,155% im Übermaß von 0,15% und einen Gehalt von (C + N) von 0,22% im Übermaß von 0,20%, und somit besaß das Produkt eine 100% martensitische Struktur nach der kontinuierlichen Wärmebehandlung, was zu einer Kombination von großer Festigkeit mit schlechter Dehnbarkeit führt.
Bei der Erwärmungstemperatur der in Beispiel 16 verwendeten kontinuierlichen Wärmebehandlung (750 ºC), bildete der verwendete Stahl 1 keine Zwei-Phasen-Struktur von Ferrit und Austenit. Entsprechend besaß das Produkt nach der Wärmeendbehandlung eine Ein-Phasen-Struktur von Ferrit und zeigte eine Kombination von großer Dehnbarkeit und schlechter Festigkeit und Härte.
In Beispiel 17 wurde der kaltgewalzte Streifen aus Stahl 1 in einem Kastenofen erwärmt und in dem gleichen Ofen bei einer Kühlrate von 0,03ºC/sec abkühlen gelassen, was nicht ausreichend ist für die Umwandlung von Austenit in Martensit. Entsprechend enthielt das Produkt nach der Wärmebehandlung kein umgewandeltes Martensit und zeigte eine Kombination aus hoher Dehnbarkeit und schlechter Festigkeit und Härte, wie es im Beispiel 16 der Fall war.
Das Produkt von Beispiel 18 war ein temper-gewalztes Material, das verglichen mit den Produkten der Erfindung eine bemerkenswert niedrige Dehnbarkeit, ein hohes Streckverhältnis (ein Verhältnis von 0,2%-Dehngrenze zu Streckgrenze) und eine vorstechende Ebenen-Anisotropie bezüglich der 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit besaß. Anscheinend ist ein solches Produkt den Produkten der Erfindung unterlegen hinsichtlich der Bearbeitbarkeit oder Formbarkeit und der Formpräzision nach der Bearbeitung oder Umformung.
Tabelle 8 zeigt ferner, daß gebrochene Muster aus dem Strecktest der Beispiele 14, 16, 17 und 18 das Auftreten von Gratbildung zeigten. Im Gegensatz dazu trat das Problem der Gratbildung bei den Produkten der Erfindung überhaupt nicht auf. Dies bedeutet, daß die Produkte der Erfindung sich für Druckumformen oder Pressen gut eignen. Tabelle 7 (in Gew.%) Stahl Andere REM = Seltenerdmetalle Tabelle 8 Wärmebehandlung Eigenschaften³) Temperatur ºC Kühlrate ºC/sec Martensitmenge (Vol.-%) 0,2% Dehngrenze (kg/mm²) Streckgrenze kg/mm²) Dehnbarkeit (%) Härte Gratbildung ¹) Example = Beispiel ²) Steel = Stahl ³) l: längs, D: diagonal, T: quer Nb= Nein Yes = Ja

