DE60200326T2

DE60200326T2 - Ferritisches rostfreies Stahlblech mit hervorragender Verformbarkeit und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60200326T2
Application number: DE60200326T
Authority: DE
Inventors: Yazawa Chiba-shi Yoshihiro; Furukimi Chiba-shi Osamu; Muraki Chiba-shi Mineo; Ozaki Chiba-shi Yoshihiro; Fukuda Chiba-shi Kunio; Baba Chiba-shi Yukihiro
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-01-18
Filing date: 2002-01-14
Publication date: 2005-03-17
Anticipated expiration: 2022-01-15
Also published as: DE60200326D1; EP1225242A3; EP1225242A2; US20040035501A1; US20020136661A1; KR100500080B1; KR20020062202A; US6733601B2; EP1225242B1; US7025838B2; US20040159380A1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung bezieht sich auf ferritische, nicht rostende Stahlbleche, die eine hervorragende Tiefziehbarkeit und Oberflächenglätte besitzen und die für elektrische Geräte im Heimbereich, Küchengeräte, Bau- und Automobilkomponenten anwendbar sind, und auf Verfahren zur Herstellung derselben. Insbesondere bezieht sich die Erfindung auf ein ferritisches nicht rostendes Stahlblech, das zur Verwendung in Automobilkraftstofftanks und Kraftstoffröhren, die durch starke Verformung, wie Tiefziehen und Rohrausdehnung, hergestellt werden und die gegenüber organischen Kraftstoffen wie Benzin und Methanol, die organische Säuren enthalten, die in der umgebenden Umwelt erzeugt werden, stark widerstandsfähig sind, geeignet ist. Ein Verfahren zur Herstellung derselben wird auch bereitgestellt.
2. Beschreibung des Stands der Technik
Ferritische, nicht rostende Stähle, die keine großen Mengen an Nickel (Ni) enthalten, sind im Vergleich zu austenitischen, nicht rostenden Stählen kosteneffektiver und sie sind frei von Rissbildung durch Spannungsrisskorrosion (SCC). Aufgrund dieser Vorteile wurden ferritische, nicht rostende Stähle in verschiedenen Gebieten der Industrie verwendet. Bekannte ferritische, nicht rostende Stähle weisen jedoch eine geringe Dehnung von etwa 30 auf und sind daher gegenüber austenitischen, nicht rostenden Stählen, zum Beispiel SUS 304, in ihrer Bearbeitbar keit unterlegen. Bekannte ferritische, nicht rostende Stähle besitzen keine ausreichende Bearbeitbarkeit für eine große Verformung, wie Tiefziehen und typischerweise Pressformen und sind für die Massenherstellung nicht geeignet. Aufgrund dieser Probleme bezüglich Formbarkeit war die Verwendung von ferritischem, nicht rostendem Stahl in verschiedenen Gebieten, wie für Automobile, für das Baugewerbe und für elektrische Geräte im Heimbereich stark beschränkt.
Es wurden mehrere Versuche gemacht, die Formbarkeit von ferritischen, nicht rostenden Stählen zu verbessern. Von diesen schlägt die nicht geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 3-264652 die Optimierung der Herstellungsbedingungen von ferritischen, nicht rostenden Stählen, die Nb und Ti enthalten vor, um eine aggregierte Struktur von 5 oder mehr des Verhältnisses der Röntgenintensität (222)/(200) zu erhalten und die Formbarkeit zu verbessern.
Die europäische Patentveröffentlichung EP 0675206 offenbart ein ferritisches, nicht rostendes Stahlblech mit einem hohen r-Wert und Anti-Rillenbildungseigenschaften.
Bei dieser Technologie ist der r-Wert jedoch nur höchstens etwa 2,0, daher ist die Anwendung für Kraftstofftanks, die eine komplexe Formgebung durch Tiefziehen benötigen, und für Kraftstoffröhren, die eine Rohrausdehnung und Biegen benötigen, schwierig. Für diese sind zudem, wenn sie überhaupt angewendet werden, Fehlerraten hoch und die Massenherstellung ist nicht praktizierbar. Andererseits wurden Ternbleche, das heißt weiche Stahlbleche, die mit einer Beschichtung, die Blei enthält, versehen sind, weitverbreitet als das Material für Automobilkraftstofftanks verwendet. Vorschriften für die Verwendung von Blei werden aus der Sicht des Umweltschutzes jedoch strenger und es wurden Ersatzmaterialien für die Ternleche entwickelt. Die entwickelten Ersatzmaterialien weisen die folgenden Probleme auf.
Bleifreie auf Al-Si basierende Beschichtungsmaterialien sind in Bezug auf die Schweißbarkeit und Langzeitkorrosionsbeständigkeit unzuverlässig und die Anwendung derselben ist daher beschränkt. Harzartige Materialien wurden für Kraftstofftanks angewendet, aber da diese Materialien naturgemäß geringe Mengen an Kraftstoff hindurchtreten lassen, ist die industrielle Verwendung derselben unausweichlich aufgrund der Kraftstoffverdampfungs- und Recyclingvorschriften beschränkt. Es wurde auch versucht, austenitische, nicht rostende Stähle, die ohne Auskleidung verwendet werden können, zu verwenden. Obwohl austenitische, nicht rostenden Stähle in ihrer Formbarkeit und Korrosionsbeständigkeit den ferritischen, nicht rostenden Stählen überlegen sind, sind sie für die Verwendung in Kraftstofftanks teuer und können unter Spannungsrisskorrosion (SCC) leiden. Daher ist die Verwendung von austenitischen, nicht rostenden Stählen nicht praktizierbar.
In einer solchen Situation können enorme Vorteile wie die Verbesserung der globalen Umwelt erreicht werden, wenn diese Materialien durch ferritische, nicht rostende Stähle, die recyclebar sind, ersetzt werden.
Da der r-Wert von Ternblechen etwa 2,0 ist, müssen ferritische, nicht rostende Stähle einen r-Wert von 2,0 oder mehr erreichen, damit sie Ternbleche ersetzen können. Ferritische, nicht rostende Stähle müssen auch eine Langzeitkorrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin aufweisen, welches organische Säuren wie Ameisensäure und Essigsäure, die in der umgebenden Umwelt gebildet werden, enthält, damit die ferritischen, nicht rostenden Stähle für die Kraftstoffkomponenten wie Automobilkraftstofftanks und -rohre angewendet werden können. Keine Untersuchung hat jedoch geeignete Zusammensetzungen, um diese Ziele zu erreichen, ergeben.
Wie zuvor beschrieben, ist der r-Wert der bekannten ferritischen, nicht rostenden Stähle nur höchstens etwa 2,0 und eine Anwendung von ferritischen, nicht rostenden Stählen für gepresste Komponenten, die extensive Tiefziehung benötigen, wurde nicht erreicht. Ein anderes Problem von ferritischen, nicht rostenden Stählen ist die Erzeugung von rauen Oberflächen nach dem Pressen durch Tiefziehen. Hier umfassen die rauen Oberflächen den Orangenhautzustand, der durch raue Kristallkörnchen und die Anwesenheit von Riefen, die in der Walzrichtung (L-Richtung) ausgerichtet sind, als Ergebnis des Kaltwalzens erzeugt wird, wobei aufwellende Oberflächen in der Richtung der Blechbreite entstehen.
Aufgaben der Erfindung
Im Hinblick auf das Obige ist eine erste Aufgabe der Erfindung, einen ferritischen, nicht rostenden Stahl bereitzustellen, der eine verstärkte Tiefziehbarkeit aufweist, der für die Anwendung für Automobilkraftstofftanks und -rohre geeignet ist, indem der r-Wert auf 2,2 oder mehr verbessert wird, und ein Verfahren bereitzustellen, denselben herzustellen.
Insbesondere ist es eine Aufgabe der Erfindung, einen ferritischen, nicht rostenden Stahl bereitzustellen, der einen durchschnittlichen r-Wert von 2,2 oder mehr als den Wert der Tiefziehbarkeit aufweist, der in dem fertiggeglühten Blech als Wert der Oberflächenrauigkeit eine Kristallkorngrößenzahl von etwa 6,0 oder mehr besitzt und der keinen roten Rost nach dem Testen der Korrosionsbeständigkeit unter Verwendung von minderwertigem Benzin, das 800 ppm Ameisensäure enthält, für 5000 Stunden bei 50 °C entwickelt.
Der durchschnittliche r-Wert wird als das durchschnittliche plastische Deformierungsverhältnis entsprechend dem japanischem industriellen Standard (JIS) Z 2254 definiert, das unter Verwendung der folgenden Gleichung berechnet wird: r = (r0 + 2r45 + r90) /4 wobei

r₀ ein plastisches Verformungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststreifens, der parallel zu der Walzrichtung des Blechs als Probe genommen wird, gemessen wird;
r₄₅ ein plastisches Verformungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststreifens, der bei 45° gegenüber der Walzenrichtung des Blechs als Probe genommen wurde, gemessen wurde; und
r₉₀ ein plastisches Verformungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststreifens, der bei 90° gegenüber der Walzenrichtung des Blechs als Probe genommen wurde, gemessen wurde.

Eine andere Aufgabe der Erfindung ist es, die Probleme zu lösen, die herkömmlicherweise während des Formens der ferritischen, nicht rostenden Stahlbleche zu Kraftstofftanks und -rohre, die strenge Formen besitzen und während eines Prozesses wie das Pressen, der das Weglassen der Anwendung von Vinyl-Gleitmittel oder Öl erfordert, erfahren werden.
