DE69429592T2 - Verbundwerkstoff rostfreies Stahl und Kohlenstoffstahl, und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Description

Hintergrund der Erfindung Gebiet der Erfindung
• Die vorliegende Erfindung betrifft sowohl einen Verbundwerkstoff als auch ein Verfahren zur Herstellung des Verbundwerkstoffs. Insbesondere betrifft die Erfindung sowohl einen druckverklebten Verbundwerkstoff aus rostfreiem Stahl und Kohlenstoffstahl als auch ein Verfahren zur Herstellung des Verbundwerkstoffs.
Beschreibung des Hintergrunds der Erfindung
• Druckverklebte Verbundstoffe aus einzelnen Stahlschichten werden in einer Vielzahl von Anwendungen verwendet. Wie in der US-A-3 693 242 angegeben, wird ein Verbundstoff, der eine einen Carbidbildner enthaltende Kernschicht aus einfachem Kohlenstoffstahl und äußere Schichten aus rostfreiem Stahl umfasst, bei der Herstellung bestimmter Metallteile, wie beispielsweise Kochgeschirr, verwendet. Verwandte US- Patente umfassen Nr. 3 795 971, 3 862 484, 3 944 396 und 3 956 809. Die Oberflächenschichten des Verbundstoffs aus rostfreiem Stahl sind korrosionsbeständig und sorgen für ein attraktives Aussehen, während die Kernschicht aus einfachem Kohlenstoffstahl relativ größere Wärmeleitungseigenschaften gegenüber den Schichten aus rostfreiem Stahl besitzt. Ein spezifisches Beispiel für diese Art von Verbundwerkstoff ist AISI Typ 304DA ("T-304DA"), das ein Kernmaterial aus herkömmlichem kohlenstoffarmem Stahl und Oberflächenschichten aus rostfreiem Stahl AISI Typ 304 ("T-304") aufweist. Bei der Wärmebehandlung von herkömmlichem T-304DA besteht das Standardvorgehen darin, das warmgewalzte Band auf dem Wärmeablauftisch vor dem Aufwickeln auf unter 482 ºC (900ºF) zu kühlen. Wird das Abkühlen des warmgewalzten Bandes auf unter 482ºC (900ºF) unterlassen, bewirkt dies, dass Kohlenstoff aus dem kohlenstoffarmen Kernmaterial in den Grenzflächenbereich zwischen den Oberflächenschichten aus rostfreiem Stahl und dem Kern aus kohlenstoffarmem Stahl wandert. Diese Kohlenstoffwanderung erfolgt gegen den Kohlenstoffkonzentrationsgradienten und sie hängt primär vom Erreichen einer insgesamt geringeren freien Energie ab. Diese Wanderung gegen den Konzentrationsgradienten erfolgt häufig von einfachem Kohlenstoffstahl zu rostfreiem Stahl, da der rostfreie Stahl Chrom enthält, das den Kohlenstoff anzieht.
• Sobald der Kohlenstoff in den Grenzflächenbereich gewandert ist, bildet er Carbide, was dadurch zu carbidangereicherten Bereichen in der Nähe des Grenzflächenbereichs führt. Diese carbidangereicherten Bereiche verursachen beim Ziehen sogenannte "Hakenrisse", ein unerwünschter Fehler im Endprodukt. Außerdem führt eine Kohlenstoffwanderung zur Bildung einer Schicht grober Ferritkörner in dem kohlenstoffarmen Kernwerkstoff, die den als "Orangenschalenoberfläche" im Endprodukt bekannten Fehler verursacht. Auch kann ein Unterlassen des Abkühlens auf unter 482ºC (900ºF) zu Metallabscheidung führen, wodurch sich eine oder mehrere Schichten aus rostfreiem Stahl von der Kernschicht aus kohlenstoffarmem Stahl abtrennen.