Beispiel 19-29

Diese Beispiele zeigen die kommerzielle Herstellung von 2CR-Materialien mit niedrigem Cr-Gehalt gemäß der Erfindung unter Verwendung eines kontinuierlichen Wärmebehandlungsofens.
Stähle mit den in Fig. 9 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abgekühlen gelassen, gebeizt und auf eine Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt, und zwar unter den Bedingungen des Kaltwalzens und Zwischenanlassens, wie es in Tabelle 10 gezeigt ist. Jeder kaltgewalzte Streifen wurde kontinuierlich wärmeendbehandelt mit einer Zeit gleichförmigen Erwärmens von 1 Minute in einem kontinuierlichen Wärmebehandlungsofen unter den in Tabelle 10 gezeigten Bedingungen mit der Ausnahme der Beispiele 28 und 29. Beim Beispiel 28 wurde der kaltgewalzte Streifen in einem Kastenofen erwärmt mit einer Zeit des gleichförmigen Erwärmens von ungefähr 6 Stunden und wurde in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen. In Beispiel 29 wurde ein heißgewalzter Streifen aus Stahl 11 mit einer Dicke von 3,6 mm angelassen, gebeizt und kaltgewalzt, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,3 mm temper-gewalzt, und zwar unter den in Tabelle 10 angegebenen Bedingungen. Die Zeit gleichförmigen Erwärmens in dem Zwischenanlaßschritt war 1 Minute bei allen Beispielen. Muster der Produkte wurden getestet hinsichtlich 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit in den Richtungen von 0º (längs), 45º (diagonal) und 90º (quer) zu der Walzrichtung, und hinsichtlich der Menge von Martensit und der Härte. Die gebrochenen Muster aus dem Strecktest wurden hinsichtlich des Auftretens von Gratbildung beobachtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 gezeigt.
Beispiele 19-25 sind in Übereinstimmung mit der Erfindung, wogegen Beispiele 26-29 zur Kontrolle sind.
Wie aus Tabelle 10 ersichtlich ist, wurden Stahlstreifen mit einer Duplex-Struktur, die von ungefähr 55 bis ungefähr 82 Vol.% Martensit enthielten und eine Kombination aus großer Festigkeit und Härte sowie guter Dehnbarkeit besaßen, durch die Verfahren der Beispiele 19-25 gemäß der Erfindung erhalten. Die Produkte der Erfindung zeigten eine verminderte Ebenen-Anisotropie bezüglich der 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit.
Im Gegensatz dazu besaß der in Beispiel 26 verwendete Stahl 17 einen niedrigen Gehalt von (C + N) von nur 0,012% und infolgedessen wurde kein Martensit durch die kontinuierliche Wärmeendbehandlung gebildet. Das Produkt von Beispiel 26 besaß eine schlechte Festigkeit und Härte.
Bei der Erwärmungstemperatur der in Beispiel 27 verwendeten kontinuierlichen Wärmeendbehandlung (800 ºC) bildete der verwendete Stahl 11 keine Zwei-Phasen-Struktur von Ferrit und Austenit. Entsprechend besaß das Produkt nach der Wärmeendbehandlung eine Ein-Phasen-Struktur von Ferrit und zeigte eine Kombination von großer-' Dehnbarkeit und schlechter Festigkeit und Härte.
In Beispiel 28 wurde der kaltgewalzte Streifen von Stahl 11 in einem Kastenofen erwärmt und in dem gleichen Ofen mit einer Kühlrate von 0,03ºC/sec abkühlen gelassen, was nicht ausreichend ist für die Umwandlung des Austenits in Martensit. Entsprechend enthielt das Produkt nach der Wärmbehandlung kein umgewandeltes Martensit und zeigte eine Kombination von großer Dehnbarkeit mit schlechter Festigkeit und Härte, wie es im Beispiel 27 der Fall war.
Das Produkt von Beispiel 29 war ein temper-gewalztes Material, das verglichen mit den Produkten der Erfindung eine bemerkenswert geringe Dehnbarkeit, ein hohes Streckverhältnis (ein Verhältnis von 0,2%-Dehngrenze zu Streckgrenze) und eine vorstehende Ebenen-Anisotropie bezüglich der 0,2%-Dehngrenze, Steckgrenze und Dehnbarkeit besaß. Anscheinend ist ein solches Produkt den Produkten der Erfindung unterlegen bezüglich der Bearbeitungsfähigkeit oder Formbarkeit und der Formpräzision nach der Bearbeitung oder Umformung.
Tabelle 10 zeigt ferner, daß gebrochene Muster von dem Strecktest der Beispiele 26, 27, 28 und 29 ein Auftreten von Gratbildung zeigten. Im Gegensatz dazu war das Problem der Gratbildung bei den Produkten der Erfindung überhaupt nicht vorhanden. Dies bedeutet, daß die Produkte der Erfindung sich gut zum Druckumformen oder Pressen eignen. Tabelle 9 (in Gew.%) Stahl Andere REM = Seltenerdmetalle Tabelle 10 Bedingungen des Kaltwalzens und Anlassens³) Wärmebehandlung Eigenschaften Temperatur ºC Kühlrate ºC/sec Martensitmenge (Vol.-%) 0,2% Dehngrenze (kg/mm²) Streckgrenze kg/mm²) Dehnbarkeit (%) Härte Gratbildung ¹) Example = Beispiel ²) Steel = Stahl ³) t = Dicke (mm); CR = Kaltwalzen; AN = Anlassen &sup4;) l: längs, D: diagonal, T: quer Nb= Nein Yes = Ja