Zusammenfassung der Erfindung
Auf unseren Forschungen basierend ermittelten wir, dass die Applikation einer Gleitmittelbeschichtung, die Acrylharz als die Hauptkomponente enthält, auf die Oberfläche des Stahlblechs in einer Menge, die in einem vorbe stimmten Bereich liegt, die Gleiteigenschaften während des Pressformens verbessert und den dynamischen Reibungskoeffizienten zwischen dem ferritischen, nicht rostenden Stahl und den Pressplatten verringert. Daher kann das "Festfressen" verhindert werden und Produkte weiterer komplizierter Formen können hergestellt werden.
Um die oben beschriebenen Aufgaben zu erfüllen, führten wir ausgiebige Forschung über die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin, der Tiefziehbarkeit und der Oberflächenrauigkeit nach der Verarbeitung durch, die benötigt wird, um ferritische, nicht rostende Stähle für die Automobilbrennstoffkomponenten anzuwenden. Wir ermittelten, dass die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin wirksam durch das Einbeziehen von etwa 0,5 Massen-% (hiernach einfach als % bezeichnet) Mo verbessert werden kann, wobei die Summe Cr + 3,3 Mo (Lochfraßindex) auf nicht weniger als etwa 18 % gesteuert wurde und die raue Oberfläche nach der Verarbeitung verhindert wurde. Wir ermittelten auch, dass die Nachteile des Einbeziehens großer Mengen an Mo, das heißt Verschlechterung der Tiefziehbarkeit und Erzeugung von rauen Oberflächen, durch das Durchführen von mindestens zweimaligem Kaltwalzen mit einem dazwischengelegten Glühverfahren und durch Optimieren der Herstellungsbedingungen, wie die Kristallkorngröße während des Kaltwalzens überwunden werden können. Zudem ermittelten wir, dass der dynamische Reibungskoeffizient zwischen den ferritischen, nicht rostenden Stahlblechen und den Pressplatten reduziert werden kann, indem die Stahlblechoberfläche mit einer Gleitbeschichtung beschichtet wird, wobei die Gleiteigenschaften während des Formens verbessert werden. Daher können die ferritischen, nicht rostenden Stahlbleche zu Produkten, die komplexere Formen besitzen, geformt werden.
Um diese Aufgaben zu erfüllen, stellt ein Aspekt der Erfindung ein ferritisches, nicht rostendes Stahlblech gemäß Definition in Anspruch 1 bereit.
Vorzugsweise ist das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) auf einer parallelen Ebene gegenüber der Blechoberfläche nicht geringer als etwa 15,0.
Vorzugsweise ist das ferritische, nicht rostende Stahlblech mit einer Gleitbeschichtung, die ein Acrylharz, Calciumstearat und Polyethylenwachs in einer Beschichtungsmenge von etwa 0,5 bis etwa 4,0 g/m² umfasst, brennbeschichtet.
Ein anderer Aspekt der Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs gemäß Definition in Anspruch 5 bereit.
Die Korngrößenzahl der ferritischen Kristallkörner des Stahlblechs vor dem Fertigkaltwalzen, die entsprechend JIS G 0552 gemessen wird, ist vorzugsweise nicht weniger als etwa 6,5.
Vorzugsweise wird diese Stufe des Kaltwalzens in einer einzigen Richtung unter Verwendung eines Tandemwalzwerks, das eine Arbeitswalze umfasst, die einen Durchmesser von etwa 300 mm oder mehr besitzt, durchgeführt.
Das Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs kann des Weiteren die Stufe des Brennbeschichtens des fertiggeglühten ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs mit einer Gleitbeschichtung, die ein Acrylharz, Calciumstearat und Polyethylenwachs in einer Beschichtungsmenge von etwa 0,5 bis etwa 4,0 g/m² umfasst, umfassen.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Diagramm, das die Wirkung einer Summe von Cr + 3,3 Mo und der Korngrößenzahlen eines fertiggeglühten Blechs auf die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin nach dem Formen zeigt.
2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den Kristallkorngrößenzahlen des fertiggeglühten Blechs und der Oberflächenrauigkeit (Riefenhöhe) nach dem Formen zeigt;
3 ist ein Diagramm, das die Wirkung von Kaltwalzendurchmessern und Walzrichtungen auf das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) zeigt; und
4 ist ein Diagramm, das die Wirkung der Kristallkorngrößenzahlen vor dem Fertigkaltwalzen auf die r-Werte des fertiggeglühten Blechs zeigt.
Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen
Die Komponenten der Zusammensetzung eines ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs der Erfindung werden nun beschrieben. Der Gehalt jedes Elements ist in Massen-%, was allein durch % unten dargestellt wird, angegeben.
C: nicht mehr als etwa 0,1 %.
Gelöster und ausgefällter Kohlenstoff verschlechtert die Verformbarkeit des Stahls. Zudem fällt Kohlenstoff hauptsächlich an den Korngrenzen als Carbid aus, wobei die Versprödungbeständigkeit gegenüber der Weiterverarbeitung und die Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzen verschlechtert wird. Die Verschlechterung der Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit ist bei einem C-Gehalt, der etwa 0,1 % überschreitet, besonders bemerkenswert. Daher ist der C-Gehalt auf nicht mehr als etwa 0,1 % beschränkt. Andererseits erhöht eine exzessive Verringerung der Menge an Kohlenstoff die Raffinierungskosten. Im Hinblick auf das Obige und besonders auf die Versprödungsbeständigkeit gegenüber weiterem Formen ist der C-Gehalt vorzugsweise mehr als etwa 0,002 %, jedoch nicht mehr als etwa 0,008 %.
Si: nicht mehr als etwa 1,0 %
Silicium (Si) verbessert wirksam die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit des Stahls und insbesondere verbessert es die Korrosionsbeständigkeit der äußeren und inneren Oberflächen von Kraftstofftanks. Um diese Vorteile zu erreichen, ist der Siliciumgehalt vorzugsweise nicht geringer als etwa 0,2 %. Ein Si-Gehalt, der etwa 1,0 % überschreitet, bewirkt eine Versprödung des Stahls und verschlechtert die Versprödungsbeständigkeit gegenüber dem weiteren Formen an geschweißten Bereichen. Daher ist der Si-Gehalt zweckmäßigerweise nicht mehr als etwa 1,0 % und vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,75 %.
Mn: nicht mehr als etwa 1,5 %
Mangan (Mn) verbessert die Oxidationsbeständigkeit, wenn es in einer angemessenen Menge enthalten ist. Überschüssiges Mangan verschlechtert die Zähigkeit des Stahls und die Versprödungsbeständigkeit gegenüber dem weiteren Formen an geschweißten Bereichen. Daher ist der Mn-Gehalt auf nicht mehr als etwa 1,5 % und vorzugsweise auf nicht mehr als etwa 1,30 % beschränkt.
P: nicht mehr als etwa 0,06 %
Phosphor (P) sondert sich bereitwillig an Korngrenzen ab und verschlechtert die Korngrenzenstärke, wenn es mit Bor (B) enthalten ist. Daher ist im Hinblick auf eine Verbesserung der Versprödungsbeständigkeit gegenüber dem weiteren Formen und der Ermüdungseigenschaften bei hoher Temperatur von geschweißten Teilen der P-Gehalt vorzugsweise so gering wie möglich. Da jedoch eine übermäßige Verringerung des P-Gehalts erhöhte Raffinierungskosten ergibt, ist der P-Gehalt auf nicht mehr als etwa 0,06 % und vorzugsweise auf nicht mehr als etwa 0,03 % beschränkt.
S: nicht mehr als etwa 0,03 %
Der Schwefel(S)-Gehalt ist vorzugsweise so gering wie möglich, da Schwefel die Korrosionsbeständigkeit des nicht-rostenden Stahls verschlechtert. Unter Beachtung der Kosten, die für die Entschwefelung während. des Raffinierens benötigt werden, wird der S-Gehalt auf nicht mehr als etwa 0,03 % beschränkt. Vorzugsweise ist der S-Gehalt nicht mehr als etwa 0,01 %, da S durch Mn und Ti in einem solchen Fall fixiert werden kann.
Cr: etwa 11 % bis etwa 23 %
Chrom (Cr) verbessert die Beständigkeit gegenüber Oxidation und Korrosion. Um eine ausreichende Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit zu erreichen, beträgt der Cr-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als etwa 11 %. Im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit des geschweißten Bereichs beträgt der Cr-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als etwa 14 %. Andererseits verschlechtert Chrom die Bearbeitbarkeit des Stahls und dieser Nachteil wird bei einem Cr-Gehalt, der etwa 23 % überschreitet, besonders bemerkbar. Daher ist die obere Grenze des Cr-Gehalts etwa 23 %. Vorzugsweise liegt der Cr-Gehalt zwischen etwa 14 % und etwa 18 %.
Ni: nicht mehr als etwa 2,0 %
Nickel (Ni) verbessert die Korrosionsbeständigkeit des nicht-rostenden Stahls und kann in einer Menge von etwa 2,0 % oder weniger enthalten sein. Bei einem Ni-Gehalt, der etwa 2,0 % überschreitet, härtet sich der Stahl und kann eine Rissbildung durch Spannungsrisskorrosion aufgrund der Erzeugung der austenitischen Phase erleiden. Daher ist der Ni-Gehalt auf nicht mehr als etwa 2,0 % beschränkt. Vorzugsweise liegt der Ni-Gehalt zwischen etwa 0,2 % und etwa 0,8 %.