• Bei der Verhinderung dieser Probleme durch Kühlen des warmgewalzten Bandes auf unter 482ºC (900ºF) treten andere Probleme auf. Ein rasches Kühlen auf unter 482ºC (900ºF) auf dem Wärmeablauftisch ist insofern nachteilig, als das Aufwickeln des warmgewalzten Bandes nach einem raschen Kühlen auf dem Wärmeablauftisch durch beispielsweise Abschrecken mit Wasser zu mechanischen Defekten auf der Spulenoberfläche führt. Diese Defekte müssen durch Schleifen der Oberfläche entfernt werden, was zusätzliche Produktionskosten erfordert. Höhere Aufwickeltemperaturen können zu weniger mechanischen Defekten führen.
• Ein Ansatz für die genannten Probleme ist das Abkühlen des warmgewalzten Bandes eines Verbundwerkstoffs aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl derart, dass die Auwickeltemperatur größer als 482ºC (900ºF) ist, jedoch geringer als 649ºC (1200ºF) ist. Dieses Vorgehen minimiert die Neigung sowohl zur Carbidbildung im Grenzflächenbereich als auch zur Bildung von groben Ferritkörnern im Kernmaterial, während das Überhandnehmen der mechanischen Defekte auf der Spulenoberfläche, das mit einem raschen Kühlen verbunden ist, minimiert wird. Oberhalb von etwa 649ºC (1200ºF) können die mit Carbidbildung verbundenen Defekte nicht länger toleriert werden. Dieser Ansatz ist jedoch ein Kompromiss, er liefert keine vollständig zufriedenstellende Lösung; die genannten angereicherten Carbidregionen und groben Ferritkörner werden immer noch in einem gewissen Ausmaß gebildet.
• Ein Artikel mit dem Titel "Development of New Low Carbon Low Alloy Steel Suited to be Clad with Stainless Steel" von Hashimoto et al., ISIJ, Band 31 (1991), S. 706-711 offenbart stabilisierte Stähle mit weniger als 0,01% Kohlenstoff, die Niob (Columbium) und Titan enthalten. Die Ferritkorngröße wird durch Steuern der Endglühtemperatur und Verwenden schnellerer Abkühlraten gesteuert.
• Zusätzlich zu den obigen Nachteilen, die sich beim Warmwalzen von Verbundwerkstoffen aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl ergeben, ergeben sich auch Nachteile während der Behandlung. Verbundwerkstoffe aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl können ein Glühen bei Temperaturen von größer 927ºC (1700ºF) erfordern, um während des Verklebungsprozesses und einer ggf. anschließenden Kaltformung aufgebaute Spannungen abzubauen und in den Schichten aus rostfreiem Stahl gebildete Chromcarbide zu lösen. Typische Kohlenstoffstähle, wie Typ 1006, die als Kernwerkstoff des Verbundstoffs verwendet werden, wandeln sich bei Temperaturen unter 927ºF (1700ºF), Temperaturen unter der Rekristallisationstemperatur von typischen rostfreien Stählen, in eine vorwiegend austenitische Struktur um. Deshalb kann ein Glühen bei Temperaturen von deutlich größer als 927ºC (1700ºF) zu einer deutlichen Vergröberung der Austenitkörner in der Kornschicht führen, die sich beim Abkühlen in gleichermaßen grobe Ferritkörner umwandeln.
• Daher ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung die Bereitstellung eines druckverklebten Verbundwerkstoffs aus Kohlenstoffstahl/rostfreiem Stahl, der ohne absichtliches Kühlen bei einer Aufwickeltemperatur von größer als 649ºC (1200ºF) mit einer verminderten Neigung zur Bildung von sowohl (i) carbidangereicherten Bereichen im Grenzflächenbereich als auch (ii) Schichten mit groben Ferritkörnern in dem Kernmaterial aus Kohlenstoffstahl aufgewickelt werden kann.
• Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines druckverklebten Verbundwerkstoffs aus Kohlenstoffstahl/rostfreiem Stahl, der im Vergleich zu T- 304DA mit einem Kernmaterial aus herkömmlichem Kohlenstoffstahl ein wesentlich vermindertes Auftreten von mechanischen Defekten nach dem Abkühlen bei einer Aufwickeltemperatur von größer als 649ºC (1200ºF), vorzugsweise größer als 760ºC (1400ºF) bis etwa 788ºC (1450ºF) zeigt.