Beispiel 30-40

Diese Beispiele zeigen die kommerzielle Produktion von 2CR-Materialien mit hohem Cr-Gehalt gemäß der Erfindung unter Verwendung eines kontinuierlichen Wärmebehandlungsofens.
Stähle mit den in Tabelle 11 angegebenen chemischen Zusammensetzungen wurden gegossen, auf eine Dicke von 3,6 mm heißgewalzt, bei einer Temperatur von 780 ºC für 6 Stunden in einem Ofen angelassen, in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen, gebeizt und auf eine Dicke von 0,3 mm kaltgewalzt, und zwar unter den Bedingungen des Kaltwalzens und Zwischenanlassens, die in Tabelle 12 angegeben sind. Jeder kaltgewalzte Streifen wurde kontinuierlich wärmeendbehandelt mit einer Zeit der gleichförmigen Erwärmung von 1 Minute in einem kontinuierlichen Wärmebehandlungsofen unter den in Tabelle 12 angegebenen Bedingungen mit Ausnahme der Beispiele 39 und 40. Beim Beispiel 39 wurde der kaltgewalzte Streifen in einem Kastenofen erwärmt mit einer Zeit der gleichförmigen Erwärmung von ungefähr 6 Stunden und wurde in dem gleichen Ofen abkühlen gelassen. Beim Beispiel 40 wurde ein heißgewalzter Streifen des Stahls 19 mit einer Dicke von 3,6 mm angelassen, gebeizt, kaltgewalzt, luftgekühlt und auf eine Dicke von 0,3 mm temper-gewalzt, und zwar unter den in Tabelle 12 angegebenen Bedingungen. Die Zeit des gleichförmigen Erwärmens in dem Zwischenanlaßschritt war 1 Minute bei allen Beispielen. Muster der Produkte wurden getestet hinsichtlich 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit in den Richtungen von 0º (längs), 45º (diagonal) und 90º (quer) zur Walzrichtung, und hinsichtlich der Menge von Martensit und der Härte. Die gebrochenen Muster aus dem Strecktest wurden hinsichtlich des Auftretens von Gratbildung beobachtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12 gezeigt. Beispiele 30-36 sind in Übereinstimmung mit der Erfindung, wogegen Beispiele 37-40 zur Kontrolle sind.
Wie aus Tabelle 12 ersichtlich ist, wurden Stahlstreifen mit einer Duplex-Struktur, die von ungefähr 30 bis ungefähr 60 Vol.%,Martensit enthielten und eine Kombination von großer Festigkeit und Härte sowie gute Dehnbarkeit besaßen, durch die Verfahren der Beispiele 30 bis 36 gemäß der Erfindung erreicht. Die Produkte der Erfindung zeigten eine verminderte Ebenen-Anisotropie bezüglich der 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit.
Im Gegensatz dazu besaß der in Beispiel 37 verwendete Stahl 25 einen Kohlenstoffgehalt von 0,155% und einen Gehalt von (C + N) von 0,220%, was übermäßig hoch war, und somit besaß das Produkt eine 100% martensitische Struktur nach der kontinuierlichen Wärmebehandlung, was zu einer Kombination von großer Festigkeit und schlechter Dehnbarkeit führte.
Bei der Erwärmungstemperatur der in Beispiel 38 verwendeten kontinuierlichen Wärmeendbehandlung (780 ºC) bildete der verwendete Stahl 19 keine Zwei-Phasen-Struktur von Ferrit und Austenit. Entsprechend besaß das Produkt nach der Wärmeendbehandlung eine Ein-Phasen-Struktur von Ferrit und zeigte eine Kombination von großer Dehnbarkeit und schlechter Festigkeit und Härte.
Im Beispiel 39 wurde der kaltgewalzte Streifen aus Stahl 19 in einem Kastenofen erwärmt und in dem gleichen Ofen bei einer Kühlrate von 0,03ºC/sec abkühlen gelassen, was nicht ausreichend ist zur Umwandlung des Austenits in Martensit. Entsprechend enthielt das Produkt nach der Wärmebehandlung kein umgewandeltes Martensit und zeigte eine Kombination aus großer Dehnbarkeit und schlechter Festigkeit und Härte.
Das Produkt von Beispiel 40 war ein temper-gewalztes Material, das verglichen mit den Produkten der Erfindung eine bemerkenswert geringe Dehnbarkeit, ein hohes Streckverhältnis (ein Verhältnis von 0,2%-Dehngrenze zu Streckgrenze) und eine vorstehende Ebenen-Anisotropie hinsichtlich der 0,2%-Dehngrenze, Streckgrenze und Dehnbarkeit. Anscheinend ist ein solches Produkt den Produkten der Erfindung unterlegen hinsichtlich der Bearbeitungsfähigkeit oder Formbarkeit und der Formpräzision nach der Bearbeitung oder Umformung.
Tabelle 12 zeigt ferner, daß gebrochene Muster aus dem Strecktest der Beispiele 38-40 das Auftreten von Gratbildung zeigten. Im Gegensatz dazu trat bei den Produkten der Erfindung das Problem der Gratbildung überhaupt nicht auf. Dies bedeutet, daß die Produkte der Erfindung sich gut zum Druckumformen oder Pressen eignen. Tabelle 11 (in Gew.%) Stahl Tabelle 12 Bedingungen des Kaltwalzens und Anlassens³) Wärmebehandlung Eigenscahften Temperatur ºC Kühlrate ºC/sec Martensitmenge (Vol.-%) 0,2% Dehngrenze (kg/mm²) Streckgrenze kg/mm²) Dehnbarkeit (%) Härte Gratbildung ¹) Example = Beispiel ²) Steel = Stahl ³) t = Dicke (mm); CR = Kaltwalzen; AN = Anlassen &sup4;) l: längs, D: diagonal, T: quer Nb= Nein Yes = Ja