Mo: etwa 0,5 % bis etwa 3,0 %
Molybdän (Mo) verbessert die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin. Ein Mo-Gehalt von etwa 0,5 % oder mehr wird benötigt, um die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin zu erreichen, ein Mo-Gehalt, der etwa 3,0 % überschreitet, bewirkt jedoch eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit als ein Ergebnis des Ausfallens während der Hitzebehandlung. Daher liegt der Mo-Gehalt vorzugsweise im Bereich von etwa 0,5 % bis etwa 3,0 % und noch bevorzugter bei etwa 0,7 % bis etwa 1,6 %.
Cr + 3,3 Mo: nicht weniger als etwa 18
Die Summe von Cr + 3,3 Mo, wobei Cr und Mo die Massen-%-Gehalte der entsprechenden Elemente darstellen, zeigt die Korrosionsbeständigkeit von nicht-rostenden Stählen auf (Lochfraßindex). Wir ermittelten durch Forschung, dass die ferritischen, nicht rostenden Stähle zur Verwendung mit mindertwertigem Benzin die oben beschriebenen Mengen an Mo enthalten sollten und eine Summe von Cr + 3,3 Mo von nicht geringer als etwa 18 im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin, der Korrosionsbeständigkeit der äußeren Oberflächen und der Korrosionsbeständigkeit der geschweißten Bereiche be sitzen sollten. Eine Summe von Cr + 3,3 Mo, die etwa 30 überschreitet, bewirkt eine Verhärtung der Stahlbleche und verschlechtert dadurch die Bearbeitbarkeit der Stahlbleche. Im Hinblick auf das Obige ist die Summe von Cr + 3,3 Mo zweckmäßigerweise nicht mehr als etwa 30 und vorzugsweise im Bereich zwischen etwa 20 und etwa 25.
Da die Korrosionsbeständigkeit in enger Beziehung zu der Oberflächenrauigkeit nach dem Formen, wie im Folgenden beschrieben, steht, muss das fertiggeglühte Blech auch die Bedingungen von etwa 6,0 oder mehr der Kristallkorngrößenzahl erfüllen.
1 zeigt die Ergebnisse des Testens der Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin. Hier wurden ferritische, nicht rostende Stähle, die verschiedene Summen von Cr + 3,3 Mo und verschiedene Kristallkorngrößenzahlen der fertiggeglühten Bleche besitzen, getestet, um die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin, welches 800 ppm Ameisensäure enthält, bei einer Testtemperatur von 50 °C und bei einer Testzeit von 25 Stunden × 200 Zyklen (insgesamt 5000 Stunden) zu bestimmen. Jedes Teststück wurde hergestellt, indem ein 0,8 mm dickes fertiggeglühtes Blech zu einem Zylinder, der einen Durchmesser von 80 mm und eine Höhe von 45 mm besaß, gezogen wurde. Ein Zyklus umfasste, das Zugeben von minderwertigem Benzin in das zylindrische Teststück, das Halten des Teststücks, das das minderwertige Benzin enthielt, bei einer vorbestimmten Temperatur für 25 Stunden und das Zugeben von minderwertigem Benzin zur Kompensation für die Menge an verdampftem Benzin. Nach 200 Zyklen wurde die Erscheinung der Teststücke betrachtet. Die Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin wurde basierend auf der Anwesenheit von rotem Rost bewertet. Wie in 1 gezeigt, besitzen die Teststücke von etwa 18 % oder mehr an Cr + 3,3 Mo und etwa 6,0 oder mehr der Kornzahl des fertiggeglühten Blechs, die basierend auf einem Schneideverfahren, das in dem japanischen industriellen Standard (JIS) G 0552 beschrieben wird, bestimmt wurde, eine befriedigende Korrosionsbeständigkeit gegenüber minderwertigem Benzin.
A1: nicht mehr als etwa 1,0 %
Obwohl Aluminium (A1) ein wesentliches Element bei der Stahlproduktion als ein Desoxidationsmittel ist, verschlechtert eine überschüssige Menge an Aluminium die Oberflächenerscheinung und die Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Bildung von Einschlüssen. Daher ist der Al-Gehalt zweckmäßigerweise nicht mehr als etwa 1,0 % und vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,50 %.
N: nicht mehr als etwa 0,04 %
Stickstoff (N) stärkt bei einem geeigneten Gehalt die Korngrenzen und verbessert die Zähigkeit, bei einem Gehalt, der etwa 0,04 % überschreitet, fällt er jedoch in den Korngrenzen als Nitride aus, wobei die Korrosionsbeständigkeit negativ beeinträchtigt wird. Daher ist der N-Gehalt zweckmäßigerweise nicht mehr als etwa 0,04 % und vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,020 %.
Nb: nicht mehr als etwa 0,8 %; Ti: nicht mehr als etwa 1,0 %; und 18 ≤ Nb/(C+N) + 2 Ti/(C+N) ≤ 60
Niob (Nb) und Titan (Ti) fixieren löslichen Kohlenstoff und Stickstoff, indem sie mit ihnen Verbindungen bilden, wobei die Korrosionsbeständigkeit verbessert und der r-Wert vergrößert wird. Niob und Titan werden entweder alleine oder in Kombination benötigt. Bei einem Gehalt von weniger als etwa 0,01 % erreicht weder Niob noch Titan ausreichende Wirkungen. Daher sind sowohl der Nb-Gehalt wie auch der Ti-Gehalt vorzugsweise nicht weniger als 0,01 %. Andererseits bewirkt ein Nb-Gehalt, der etwa 0,8 % überschreitet, eine Verschlechterung der Zähigkeit und ein Ti-Gehalt, der etwa 1,0 % überschreitet, bewirkt eine Verschlechterung der Erscheinung und der Zähigkeit. Daher sollte der Nb-Gehalt nicht mehr als etwa 0,8 % betragen und der Ti-Gehalt sollte nicht mehr als etwa 1,0 % betragen. Vorzugsweise liegt der Nb-Gehalt im Bereich von etwa 0,05 % bis etwa 0,40 % und der Ti-Gehalt liegt im Bereich von etwa 0,05 % bis etwa 0,40 %.
Um Kohlenstoff und Stickstoff als Carbide und Nitride in dem Stahl zu fixieren und um weitere verbesserte Formbarkeit zu erreichen, sollten der Nb-Gehalt und der Ti-Gehalt die folgende Beziehung erfüllen: 18 ≤ Nb/(C+N) + 2 Ti/(C+N) ≤ 60
Vorzugsweise wird die folgende Beziehung erfüllt: 20 ≤ Nb/(C+N) + 2 Ti/(C+N) ≤ 50
In diesen Verhältnissen stellen C, N, Nb bzw. Ti die C-, N-, Nb- bzw. Ti-Gehalte als Massen-% dar.
Die Restbilanz der Zusammensetzung ist grundsätzlich Eisen (Fe) und beiläufige Verunreinigungen. Im Hinblick auf die Verbesserung der Versprödung der Korngrenzen können Kobalt (Co) und Bor (B) in einem Gehalt von nicht mehr als etwa 0,3 % bzw. nicht mehr als etwa 0,01 % enthalten sein. Die Eigenschaften des nicht rostenden Stahls der vorliegenden Erfindung werden durch die Anwesenheit von nicht mehr als etwa 0,5 % Zr, nicht mehr als etwa 0,1 % Ca, nicht mehr als etwa 0,3 % Ta, nicht mehr als etwa 0,3 % W, nicht mehr als etwa 1 % Cu und nicht mehr als etwa 0,3 % Sn nicht beeinflusst.
Durchschnittlicher r-Wert: mindestens 2,2
Damit das nicht rostende Stahlblech eine hohe Tiefziehbarkeit, die vergleichbar zu der von Ternblechen ist, die herkömmlicherweise für Kraftstofftanks verwendet wurden, erreicht und eine hohe Formbarkeit, die den Ansprüchen der Massenherstellung entspricht, erreicht wird, muss der durchschnittliche r-Wert des Stahlblechs mindestens 2,2 sein.
Daher ist in der Erfindung der durchschnittliche r-Wert der Stahlbleche auf mindestens 2,2 begrenzt. Hier ist der durchschnittliche r-Wert als das durchschnittliche plastische Deformierungsverhältnis, das durch die folgende Gleichung entsprechend JIS Z 2254 bestimmt wird, definiert: r = (r0 + 2r45 + r90) /4 wobei

r₀ ein plastisches Deformierungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststücks, das parallel zu der Walzenrichtung des Blechs als Probe genommen wurde, gemessen wurde;
r₄₅ ein plastisches Deformierungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststücks, das bei 45° zu der Walzenrichtung des Blechs als Probe genommen wurde, gemessen wurde; und
r₉₀ ein plastisches Deformierungsverhältnis bezeichnet, das unter Verwendung eines Teststücks, welches bei 90° zu der Walzenrichtung des Blechs als Probe genommen wurde, gemessen wurde.

Da die Bearbeitbarkeit durch die Korngröße des fertiggeglühten Blechs betroffen ist, darf die Kristallkorngrößenzahl des fertig kaltgewalzten Blechs nicht geringer als etwa 6,5 sein.
Um einen durchschnittlichen r-Wert von nicht weniger als 2,2 zu erreichen, darf das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität von (222) zu (200), das heißt (222)/(200) nicht weniger als etwa 15,0 betragen. Das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) steht eng mit dem r-Wert des Stahlblechs in Beziehung und ein höheres (222)/(200)-Verhältnis ergibt einen höheren r-Wert. Hier bezeichnet das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) das Verhältnis der integrierten Intensität des (222)-Peaks zu dem (200)-Peak, die mit einem Röntgendiffraktometer RINT1500, das von Rikagaku Denki Co., Ltd. hergestellt ist, an einer Position 1/4 der Blechdicke unter Verwendung eines Co-xα-Strahls durch ein 2θ-Verfahren bei einer Spannung von 46 kV und einer Stromstärke von 150 mA gemessen wurde.