• Ebenfalls eine Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines T-304DA-Verbundwerkstoffs, der unter Verwendung hoher Glühtemperaturen, vorzugsweise etwa 1010ºC (1850ºF) bis etwa 1066ºC (1950ºF) während des Warmbandglühverfahrens ohne ein deutliches Ausmaß der Kornvergröberung in der austenitischen Phase behandelt werden kann.
• Ebenfalls eine Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines Verbundstoffs aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl, beispielsweise eines T-304DA-Verbundwerkstoffs, der die genannten Aufgaben löst und mechanische Eigenschaften besitzt, die mit denen von Verbundstoffen mit einem Kernmaterial aus herkömmlichem Kohlenstoffstahl vergleichbar sind.
• Außerdem ist eine Aufgabe der Erfindung die Beseitigung des Temperwalzens als Endbehandlungsstufe.
• Durch die vorliegende Erfindung erfolgt die Bereitstellung eines druckverklebten Verbundwerkstoffs gemäß Anspruch 1 der angefügten Ansprüche. Durch die vorliegende Erfindung erfolgt ferner die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines druckverklebten Verbundmaterials gemäß Anspruch 5 der angefügten Ansprüche.
• Durch die vorliegende Erfindung erfolgt die Bereitstellung eines durckverklebten Verbundwerkstoffs, der mindestens eine Schicht aus rostfreiem Stahl, die mit mindestens einer Schicht aus stabilisiertem Kohlenstoffstahl längs einer Grenzfläche rostfreier Stahl/Kohlstoffstahl verklebt ist, umfasst. Der stabilisierte Kohlenstoffstahl des Verbundstoffs umfasst Kohlenstoff, Niob und mindestens ein anderes carbidbildendes Element in Mengen, die eine Verhinderung einer Kohlenstoffwanderung aus dem stabilisierten Kohlenstoffstahl in den Grenzflächenbereich von rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl bewirken können. Daher ist der Grenzflächenbereich des vorliegenden Verbundstoffs in der fertigen Form im wesentlichen frei von Bereichen mit angereichertem Carbid. Außerdem ist die Ferritkorngröße des fertigen Verbundstoffs nicht größer als ASTM Nr. 4 (höhere Zahlen bedeuten feinere Körner).
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
• Fig. 1 ist eine graphische Angabe des Anteils von Kohlenstoff im Mischkristall in einer Stahllegierung als Funktion des Gehalts von Kohlenstoff, Titan und Niob in der Legierung.
• Fig. 2 ist eine Zeit/Temperatur-Auftragung eines früheren Vorgehens beim Glühen eines warmgewalzten Bandes.
• Fig. 3 ist eine Zeit/Temperatur-Auftragung eines schnellelen Glühzyklus der vorliegenden Erfindung.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
• Wie im vorhergehenden erörtert, war ein Ansatz für die im vorhergehenden beschriebenen Probleme, die sich bei der Herstellung von warmgewalzten Verbundwerkstoffen aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl ergaben, das Kühlen des warmgewalzten Verbundstoffs auf eine Temperatur von größer als 482ºC (900ºF), jedoch weniger als 649ºC (1200ºF) vor dem Aufwickeln. Wie oben angegeben, ist dieser Ansatz jedoch nicht vollständig zufriedenstellend. Die vorliegende Erfindung wendet eine tiefgreifendere Lösung an; der Kernwerkstoff für den erfindungsgemäßen Verbundstoff aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl ist ein stabilisierter kohlenstoffarmer Stahl. Der hier beschriebene neue stabilisierte Kernwerkstoff wurde mit den Oberflächenschichten aus rostfreiem Stahl T-304 zur Bildung eines T-304DA- Verbundstoffs druckverklebt. Es wird jedoch angenommen, dass sich vergleichbare Vorteile ergeben, wenn der stabilisierte Kernwerkstoff der vorliegenden Erfindung mit einer oder mehreren Schichten von anderen Arten von rostfreiem Stahl druckverklebt wird.