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Streifens aus rostfreiem Chromstahl mit einer Duplexstruktur, die im wesentlichen Ferrit und Martensit aufweist, wobei der Streifen eine hohe Festigkeit und Dehnbarkeit (Elongation) sowie eine verminderte Ebenen-Anisotropie besitzt und eine Härte von mindestens HV 200 besitzt, wobei das Verfahren folgendes aufweist:

einen Schritt des Heißwalzens eines Stahlrohlings, um einen heißgewalzten Streifen vorzusehen, wobei der Stahl (bezüglich des Gewichts) folgendes aufweist: 10,0% bis 20,0% Cr, bis zu 0,15% C, bis zu 0,12% N, wobei (C + N) nicht geringer ist als 0,02%, aber nicht mehr ist als 0,20% ist, bis zu 2.0% Si, bis zu 1,0% Mn, bis zu 0,6 % Ni, bis zu 0,040% P und bis zu 0,030% S, sowie wahlweise bis zu 0.02% O, bis zu 0,20% Al, bis zu 0,0050% B, bis zu 2,5% Mo, bis zu 0,10% Seltenerdmetalle und bis zu 0,20% ?, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist;

einen Schritt des Kaltwalzens des heißgewalzten Streifens, um einen kaltgewalzten Streifen einer gewünschten Dicke vorzusehen; und

einen Schritt einer kontinuierlichen Wärmeendbehandlung, wobei der kaltgewalzte Streifen kontinuierlich durch eine Erwärmungszone geführt wird, wo er auf eine Temperatur erwärmt wird im Bereich von dem Aci-Punkt des Stahls bis 1100ºC, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden, und wird auf dieser Temperatur für nicht länger als 10 Minuten gehalten, und der erhitzte Streifen wird abgekühlt mit einer Kühlrate, die ausreichend ist, um das Austenit in Martensit umzuwandeln.

2. Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von zumindest 100ºC oberhalb des Aci-Punkts des Stahls bis 1100ºC erwärmt wird, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.

3. Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von 900ºC bis 1100ºC erwärmt wird um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.

4. Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der verwendete Stahl bezüglich des Gewichts folgendes aufweist: nicht mehr als 14,0% Cr, nicht mehr als 0,10% C und nicht mehr als 0,08% N, wobei (C + N) nicht größer ist als 0,12%.

5. Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei der verwendete Stahl bezüglich des Gewichts mehr als 14,0% Cr aufweist, wobei (C + N) nicht weniger als 0,03% ist.

6. Verfahren zur Herstellung eines Streifens aus rostfreiem Chromstahl mit einer Duplexstruktur, die im wesentlichen Ferrit und Martensit aufweist, wobei der Streifen eine hohe Festigkeit und Dehnbarkeit (Elongation) sowie eine verminderte Ebenen-Anisotropie besitzt und eine Härte von mindestens HV 200 besitzt, wobei das Verfahren folgendes aufweist:

einen Schritt des Heißwalzens eines Stahlrohlings um einen heißgewalzten Streifen vorzusehen, wobei der Stahl nach Gewicht folgendes aufweist: 10,0% bis 14.0% Cr, bis zu 0,10% C, bis zu 0,08% N, wobei (C + N) nicht weniger als 0,02%, aber nicht mehr als 0,12% ist, bis zu 2,0% Si, bis zu 1,0% Mn, bis zu 0,6% Ni, bis zu 0,040 % P und bis zu 0,030% S, und wahlweise bis zu 0,02% 0, bis zu 0,20% Al, bis zu 0,0050% B, bis zu 2,5% Mo, bis zu 0,10% Seltenerdmetalle und bis zu 0,20% Y, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist; mindestens zwei Schritte des Kaltwalzens des heißgewalzten Streifens, um einen kaltgewalzten Streifen einer gewünschten Dicke vorzusehen einschließlich eines Schritts des Zwischenanlassens zwischen den aufeinanderfolgenden zwei Kaltwalzschritten, wobei das Zwischenanlassen ein Erwärmen und Halten des Streifens bei einer Temperatur aufweist, um eine einzige Phase von Ferrit zu bilden; und einen Schritt kontinuierlicher Wärmeendbehandlung, in dem der kaltgewalzte Streifen kontinuierlich durch eine Erwärmungszone geführt wird, wo er erwärmt wird auf eine Temperatur im Bereich von dem Aci-Punkt des Stahls bis 1100ºC, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden, und wobei er auf dieser Temperatur für nicht länger als 10 Minuten gehalten wird und wobei der erwärmte Streifen mit einer Kühlrate gekühlt wird, die ausreichend ist um das Austenit in Martensit umzuwandeln.

7. Verfahren gemäß Anspruch 6, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von zumindest 100ºC oberhalb des Aci-Punkts des Stahls bis 1100ºC ,erwärmt wird, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.

8. Verfahren gemäß Anspruch 6, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von 900ºC bis 1100ºC erwärmt wird um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.

9. Verfahren zur Herstellung eines Streifens aus rostfreiem Chromstahl mit einer Duplexstruktur, die im wesentlichen Ferrit und Martensit aufweist, wobei der Streifen eine hohe Festigkeit und Dehnbarkeit (Elongation) sowie eine verminderte Ebenen-Anisotropie besitzt und eine Härte von mindestens HV 200 besitzt, wobei das Verfahren folgendes aufweist:

einen Schritt des Heißwalzens eines Stahlrohlings, um einen heißgewalzten Streifen vorzusehen, wobei der Stahl nach Gewicht folgendes aufweist: 14,0% bis 20,0% Cr, bis zu 0,15% C, bis zu 0,12% N, wobei (C + N) nicht weniger als 0,03%, aber nicht mehr als 0,20% ist, bis zu 2,0% Si, bis zu 1,0% Mn, bis zu 0,6% Ni, bis zu 0,040 % P und bis zu 0,030% S, wahlweise bis zu 0,02% 0, bis zu 0,20% Al, bis zu 0,0050% B, bis zu 2,5% Mo, bis zu 0,10% Seltenerdmetalle und bis zu 0,20% Y, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist; mindestens zwei Schritte des Kaltwalzens des heißgewalzten Streifens, um einen kaltgewalzten Streifen einer gewünschten Dicke vorzusehen einschließlich eines Schritts des Zwischenanlassens zwischen den aufeinanderfolgenden zwei Kaltwalzschritten, wobei das Zwischenanlassen ein Erwärmen und Halten des Streifens bei einer Temperatur aufweist, um eine einzige Phase von Ferrit zu bilden; und einen Schritt kontinuierlicher Wärmeendbehandlung, in dem der kaltgewalzte Streifen kontinuierlich durch eine Erwärmungszone geführt wird, wo er erwärmt wird auf eine Temperatur im Bereich von dem Aci-Punkt des Stahls bis 1100ºC, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden, und wobei er auf dieser Temperatur für nicht länger als 10 Minuten gehalten wird und wobei der erwärmte Streifen mit einer Kühlrate gekühlt wird, die ausreichend ist um das Austenit in Martensit umzuwandeln.

10. Verfahren gemäß Anspruch 9, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von zumindest 100ºC oberhalb des Aci-Punkts des Stahls bis 1100ºC erwärmt wird, um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.

11. Verfahren gemäß Anspruch 9, wobei der kaltgewalzte Streifen in dem kontinuierlichen Wärmebehandlungsschritt auf eine Temperatur im Bereich von 900ºC bis 1100ºC erwärmt wird um eine Zwei-Phasen-Struktur aus Ferrit und Austenit zu bilden.