Ein Verfahren zur Herstellung des Stahlblechs aus der Zusammensetzung der Erfindung, das ein Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) von nicht weniger als etwa 15,0 aufweist, wird in späteren Abschnitten beschrieben.
Ferritische Kristallkorngrößenzahl des fertiggeglühten Blechs: nicht geringer als etwa 6,0
Wie in 2 gezeigt, steht die Ferrit-Kristallkorngröße der fertiggeglühten Bleche in enger Beziehung mit der Erzeugung von rauen Oberflächen, nachdem das Stahlblech einem Formungsverfahren unterzogen wurde. Größere Kristallkörner einer Korngrößenzahl von weniger als etwa 6,0 erzeugen nicht nur raue Oberflächen auf dem umgeformten Produkt, die als "Orangenhaut" bekannt sind, wodurch die Erscheinung beeinträchtigt wird, sondern sie bewirken auch eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit als ein Ergebnis der rauen Oberfläche. Deshalb sollte die Korngrößenzahl des fertiggeglühten Blechs nicht gerin ger als etwa 6,0 und vorzugsweise nicht geringer als etwa 7, 0 sein.
Alle in dieser Erfindung beschriebenen Korngrößenzahlen werden durch ein Verfahren entsprechend JIS G 0552 gemessen, wobei ein Durchschnitt der Kristallkorngrößenzahlen, die an Positionen, die 1/2, 1/4 und 1/6 der Blechdicke entsprechen, an vier Punkten für jede der Positionen (insgesamt 12 Punkte) in einem Querschnitt der in der Walzrichtung (L-Richtung) genommen wird, gemessen werden, als die Korngrößenzahl definiert wird.
Obwohl das Verhältnis der Intensität (222)/(200) vergrößert werden kann, indem einfach die Fertigglühtemperatur erhöht wird, liegt das Problem ein solches Verfahren einzusetzen darin, dass eine hohe Glühtemperatur die Kristallkörner beim Erreichen des durchschnittlichen r-Werts von nicht geringer als 2,2 aufraut, wobei raue Oberflächen erzeugt werden. Um diese scheinbar unverträglichen Vorteile gleichzeitig zu erhalten, wird in der Erfindung das Kaltwalzen zweimal oder häufiger mit einem dazwischenliegenden Glühverfahren durchgeführt.
2 ist ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen der Kristallkorngrößenzahl des fertiggeglühten Blechs und der Oberflächenrauigkeit des verarbeiteten Blechs mittels der Riefenhöhe darstellt. Für diese Daten wurde die Kristallkorngrößenzahl vor dem letzten Kaltwalzen gleichförmig auf 6,7 gebracht. Die Riefungshöhe wurde bestimmt und durch das Messen der Oberflächenrauigkeit von JIS Nr. 5 Teststücken, die in der Stahlblechwalzrichtung (L-Richtung) nach der Applikation von 25 % Zugbelastung und unter Einsetzen eines Taststiftverfahrens entnommen wurden, bewertet. 2 zeigt, dass die Teststücke, die eine Kristallkorngrößenzahl von etwa 6,0 oder mehr besitzen, eine Riefenhöhe von 10 μm oder weniger aufweisen und dass die Rauigkeit der Oberfläche durch eine Kristallkorngrößenzahl von nicht geringer als etwa 6,0 bedeutend verbessert werden kann.
Ein Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs der Erfindung, welches das oben beschriebene Verhältnis der integrierten Röntgenintensität und die Ferrit-Kristallkorngrößenzahl aufweist, wird nun beschrieben.
Das Stahlblech der Erfindung ist ein kaltgewalztes Stahlblech, das durch ein Stahlherstellungsverfahren, Warmwalzverfahren, Glühverfahren des warmgewalzten Blechs, Beizverfahren, Kaltwalzverfahren und Fertigglühverfahren hergestellt wird. Durch Steuern der Brammenerhitzungstemperatur können die Vorwarmwalzbedingungen und Fertigwarmwalzbedingungen während des Warmwalzverfahrens, die Glühtemperatur während des Glühverfahrens des warmgewalzten Blechs, die Kaltwalzbedingungen und die Temperatur des dazwischengeschalteten Glühens während des Kaltwalzverfahrens und die Glühtemperatur während des Fertigglühverfahrens, das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität und die Ferrit-Kristallkorngrößenzahl innerhalb der oben beschriebenen Bereiche gesteuert werden. Die Details werden im Folgenden beschrieben.
Brammenerhitzungstemperatur: etwa 1000 °C bis etwa 1200 °C
Vorheißwalzen unter vorbestimmten Bedingungen ist unter übermäßig niedrigen Brammenerhitzungstemperaturen schwierig. Andererseits löst eine extrem hohe Brammenerhitzungstemperatur Ti₄C₂S₂, das in der Bramme des Ti-legierten Stahls enthalten ist, wobei eine erhöhte Menge an gelöstem Kohlenstoff und eine inhomogene Aggregationsstruktur in der Richtung der warmgewalzten Blechdicke erhalten wird. Daher befindet sich die Brammenerhitzungstemperatur zweckmäßigerweise in dem Bereich von etwa 1000 °C bis etwa 1200 °C und vorzugsweise im Bereich von etwa 1100 °C bis etwa 1200 °C.
Vorheißwalzen
Vorheißwalzen (im folgenden einfach als Vorwalzen bezeichnet), wobei die Walztemperatur von mindestens einem Durchgang im Bereich von etwa 850 °C bis etwa 1100 °C liegt, wird bei einer Reduzierung von etwa 35 %/Durchgang oder mehr durchgeführt. Bei einer Vorwalztemperatur von unter etwa 850 °C schreitet die Rekristallisierung kaum fort und das sich ergebende fertiggeglühte Blech wird eine schlechte Bearbeitbarkeit und eine große planare Anisokopie aufweisen. Zudem wächst die Last auf den Walzen und erzeugt eine kürzere Walzenlebensdauer. Bei einer Vorwalztemperatur, die etwa 1100 °C überschreitet, wird die Struktur der Ferrit-Kristallkörner in Richtung des Walzens gedehnt, was eine größere Anisokopie ergibt. Daher liegt die Vorwalztemperatur zweckmäßigerweise in dem Bereich von etwa 850 °C bis etwa 1100 °C und vorzugsweise von etwa 900 °C bis etwa 1050 °C.
Bei einer Reduzierung unter etwa 35 %/Durchgang verbleibt eine Bande mit großen Mengen an nichtkristallisierten Bereichen in der Mitte der Blechdickenrichtung und dadurch wird die Bearbeitbarkeit herabgesetzt. Bei einer Reduzierung, die etwa 60 %/Durchgang überschreitet, können sich fressender Verschleiß und Bissfehler ergeben. Daher liegt die Reduzierung vorzugsweise in dem Bereich von etwa 40 bis 60 %/Durchgang. Es ist anzumerken, dass bei Stahlmaterialien, die geringe Hitzefestigkeiten aufweisen, starke Scherbelastungen auf die Stahlblechoberflächen während des Grobwalzens bzw. Vorwalzens, erzeugt werden würden, nicht-kristallisierte Bereiche würden in den mittleren Bereichen in der Blechdickenrichtung verbleiben und fressender Verschleiß würden in manchen Fällen auftreten. Um diese Nachteile zu überwinden, kann ein Gleitfähigmachen benötigt sein, um den Reibungskoeffizient auf etwa 0,3 oder weniger zu verbessern.
Die Tiefziehbarkeit kann durch Durchführen von mindestens einem Grobwalzdurchgang, worin die oben beschriebenen Bedingungen der Grobwalztemperatur und der Reduzierung erfüllt sind, verbessert werden. Dieser mindestens eine Durchgang kann bei jedem Durchgang während des Grobwalzens durchgeführt werden. Vorzugsweise wird dieser Durchgang während des Enddurchgangs unter Berücksichtigung der Leistung des Walzwerks durchgeführt.
Fertigwarmwalzen:
Während des Fertigwarmwalzens (nachfolgend einfach als Fertigwalzen bezeichnet), das anschließend an das Grobwalzen bzw. Vorwalzen durchgeführt wird, muss die Walztemperatur von mindestens einem Durchgang in dem Bereich von etwa 650 °C bis etwa 900 °C liegen und die Reduzierung muss in dem Bereich von etwa 20 bis etwa 40 /Durchgang sein. Bei einer Walztemperatur unter etwa 650 °C ist eine Reduzierung von etwa 20 %/Durchgang oder mehr schwierig zu erreichen aufgrund eines Zuwachses der Deformierungsbeständigkeit und die Last auf den Walzen wird vergrößert. Bei einer Fertigwalztemperatur, die etwa 900 °C überschreitet, wird der akkumulierte Walzwiderstand geringer, wodurch die Wirkung der Verbesserung der Bearbeitbarkeit in den folgenden Stufen minimiert wird. Daher ist die Fertigwalztemperatur zweckmäßigerweise in dem Bereich von etwa 650 °C bis etwa 900 °C und vorzugsweise von etwa 700 °C bis etwa 800 °C.