• "Stabilisierter" Kohlenstoffstahl besitzt eine Chemie, die Elemente umfasst, die Kohlenstoff- und Stickstoffatome, die ansonsten im Stahl unerwünschte Ausscheidungen bilden, binden, d. h. "fangen". Die Fängerelemente bilden stabile Carbide und Nitride und entfernen dadurch den Kohlenstoff und Stickstoff aus dem Mischkristall. Als solche können die Fängerelemente hier als "carbidbildende" Elemente bezeichnet werden. Da das Vorliegen von gelöstem Kohlenstoff im Stahl während der Rekristallisation zu den im vorhergehenden diskutierten Problemen beiträgt, ist es günstig, Kohlenstoff durch Erzeugen von dessen Carbidform zu stabilisieren. Ein Kohlenstoffstahl ist "vollständig stabilisiert", wenn der gesamte Gehalt des Kohlenstoffs und Stickstoffs im Stahl in der Form von Carbiden und Nitriden vorliegt.
• Es wurde gefunden, dass die Verwendung des erfindungsgemäßen stabilisierten Kohlenstoffstahls als Kernwerkstoff in einem druckverklebten Verbundstoff aus rostfreiem Stahl/Kohlenstoffstahl eine Aufwickeltemperatur von deutlich größer als 649ºC (1200ºF), beispielsweise 760ºC (1400ºF) bis 788ºC (1450ºF) ermöglicht, während gleichzeitig im Vergleich zu T-304DA mit einem Kernwerkstoff aus herkömmlichem Kohlenstoffstahl die Neigung zu den im vorhergehenden genannten Problemen der Carbidausscheidung und Bildung einer Schicht mit groben Ferritkörnern vermindert wird. Als solches muss ein warmgewalzter Verbundwerkstoff, der den hier beschriebenen stabilisierten Kernwerkstoff umfasst, nicht auf dem Warmablauftisch vor dem Aufwickeln gekühlt werden. Außerdem zeigt der erfindungsgemäße druckverklebte Verbundwerkstoff aus Kohlenstoffstahl/rostfreiem Stahl im Vergleich zu herkömmlichem T-304DA beim Aufwickeln bei den im vorhergehenden genannten erhöhten Temperaturen ein wesentlich vermindertes Auftreten von mechanischen Defekten. Auch kann ein unter Verwendung des hier beschriebenen stabilisierten Kernwerkstoffs gebildeter T-304DA- Verbundwerkstoff unter Verwendung hoher Glühtemperaturen von etwa 1010ºF (1850ºF) bis zu etwa 1066ºC (1950ºF) während des Warmbandglühverfahrens ohne deutliche Kornvergröberung in der austenitischen Phase behandelt werden. Schließlich weist der T-304DA-Verbundwerkstoff mit dem hier offenbarten stabilisierten Kernwerkstoff mechanische Eigenschaften auf, die mit denen von T-304DA mit einem Kernwerkstoff aus herkömmlichem Kohlenstoffstahl vergleichbar sind.
• Bei der Formulierung der Chemie des stabilisierten Kernwerkstoffs der vorliegenden Erfindung wird angenommen, dass ein Verbundwerkstoff, der die obigen Aufgaben erfüllt, einen Kernwerkstoff aus Kohlenstoffstahl aufweisen muss, der eine relativ kleine Ferritkorngröße nach einer intensiven Behandlung bei hohen Temperaturen (größer als etwa 1066ºC (1950ºF)) beibehält. Hierbei wird angenommen, dass die vor der Behandlung vorliegende Ferritkorngröße entweder kleiner oder gleich der nach der Behandlung gewünschten Ferritkorngröße sein muss. Deshalb wird angenommen, dass eine physikalische Korngröße von gleich der oder kleiner als die Korngröße ASTM Nr. 6 des fertigen geglühten Ferrits in jedem Behandlungsstadium vorliegen sollte. Zur Steuerung der Korngröße des vorliegenden Kernwerkstoffs vor und nach der Behandlung nutzt die vorliegende Erfindung zwei Verfahren: (1) die Verteilung von Carbidausscheidungen in der Legierung und (2) das Begrenzen von Korngrößen durch Lösungsstofffixierung.