Bei einer Reduzierung unter etwa 20 %/Durchgang bei einer Temperatur im Bereich von etwa 650 °C bis etwa 900 °C verbleiben bedeutend große Kolonien mit {100}//ND, das heißt {100}-Ebenen parallel zu der gewöhnlichen Richtung (Walzrichtung) und {110}//ND, das heißt {110}-Ebenen parallel zu der gewöhnlichen Richtung, was eine Riefenbildung und eine Verringerung des r-Werts bewirkt. Bei einer Reduzierung von etwa 40 %/Durchgang treten Biss- und/oder Formungsfehler auf, was das Auftreten einer Verschlechterung der Oberflächeneigenschaften des Stahls bewirkt. Daher ist die Reduzierung von mindestens einem Durchgang während des Fertigwalzens zweckmäßigerweise in dem Bereich von etwa 20 bis etwa 40 %/Durchgang und vorzugsweise etwa 25 bis etwa 35 %/Durchgang.
Die Tiefziehbarkeit kann durch Durchführen von mindestens einem Fertigwalzdurchgang, worin die oben beschriebene Walztemperatur und die Reduzierungsbedingungen erfüllt sind, verbessert werden. Dieser mindestens eine Durchgang kann bei jedem Durchgang durchgeführt werden, jedoch vorzugsweise während des letzten Durchgangs unter Berücksichtigung der Leistung des Walzwerks.
Glühen des warmgewalzten Blechs:
Eine Glühtemperatur des heißgewalzten Blechs von unter etwa 800 °C bewirkt eine nicht ausreichende Rekristallisierung und eine Verringerung des r-Werts. Zudem wird in dem fertiggeglühten Blech aufgrund einer bandförmigen nicht-kristallisierten Struktur bedeutende Riefenbildung beobachtet. Bei einer Temperatur, die etwa 1100 °C überschreitet, wird die Struktur nicht nur rau, sondern eine vergrößerte Menge gelösten Kohlenstoffs aufgrund gelöster Carbide in dem Stahl schließt die Bildung einer bevorzugten Aggregationsstruktur aus. Zudem bewirken raue Oberflächen nach dem Formen eine Verschlechterung der Verfahrensgrenze und der Korrosionsbeständigkeit. Im Hinblick auf das Obige sollten die Bedingungen für das Glühen von warmgewalztem Blech so optimiert werden, dass eine Struktur, die so fein wie möglich und frei von nicht-kristallisierter Struktur ist, erhalten wird, obwohl die Bedingungen in Relation mit dem gelösten Kohlenstoff, das heißt das Ausfällungsverhalten von Carbiden variieren können. Insbesondere liegt die Glühtemperatur des warmgewalzten Blechs zweckmäßi gerweise in dem Bereich von etwa 800 °C bis etwa 1100 °C und vorzugsweise von etwa 850 °C bis etwa 1050 °C.
Kaltwalzen
Kaltwalzen wird mindestens zweimal bei einer Temperatur von etwa 750 °C bis etwa 1000 °C mit einem dazwischenliegenden Glühverfahren durchgeführt. Die Gesamtreduzierung darf nicht weniger als etwa 75 % sein und das Reduzierungsverhältnis, das durch (Reduzierung des ersten Kaltwalzens)/(Reduzierung des zweiten Kaltwalzens) ausgedrückt wird, sollte im Bereich von etwa 0,7 bis etwa 1,3 liegen. Die Ferrit-Kristallkorngrößenzahl direkt vor dem letzten Kaltwalzen sollte etwa 6,5 oder mehr betragen.
Eine Temperatur für das dazwischenliegende Glühen unter 750 °C bewirkt eine nicht ausreichende Rekristallisierung und eine Verringerung des r-Werts. Zudem tritt in dem zum letzen Mal kaltgewalzten geglühten Blech aufgrund der bandförmigen nicht-kristallisierten Struktur bedeutende Riefenbildung auf. Bei einer Temperatur des dazwischenliegenden Glühens, die etwa 1000 °C überschreitet, wird die Struktur rau und vergrößerte Mengen gelösten Kohlenstoffs, der sich aus Carbiden ergibt, die sich zu festen Lösungen lösen, ergibt, schließen die Bildung einer bevorzugten Aggregationsstruktur wie {111} zur Verbesserung der Tiefziehbarkeit aus. Zudem wird in dem zum letzen Mal kaltgewalzten geglühten Blech bedeutende Riefenbildung beobachtet.
Bei der Herstellung fertiggeglühter Bleche, die feine Kristallkörner und hohe r-Werte besitzen, sind die Verringerung der Menge des gelösten Kohlenstoffs vor dem letzten Kaltwalzen und die Minimierung der Ferrit-Kristallkörner (auf nicht geringer als etwa 6,5 als Korngrößenzahl) nach dem zwischengeschalteten Glühen und vor dem letzten Kaltwalzen wesentlich. Daher sollte die Tempe ratur des dazwischengeschalteten Glühens auf eine Temperatur, die so gering wie möglich ist, festgelegt sein, solange die Kristallkorngrößenzahl nicht geringer als etwa 6,5 ist und keine nicht-kristallisierten Strukturen in dem Stahl verbleiben.
Im Hinblick auf das Obige sollte die Temperatur des zwischengeschalteten Glühens im Bereich von etwa 750 °C bis etwa 1000 °C und vorzugsweise von etwa 800 °C bis etwa 950 °C betragen.
Bei dem Kaltwalzen wird eine Gesamtreduzierung von nicht weniger als etwa 75 % durch das mindestens zweimalige Durchführen des Kaltwalzens mit dem oben beschriebenen zwischengeschalteten Glühverfahren erreicht. Während dem zweimaligen oder noch mehrmaligen Kaltwalzen liegt das Reduzierungsverhältnis, das als (Reduzierung des ersten Kaltwalzens)/(Reduzierung des letzten Kaltwalzens) ausgedrückt wird, in dem Bereich von etwa 0,7 bis etwa 1,3. Insbesondere, wenn das Kaltwalzen zweimal durchgeführt wird, wird das Reduzierungsverhältnis durch (Reduzierung des ersten Kaltwalzens)/ (Reduzierung des zweiten Kaltwalzens) bestimmt und der erhaltene Wert sollte in dem oben beschriebenen Bereich liegen.
Eine höhere Gesamtreduzierung trägt zu der Entwicklung von der {111}-Aggregationsstruktur in dem fertiggeglühten Blech und zu dem Erreichen von höheren r-Werten bei. Damit das fertiggeglühte Blech einen durchschnittlichen r-Wert von 2,2 oder mehr erreicht, muss die Gesamtreduzierung nicht geringer als etwa 75 % sein. Daher darf in der Erfindung die Gesamtreduzierung nicht geringer als etwa 75 % sein. Da die Reduzierungspeaks des Kaltwalzens bei etwa 85 % liegen, liegt der zu bevorzugende Bereich der Gesamtreduzierung zwischen etwa 80 % und etwa 90 %.
Das Reduzierungsverhältnis des zweimaligen oder noch mehrmaligen Kaltwalzens steht in engem Bezug zu den Korngrößen vor dem letzten Kaltwalzen, zu der Entwicklung der {111} Aggregationsstruktur in dem zwischengeglühten Blechs und zu der Entwicklung der {111} Aggregationsstruktur in dem fertiggeglühten Blech. Das Reduzierungsverhältnis während des Kaltwalzens liegt zweckmäßigerweise im Bereich von etwa 0,7 bis etwa 1,3 und vorzugsweise in dem Bereich von etwa 0,8 bis etwa 1,1, um höhere r-Werte zu erreichen. Bei dem Durchführen von zweimaligem oder noch mehrmaligem Kaltwalzen liegt die Reduzierung bei jedem Kaltwalzen vorzugsweise bei nicht weniger als etwa 50 und die Differenz der Reduzierungen zwischen jedem Kaltwalzen liegt vorzugsweise bei nicht mehr als 30 %. Das liegt daran, dass bei einer Reduzierung von unter 50 % und einer Reduzierungsdifferenz, die etwa 30 % überschreitet, das Verhältnis (222)/(200) bedeutend gering wird, was niedrige r-Werte ergibt.
In dem Kaltwalzverfahren der Erfindung wird vorzugsweise ein Tandemwalzwerk mit Arbeitswalzen, die einen Walzendurchmesser von etwa 300 mm oder mehr besitzen, verwendet, um das Blech in eine Richtung während des zweimaligen oder noch mehrmaligen Kaltwalzens zu walzen.
Die Steuerung des Walzendurchmessers und der Walzrichtung ist wesentlich für die Reduzierung der Scherdeformierung des gewalzten Blechs und für die Vergrößerung des Verhältnisses (222)/(200), um den r-Wert zu verbessern. Gewöhnlicherweise wird das letzte Kaltwalzen von nicht rostenden Stählen unter Verwendung kleinerer Arbeitswalzen, die einen Walzendurchmesser von z. B. etwa 200 mm oder weniger besitzen, durchgeführt, um glänzende Oberflächen zu erhalten. Da die Erfindung speziell versucht den r-Wert zu verbessern, werden vorzugsweise große Arbeitswalzen, die einen Durchmesser von etwa 300 mm oder mehr besitzen, sogar bei dem letzten Kaltwalzen verwendet.
Mit anderen Worten, Tandemwalzen in einer Richtung unter Verwendung von Walzen, die einen Walzendurchmesser von nicht weniger als 300 mm besitzen, wird gegenüber Umkehrwalzen unter Verwendung von Walzen, die einen Walzendurchmesser von etwa 100 bis etwa 200 mm besitzen, im Hinblick auf eine Reduktion der Scherdeformierung auf den Oberflächen und eine Verbesserung des r-Werts bevorzugt.
3 zeigt die Beziehung des Verhältnisses der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) zu dem Kaltwalzendurchmesser und den Walzverfahren. Aus 3 wird klar, dass das Verhältnis (222)/(200) unter Verwendung von Arbeitswalzen mit großem Durchmesser und unter Einsetzen des Walzens in nur eine Richtung (Tandemwalzen) vergrößert wird.
Um verlässlich höhere r-Werte zu erreichen, wird die Last pro Breiteeinheit vergrößert, um eine gleichförmige Belastung in der Blechdickenrichtung anzulegen. Eine solche Anwendung einer gleichförmigen Belastung kann wirksam durch jedes Verfahren von einem beliebigen oder einer Kombination von Verringern der Heißwalztemperatur, Bildung von Hochlegierungen und Vergrößern der Warmwalzrate erreicht werden.
Kristallkorngrößenzahl vor dem letzten Kaltwalzen: nicht weniger als etwa 6,5
Die Ferrit-Kristallkorngrößenzahl vor dem letzen Kaltwalzen (nach dem zweiten Kaltwalzen, wenn die Zahl der Male des Kaltwalzens zwei ist) ist ein wichtiger Faktor, der eng in Beziehung zu dem Verhältnis (222)/(200), dem r-Wert des fertiggeglühten Blechs und der Korngröße des fertiggeglühten Blechs, die raue Oberflächen nach dem Formen bewirken wird, steht. Die Erfinder haben zum ersten Mal ermittelt, dass eine Kristallkorngrößenzahl von nicht we niger als etwa 6,0 und ein Verhältnis (222)/(200) von nicht weniger als etwa 15,0 durch Steuerung der Kristallkorngrößenzahl vor dem letzten Kaltglühen auf nicht weniger als etwa 6,5 erreicht werden kann. Ferritische, nicht rostende Stahlbleche, die frei von rauen Oberflächen nach dem Formen sind, die eine hervorragende Tiefziehbarkeit eines r-Werts von 2,2 oder mehr aufweisen, können daher hergestellt werden.
Je größer die Kristallkorngrößenzahl (je kleiner der Kristallkorndurchmesser) vor dem letzten Kaltglühen, desto größer die Entwicklung von {111}//ND. Auch wenn die Kristallkorndurchmesser der fertiggeglühten Bleche die gleichen sind, wird ein Blech, das eine größere Kristallkorngrößenzahl vor dem letzten Kaltwalzen besitzt, einen höheren r-Wert aufweisen. Dies liegt daran, dass bei den Blechen, die eine größere Kristalldurchmessergrößenzahl vor dem letzten Kaltwalzen besitzen, löslicher Kohlenstoff als Ergebnis von Carbiden, wie TiC und NbC, die sich lösen und feste Lösungen bilden, zunimmt und die Entwicklung der Aggregationsstruktur ausschließt. Es liegt auch daran, dass ein solches Blech ein niedriges Verhältnis (222)/(200) als Ergebnis einer geringeren Zahl von Rekristallisationskeimstätten besitzt und keine hohen r-Werte r erreichen kann.
4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Kristallkorngrößenzahl vor dem letzten Kaltwalzen und dem r-Wert des fertiggeglühten Blechs zeigt. Hier werden die Kristallkorngrößenzahlen der fertiggeglühten Bleche gleichförmig auf etwa 6,5 eingestellt, indem die Fertigglühtemperaturen modifiziert werden. 4 zeigt, dass die r-Werte der fertiggeglühten Bleche bei den kleineren Kristallkorndurchmessern vor dem letztern Kaltwalzen höher sind. In dem Fall, wenn die Kristallkorngrößenzahlen vor dem letzten Kaltwalzen gleich sind, können die r-Werte der fertiggeglühten Bleche weiter durch die Reduzierung des Korndurchmessers der heißgewalzten geglühten Bleche verbessert werden.
Wie oben beschrieben, können ferritische, nicht rostende Stahlbleche, die frei von rauen Oberflächen nach dem Formen sind und hohe r-Werte aufweisen, durch die Steuerung der Ferrit-Kristallkorngrößenzahlen vor dem letzten Kaltwalzen, auf nicht weniger als etwa 6,5, hergestellt werden.
Fertigglühen (letztes Glühen des kaltgewalzten Blechs):
Je höher die Fertigglühtemperatur ist, desto höher sind die {111}-Akkumulierung und die r-Werte. Dies liegt daran, dass die {111}-Kristallkörner wachsen, während sie in die Körner anderer Kristallausrichtungen eindringen. In den Bereichen, in denen nicht-kristallisierte Strukturen verbleiben, wird jedoch das bevorzugte Wachstum der {111}-Kristallkörner, die zur Verbesserung der r-Werte wirksam sind, nicht beobachtet und die Riefenbildung ist bedeutend. Mit anderen Worten, mit verbleibenden nichtkristallisierten Strukturen kann ein durchschnittlicher r-Wert von 2,2 oder mehr nicht erreicht werden und die Tiefziehbarkeit und die Bearbeitbarkeit werden durch die band-förmige Struktur, die in der Mitte in der Stahlblechdickenrichtung verbleibt, bemerkenswert beeinträchtigt.
Obwohl der r-Wert bemerkenswert verbessert werden kann, indem das bevorzugte Wachstum der {111}-Körner durch Fertigglühen bei hoher Temperatur gefördert wird, werden die Kristallkörner übermäßig groß, was raue Oberflächen (Orangenhaut) nach dem Formen und eine Verschlechterung der Formbarkeit und Korrosionsbeständigkeit ergibt. Daher sollte die Fertigglühtemperatur in dem Bereich, in dem die Kristallkorngrößenzahl von nicht weniger als etwa 6,0 verlässlich erreicht wird, gehalten werden. In dem Fall, wenn die Versprödung bei Sekundärbearbeitung wichtig ist, soll ten die Kristallkörner feiner sein, z. B. ist die Kristallkorngrößenzahl vorzugsweise nicht weniger als etwa 7,0. Bei einer Fertigglühtemperatur unter etwa 800 °C können Kristallausrichtungen, die für die Verbesserung der r-Werte wirksam sind, nicht erhalten werden, ein durchschnittlicher r-Wert von nicht weniger als 2,2 kann nicht erreicht werden und die Tiefziehbarkeit wird aufgrund der bandförmigen nicht-kristallisierten Struktur, die in der Mitte der Stahlblechdickenrichtung verbleibt beeinträchtigt.
Im Hinblick auf das Obige sollte in der vorliegenden Erfindung das Fertigglühen bei einer Temperatur im Bereich von etwa 850 °C bis etwa 1050 °C und vorzugsweise etwa 880 °C bis etwa 1000 °C durchgeführt werden.
Gleitmittelbeschichtung:
Für den Zweck, das Auftragen eines Vinylgleitmittels oder eines Ölgleitmittels während des strengen Formens zu komplizierten Formen oder Pressformen wegzulassen, ist es wirksam, eine Gleitmittelbeschichtung auf die Oberfläche des oben beschriebenen Stahlblechs in einer Beschichtungsmenge pro Fläche von etwa 0,5 bis etwa 4,0 g/m² aufzubringen. Die Gleitbeschichtung der Erfindung basiert auf einem Acrylharz und enthält etwa 3 bis etwa 20 Vol.-% Calciumstearat und etwa 3 bis etwa 20 Vol.-% Polyethylenwachs.
Die aufgebrachte Gleitmittelbeschichtung verbessert die Gleitleistung des Stahlblechs und erleichtert das Tiefziehen zu komplizierten Formen. Vorzugsweise ist die Gleitmittelbeschichtung durch Laugen leicht entfernbar. Wenn die Gleitmittelbeschichtung auf dem Stahlblech, das einem Punktschweißen oder Nahtschweißen nach dem Formen unterzogen wird, verbleibt, würden die geschweißten Teile, die gegenüber der Gleitmittelbeschichtung empfindlich sind, bedeutend schlechte Korrosionsbeständigkeit aufweisen.
Die Ergebnisse des Pressformungstests zeigen, dass die Aufbringungsmenge der Gleitmittelbeschichtung mindestens etwa 0,5 g/m² sein sollte, um die Gleitleistung zu verbessern. Bei einer Aufbringungsmenge, die etwa 4,0 g/m² überschreitet, ist die Wirkung einer Verbesserung der Gleitleistung gesättigt. Zudem wird, wenn ein Stahlblech, das mit einer solchen Beschichtung ausgestattet ist, ohne Entfernung der Beschichtung, naht- oder punktgeschweißt wird, ein Versagen der elektrischen Leitfähigkeit auftreten und die Schweißbarkeit des Stahlblechs wird beeinträchtigt sein, da die geschweißten Teile gegenüber der Gleitmittelbeschichtung empfindlich sind. Um sowohl gute Schweißbarkeit wie auch Formbarkeit zu erreichen, liegt die Beschichtungsmenge vorzugsweise in dem Bereich von etwa 1,0 bis etwa 2,5 g/m². Die Gleitmittelbeschichtung kann auf einer oder vorzugsweise auf beiden Oberflächen des Stahlblechs versehen sein.
Wenn das oben beschriebene Stahlblech der Erfindung durch Schweißen zu Kraftstoffrohren gemacht wird, können alle herkömmlich bekannten Schweißverfahren, einschließlich Lichtbogenschweißen wie Wolframinertgasschweißen (TIG), Metallinertgasschweißen (MIG) und elektrisches Widerstandsschweißen (ERW) und Laserschweißen, angewendet werden.