• Das erste Verfahren, das zur Steuerung der Korngröße im Kernwerkstoff der erfindungsgemäßen durckverklebten Verbundstoffe verwendet wird, besteht darin, in der Legierung Ausscheidungen zu verteilen, die eine mit der gewünschten Korngröße nach der Behandlung kompatible Größe, Verteilung und Volumenfraktion besitzen. Die Ausscheidungsverteilung muss bei den während des Glühens mit hoher Temperatur verwendeten hohen Temperaturen stabil sein und sie muss auch eine Vergrößerung der Austenitkörner bei diesen hohen Temperaturen hemmen.
• Ausscheidungen können in Stählen durch die Zugabe der im vorhergehenden genannten carbidbildenden "Fängerelemente", die eine starke Affinität gegenüber Kohlenstoff besitzen und im Falle des Vorhandenseins im Kohlenstoffstahl Carbide bilden, gebildet werden. Diese Fängerelemente umfassen beispielsweise Titan, Niob, Zirconium, Vanadium, Tantal, Chrom, Molybdän, Wolfram, Uran, Bor und Cobalt. Die vorliegende Erfindung verwendet Niob und mindestens ein anderes Fängerelement, das ein relativ starker Carbidbildner ist. Wichtig ist außerdem, dass das Fängerelement oder die Fängerelemente, die zusätzlich zu Niob zugegeben werden, Ausscheidungen bilden, die bei hohen Temperaturen stabil sind. Vorzugsweise erzeugt die Zugabe von Titan und Niob in dem vorliegenden Kernwerkstoff aus Kohlenstoffstahl Titan- und Niobcarbide, Verbindungen mit einer stark verminderten Löslichkeit im Stahlmischkristall bis zu etwa 1121ºC (2050 ºF) oder mehr.
• Letztendlich hängt die gebildete Ausscheidungsmenge vom Kohlenstoffgehalt des Kernwerkstoffs der Legierung ab. Deshalb ist es zum Erreichen einer bestimmten Korngröße notwendig, einen passenden Kohlenstoffgehalt für den Stahl zu wählen. Es wird angenommen, dass etwa 0,01 bis etwa 0,025 Gew.-% Kohlenstoff, vorzugsweise etwa 0,01 bis etwa 0,02 Gew.-% Kohlenstoff mit einer passenden Menge Titan eine Titancarbidausscheidungsmenge ergibt, die ausreicht, um für eine Ferritkorngröße des Kernwerkstoffs des Verbundstoff s von mindestens der Feinheit ASTM Nr. 6 (höhere Zahlen bedeuten feinere Korngrößen) in allen Behandlungsstufen zu sorgen. Der Titangehalt wird entsprechend der im folgenden diskutierten Formel eingestellt.
• Um die passende Verteilung der Carbidausscheidungen in der Legierung zu erreichen, ist es notwendig, die Ausscheidungen im Wiedererwärmungsofen zu lösen und sie während des Warmwalzverfahrens wieder auszuscheiden. Titancarbide und Niobcarbide sind für diese Art der Auflösung und Wiederausfällung zugänglich, da sie im Wiedererwärmungsofen bei Temperaturen von 1232ºC (2250ºF) gelöst werden können. Wenn die Nitride von Titan und Niob jedoch nicht bei viel höheren Wiedererwärmungstemperaturen gelöst werden, bilden sie grobe Ausscheidungen, die die Effektivität des Titans und Niobs zur Verfeinerung der Korngröße vermindern. Deshalb sollte der Stickstoffgehalt des Stahls auf nicht mehr als 0,008 Gew.-%, vorzugsweise nicht mehr als 0,005 Gew.-% begrenzt sein.