Beispiele
Beispiel 1
Stahlbrammen, die die in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen besitzen, wurden unter den Bedingungen, die in Tabelle 2 gezeigt werden, warmgewalzt und einem Kaltwalzen, dazwischenliegenden Walzen und Fertigwalzen unter den Bedingungen, die in Tabelle 3 gezeigt werden, unterzogen. Die Verhältnisse der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) der sich ergebenden fertiggeglühten Bleche wurden an einer Ebene parallel zur Blechoberfläche an einer Position, die 1/4 der Blechdicke entspricht, gemessen. Die Ferrit-Kristallkorngrößenzahl von jedem Blech wurde entsprechend JIS G 0552 (Schnittverfahren) an Positionen, die 1/2, 1/4 und 1/6 der Blechdicke in einem Querschnitt, der in Walzrichtung (L-Richtung) genommen wurde, entsprechend, gemessen. Die gemessenen Korngrößenzahlen und Verhältnisse der integrierten Röntgenintensität werden in Tabelle 4 gezeigt.
Als Nächstes wurde ein JIS Nr. 13 B-Teststück aus jedem Blech genommen und eine 15%ige uniaxiale Spannungsvorbelastung wurde an das Teststück angelegt. Die r-Werte r₀, r₄₅ und r₉₀ wurden entsprechend eines 3-Punkte-Verfahrens gemessen und der durchschnittliche r-Wert (n = 3) wurde entsprechend der folgenden Gleichung berechnet: r = (r0 + 2r45 + r90) /4 wobei r₀, r₄₅ und r₉₀ die r-Werte parallel zu der Walzrichtung, 45° relativ zu der Walzrichtung, bzw. 90° relativ zu der Walzrichtung bedeuten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Die Oberflächenrauigkeit und die Korrosionsbeständigkeit wurden durch die folgenden Verfahren untersucht.
Oberflächenrauigkeit
Um die Oberflächenrauigkeit (Ry) zu bewerten, wurde ein JIS Nr. 5 Teststück in der Stahlblechwalzrichtung aus jedem Blech entnommen und einer 25%igen Spannungsvorbelastung unterzogen. Die Oberflächenrauigkeit des Teststücks wurde dann in der Richtung, die zu der Spannungs richtung im rechten Winkel liegt, über eine Länge von 1 cm durch ein Taststiftverfahren gemessen, um die Riefenhöhe auf der Stahlblechoberfläche zu bestimmen.
Die Messung wurde an fünf Punkten mit Abständen von 5 mm in Längsrichtung in dem Bereich ±10 mm von der Mitte des Teststücks in Längsrichtung gemessen und die größte Riefenhöhe wurde bestimmt.
Die Ergebnisse sind in 4 gezeigt. Die Teststücke, die die maximale Riefenhöhe von nicht mehr als 10 um besitzen, wurden so bewertet, dass sie eine zufriedenstellende glatte Oberfläche besitzen.
Korrosionsbeständigkeit
Jedes Teststück wurde zubereitet, indem ein fertiggeglühtes 0,8 mm dickes Blech zu einem zylindrischen Teststück, das einen Durchmesser von 80 mm und eine Höhe von 40 mm besaß gezogen wurde. Minderwertiges Benzin, welches 800 ppm Ameisensäure enthielt, wurde in das Teststück gegeben und 25 Stunden in einem 50 °C Wärmebad stehengelassen, was einem Zyklus entspricht. Nach jedem Zyklus wurde minderwertiges Benzin hinzugegeben, um das verdampfte Benzin zu ersetzen. Der Zyklus wurde 200-mal wiederholt (insgesamt 5000 Stunden) und das Erscheinen von rotem Rost nach 200 Zyklen wurde visuell betrachtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Bezogen auf Tabelle 4 wurden die Teststücke Nr. 1 bis 6 so gesteuert, dass sie verschiedene Kristallkorndurchmesser besaßen, indem ein 0,75-mm-dickes kaltgewalztes Blech, das die Zusammensetzung des Nr. 1-Stahls in Tabelle 1 besaß, dem Fertigglühen unter mehreren verschiedenen Bedingungen unterzogen wurde. Die Teststücke Nr. 1 bis 4 besaßen eine Korngrößenzahl von 6,0 oder mehr nach dem Fertigglühen und zeigten hohe, 2,2 überschreitende durch schnittliche r-Werte. Die Teststücke Nr. 5 und 6 besaßen nach dem letzten Walzen eine Korngrößenzahl von weniger als 6,0 und eine maximale Riefenhöhe, die 10 μm überschreitet, obwohl die r-Werte über 2,2 lagen. Die Teststücke Nr. 5 und 6 entwickelten in dem Korrosionstest roten Rost. Die Teststücke Nr. 7 bis 10 verwendeten auch Nr. 1-Stahl aus Tabelle 1, jedoch bei anderen Zwischenglühtemperaturen, wie die Tabelle 3 zeigt. Bei den Teststücken Nr. 8 und 10 mit einer Korngrößenzahl vor dem zweiten Kaltwalzen von weniger als 6,5 entwickelte sich die {111}-Aggregationsstruktur, die zur Verbesserung des r-Werts des kaltgewalzten geglühten Blechs zu bevorzugen ist, nicht in ausreichendem Maße, obwohl ein r-Wert, der 2,0 übertrifft, erhalten wurde. Im Ergebnis war die Korngrößenzahl nach dem Fertigglühen weniger als etwa 6,0 und diese rauen Körner ergaben eine maximale Riefenhöhe, die etwa 10 μm überschritt, und eine bedeutend raue Oberfläche. Insbesondere bei den Teststücken Nr. 9 und 10 mit einer Kristallkorngrößenzahl von weniger als 5,5 wurde eine übermäßige undulierende Riefung mit einem Verhältnis (222)/(200) von weniger als 15 und einer maximalen Riefenhöhe, die 70 μm überschritt, beobachtet. Bei den Teststücken Nr. 11 und 12 wurde das Reduzierungsverhältnis (Reduzierung des ersten Kaltwalzens/Reduzierung des zweiten Kaltwalzens) modifiziert. Die Reduzierungsverhältnisse der Teststücke Nr. 11 und 12 waren 50 %/72 % (0,69) bzw. 71 %/53 % (1,34). Im Vergleich mit Teststück Nr. 3 entsprechend der Erfindung kann verstanden werden, dass das Reduzierungsverhältnis des kaltgewalzten geglühten Blechs die Korndurchmesser und r-werte beeinflusst und dass, je näher das Reduzierungsverhältnis zu 1,0 ist, desto höher der r-Wert (je feiner die Struktur) des kaltgewalzten geglühten Blechs ist.
Die Teststücke Nr. 13 und 14 zeigen die Wirkungen von Strukturen eines warmgewalzten Blechs an den Materialeigenschaften der fertigen Bleche. Insbesondere Teststück Nr. 13, das einem Glühen bei niedriger Temperatur bei 790 °C unterzogen wurde, besaß eine in dem Blech verbleibende bandförmige nicht-kristallisierte Struktur, obwohl dies in Tabelle 4 nicht gezeigt wird, und wies ein niedriges (222)/(200)-Verhältnis und einen r-Wert von etwa 1,7 auf. Zudem war, obwohl die Kristallkörner des Teststücks Nr. 13 fein waren, die Oberfläche bemerkenswert rau mit einer maximalen Riefenhöhe von 33 μm. Das Teststück Nr. 14, das einer hohen Glühtemperatur eines warmgewalzten Blechs von 1120 °C unterzogen wurde, besaß raue Körner nach dem Warmglühen. Ähnlich wie bei dem Teststück Nr. 13 war der r-Wert des Teststücks Nr. 14 niedrig und die Oberfläche war bemerkenswert rau. Die Teststücke Nr. 15 bis 19 zeigten Wirkungen der Walzenbedingungen auf die fertigen Bleche. Die r-Werte verbesserten sich und die maximale Riefenhöhe verringerte sich unter Verwendung von Walzen mit großem Durchmesser und dem Durchführen von in einer Richtung gerichteten Umkehrwalzen. Die Teststücke Nr. 20 bis 24 wurden einem einmaligen Kaltwalzen bei einer kalten Reduzierung von 87 % unterzogen, um den sich ergebenden r-Wert zu untersuchen. Bei den Teststücken Nr. 20 bis 22 mit einer Kristallkorngrößenzahl des fertigkaltgewalzten Blechs von 6,0 oder mehr waren die sich ergebenden r-Werte maximal etwa 1,7. Bei den Teststücken Nr. 25 bis 33 wurde die Zusammensetzung des Stahlmaterials modifiziert. Das Teststück Nr. 27, das Stahl Nr. 4 verwendete, besaß eine ausreichend kleine Riefenhöhe, entwickelte jedoch in dem Korrosionstest mit minderwertigem Benzin roten Rost aufgrund des geringen Cr + 3,3 Mo-Werts von 16,5. Das Teststück Nr. 29 verwendete harten Stahl, der einen hohen Cr-Gehalt von 24 % besaß, und wies einen durchschnittlichen r-Wert von 2,1 auf. Das Teststück Nr. 30, das Stahl Nr. 7 verwendete, entwickelte roten Rost in dem Korrosionsbeständigkeitstest mit minderwertigem Benzin aufgrund des niedrigen Mo-Gehalts von 0,4 % und einem niedrigen Cr + 3,3 Mo-Wert von 17,3. Das Teststück Nr. 32, das Stahl Nr. 9 verwendete, besaß einen Mo-Gehalt von 3,2 %, was 3,0 % überschritt, und schaffte es daher nicht, einen r-Wert, der 2,2 überschreitet, zu erreichen.
Beispiel 2
Kaltgewalzte Stahlbleche mit einer Dicke von 0,75 mm, die durch Verarbeiten von Stahl Nr. 1 aus Tabelle 1 entsprechend den Bedingungen von Nr. 2 in Tabelle 2 und 3 in Beispiel 1 hergestellt wurden, wurden mit einer alkalischen Lösung gewaschen und verschiedene Mengen einer Gleitmittelbeschichtung, die ein Acrylharz als den Hauptbestandteil, 5 Vol-% Calciumstearat und 5 Vol.-% Polyethylenwachs enthielt, wurden auf diese Stahlbleche aufgebracht. Jedes Blech wurde bei 80 °C ±5 °C 15 Sekunden lang gebacken. Die Schweißbarkeit und Gleitleistung der zubereiteten Teststücke wurde untersucht. Der Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Bei dem Gleitleistungstest wurde ein 300 mm langes und 10 mm breites Teststück zwischen zwei flache Pressplatten mit einer Kontaktfläche mit dem Teststück von 200 mm² bei einem Flächendruck von 8 kgf/mm² platziert und ein dynamischer Reibungskoeffizient (μ) wurde durch eine Herausziehkraft (F) bestimmt. Die Punktschweißbarkeit wurde basierend auf einem Klumpendurchmesser eines geschweißten Teils bewertet, das durch das Schweißen zweier Teststücke, die jeweils etwa 0,8 mm dick waren, unter Verwendung einer Chrom-Kupfer-Legierung von 16 mm Durchmesser und einer 40 mm Elektrode des R-Typs in Radium bei einer Stromstärke von 5 kA unter einem Druck von 2 KN erzeugt wurde. Ein Klumpendurchmesser von 3 √t oder weniger wurde als Schweißversagen bewertet (B in Tabelle 5) und ein Klumpendurchmesser, der 3 √t überschritt, wurde so bewertet, dass er eine befriedigende Schweißbarkeit aufwies (A in Tabelle 5).
Die Ergebnisse zeigen, dass ein Aufbringen von mindestens 0,5 g/m² der Gleitmittelbeschichtung benötigt wird, um die Gleitleistung zu verbessern. Bei einer Beschichtungsmenge, die 4,0 g/m² überschreitet, ist die Verbesserung der Gleitleistung gesättigt und die Schweißbar keit ist in Folge der schlechten elektrischen Leitfähigkeit während des Punktschweißens beeinträchtigt. Tabelle 5
A >3 √t, B ≤3 √t (t: Blechdicke)
Wie oben beschrieben, kann die Erfindung ein ferritisches, nicht rostendes Stahlblech, das einen r-Wert von mindestens 2,2 besitzt, hervorragende Tiefziehbarkeit und Oberflächenglätte aufweist, bereitstellen. Das Stahlblech der Erfindung kann für elektrische Geräte des Heimbereichs, Küchengeräte, Bau- und Automobilbestandteile, die herkömmlichweise mit austenitischen nicht rostenden Stählen hergestellt wurden, angewendet werden.
Das ferritische, nicht rostende Stahlblech der Erfindung ist auch hervorragend in seiner Korrosionsbeständigkeit gegenüber organischen Kraftstoffen, die organische Säuren enthalten, und kann daher für Kraftstofftanks und Kraftstoffrohre für Automobilbenzin und Methanol angewendet werden.

Claims

Ferritisches, nicht rostendes Stahlblech, das einen durchschnittlichen r-Wert von mindestens 2,2 und eine Ferrit-Kristallkorngrößenzahl, die nach der japanischen Industrienorm (JIS) G 0552 bestimmt wurde, von mindestens 6,0 aufweist, wobei das ferritische, nicht rostende Stahlblech – in Masseprozent – umfasst: nicht mehr als 0,1 % C, nicht mehr als 1,0 % Si, nicht mehr als 1,5 % Mn, nicht mehr als 0,06 % P, nicht mehr als 0,03 % S, 11 % bis 23 % Cr, nicht mehr als 2,0 % Ni, 0,5 % bis 3,0 % Mo, nicht mehr als 1,0 % Al, nicht mehr als 0,04 % N, mindestens einen der Bestandteile von nicht mehr als 0,8 % Nb und nicht mehr als 1,0 % Ti, optional nicht mehr als 0,3 % Co, optional nicht mehr als 0,01 B, optional nicht mehr als 0,5 % Zr, optional nicht mehr als 0,1 % Ca, optional nicht mehr als 0,3 % Ta, optional nicht mehr als 0,3 % W, optional nicht mehr als 1 % Cu, optional nicht mehr als 0,3 % Sn, und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen, wobei die Beziehung (1) erfüllt wird: 18 ≤ Nb/(C+N) + 2 Ti/(C+N) ≤ 60 (1)wobei C, N, Nb und Ti in der Beziehung (1) jeweils für den Gehalt an C, N, Nb und Ti – in Masseprozent – stehen.
Ferritisches, nicht rostendes Stahlblech gemäß Anspruch 1, wobei der Gehalt an Cr und Mo die Beziehung (2) erfüllen: Cr + 3, 3 Mo ≥ 18 (2) wobei Cr und Mo in der Beziehung (2) für den Gehalt an Cr bzw. Mo – in Masseprozent – stehen.
Ferritisches, nicht rostendes Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 und 2, wobei das Verhältnis der integrierten Röntgenintensität (222)/(200) in einer zur Blechoberfläche parallelen Ebene nicht weniger als 15,0 beträgt.
Ferritisches, nicht rostendes Stahlblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das ferritische, nicht rostende Stahlblech mit einer Gleitbeschichtung, die ein Acrylharz, Calciumstearat und ein Polyethylenwachs in einer Beschichtungsmenge von 0,5 bis 4,0 g/m² umfasst, brennbeschichtet ist.
Verfahren zur Herstellung eines ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs, wobei das Verfahren die folgenden Stufen umfasst: Herstellen einer Stahlbramme, die nicht mehr als 0,1 % C, nicht mehr als 1,0 % Si, nicht mehr als 1,5 % Mn, nicht mehr als 0,06 % P, nicht mehr als 0,03 % S, 11 % bis 23 % Cr, nicht mehr als 2, 0 % Ni, 0, 5 % bis 3, 0 % Mo, nicht mehr als 1,0 % Al, nicht mehr als 0,04 % N, mindestens einen der Bestandteile von nicht mehr als 0,8 % Nb und nicht mehr als 1,0 % Ti, optional nicht mehr als 0,3 % Co, optional nicht mehr als 0,01 % B, optional nicht mehr als 0,5 % Zr, optional nicht mehr als 0,1 % Ca, optional nicht mehr als 0,3 % Ta, optional nicht mehr als 0,3 % W, optional nicht mehr als 1 % Cu, optional nicht mehr als 0,3 % Sn, und zum Rest Fe und beiläufige Verunreinigungen enthält, wobei die Beziehung (1) erfüllt wird: 18 ≤ Nb/(C+N) + 2 Ti/(C+N) ≤ 60 (1)wobei C, N, Nb und Ti in der Beziehung (1) jeweils für den Gehalt an C, N, Nb und Ti – in Masseprozent – stehen; Erhitzen der Stahlbramme auf eine Temperatur im Bereich von 1000 °C bis 1200 °C, Warmwalzen der Stahlbramme bei einer Walztemperatur von mindestens einem Durchgang von 850 °C bis 1100 °C mit einer Reduktion von 35 %/Durchgang oder mehr, Warmfertigwalzen der Bramme bei einer Walztemperatur von mindestens einem Durchgang von 650 °C bis 900 °C mit einer Reduktion von 20 bis 40 %/Durchgang, wobei ein warmgewalztes Blech hergestellt wird; Glühen des warmgewalzten Blechs bei einer Temperatur im Bereich von 800 °C bis 1100 °C; mindestens zweimaliges Kaltwalzen des erhaltenen geglühten Blechs mit einem Zwischenglühen zwischen diesen, wobei das Kaltwalzen mit einer Gesamtreduktion von 75 % oder mehr und einem Reduktionsverhältnis (Reduktion beim ersten Kaltwalzen)/(Reduktion beim Fertigkaltwalzen) im Bereich von 0,7 bis 1,3 durchgeführt wird; und Fertigglühen des kaltgewalzten Blechs bei einer Temperatur im Bereich von 850 °C bis 1050 °C.
Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs nach Anspruch 5, wobei der Gehalt an Cr und Mo in der Stahlbramme der Beziehung (2) genügen: Cr + 3, 3 Mo ≥ 18 wobei Cr und Mo in der Beziehung (2) für den Gehalt an Cr bzw. Mo – in Masseprozent – stehen.
Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs nach einem der Ansprüche 5 und 6, wobei die Korngrößenzahl von Ferrit-Kristallkörnern des Stahlblechs vor dem Fertigkaltwalzen, die gemäß JIS G 0552 ermittelt wurde, nicht weniger als 6,5 beträgt.
Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs nach einem der Ansprüche 5 bis 7, wobei die Stufe des Kaltwalzens in einer einzigen Richtung unter Verwendung eines Tandemwalzwerks, das eine Arbeitswalze mit einem Durchmesser von 300 mm oder mehr umfasst, durchgeführt wird.
Verfahren zur Herstellung des ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs nach einem der Ansprüche 5 bis 8, das ferner die Stufe einer Brennbeschichtung des fertiggeglühten ferritischen, nicht rostenden Stahlblechs mit einer Gleitbeschichtung, die ein Acrylharz, Calciumstearat und ein Polyethylenwachs in einer Beschichtungsmenge von 0,5 bis 4,0 g/m² enthält, umfasst.