• Wie im vorhergehenden angegeben, ist ein zweites Verfahren, auf das in der vorliegenden Erfindung zur Begrenzung der Korngröße Bezug genommen wird, "Lösungsstofffixierung", wobei das Wachsen der Größe einzelner Ferritkörner durch die Umwandlung von der Austenit- in die Ferrit-Struktur verhindert wird. Niob kann zur Bildung von Lösungsstofffixierung verwendet werden und tatsächlich wurde Niob den experimentellen Schmelzen primär zum Erreichen von Lösungsstofffixierung zugesetzt. Es wird angenommen, dass Niob für eine entsprechende Verhinderung von Kornwachstum während der Rekristallisation den experimentellen Schmelzen in einer Menge zwischen etwa 0,02 und 0,04 Gew.-%, vorzugsweise von 0,03 Gew.-% zugesetzt werden sollte.
• Auf der Grundlage der im vorhergehenden beschriebenen Kohlenstoff-, Stickstoff- und Niobgehalte, sollte der Titangehalt des Kohlenstoffkernwerkstoffs in Übereinstimmung mit der folgenden Gleichung 1, die in einer Form in Fig. 1 aufgetragen ist, eingestellt werden. Die Prozentangaben sind Gewichtsprozent.
• Gleichung 1: % Titan = (24/7 · % Stickstoff) + 24/6 (% Kohlenstoff - (% Niob · 4/31))
• Fig. 1 zeigt den Anteil von Kohlenstoff im Mischkristall als Funktion des Kohlenstoff-, Titan- und Niobgehaltes einer Stahllegierung. Negative Zahlen für Kohlenstoff im Mischkristall geben eine Überstabilisierung, d. h. einen Zustand mit einem Überschuss vom carbidbildenden Fängerelementen, an.
• Positive Zahlen geben eine Unterstabilisierung des Kohlenstoffs im Mischkristall an. Es ist klar, dass entgegengesetzte Belange bei der Entscheidung, welcher Grad der Kohlenstoffstabilisierung gewünscht wird, betroffen sind. Wenn eine relativ große Ausscheidungsmenge während der Stabilisierung gebildet wird, ist eine höhere Wiedererwärmungstemperatur erforderlich, um die Ausscheidungen vor einem Wiederausscheiden aus dem heißen Band zu lösen. Eine zu geringe Stabilisierung kann jedoch zu einer Wanderung von Kohlenstoff in Lösung in den Grenzflächenbereich führen und unerwünschte mit Carbid angereicherte Bereiche bilden. Um diese entgegengesetzte Belange auszugleichen, besitzt der stabilisierte Kohlenstoffstahl der vorliegenden Erfindung eine Schmelzchemie derart, dass er in einem bestimmten Teil des Zusammensetzungsbereichs überstabilisiert und einem unterschiedlichen Bereich des Zusammensetzungsbereichs unterstabilisiert ist. Auf der Basis der in Fig. 1 gebotenen Information wird angenommen, dass ein Titangehalt von etwa 0,07 bis etwa 0,09 Gew.-% den Stahl bei niedrigen Kohlenstoffkonzentrationen voll stabilisiert und den Stahl bei hohen Kohlenstoffkonzentrationen teilweise stabilisiert. Auf der Grundlage der obigen Überlegungen wurden zwei Versuchsschmelzen eines Kernwerkstoffs aus stabilisiertem Kohlenstoffstahl mit der in Tabelle 1 angegebenen Chemie hergestellt. Alle Prozentangaben sind in Gewichtsprozent des Gesamtlegierungsgewichts angegeben. Tabelle 1: Chemie von Versuchsschmelzen in Gewichtsprozent des Gesamtlegierungsgewichts
• Selbstverständlich können andere Elemente in den Legierungszusammensetzungen zusätzlich zu denen in Tabelle 1 enthalten sein. Diese weiteren Elemente können als beiläufige Verunreinigungen vorhanden sein. Die Legierung kann beispielsweise Restmengen von Mangan, Schwefel, Phosphor und Aluminium enthalten. Zusätzlich sollen die Versuchsschmelzen von Tabelle 1 repräsentativ für die gewünschten und bevorzugten Bereiche für die in den Versuchslegierungen enthaltenen Elemente sein. Es wird angenommen, dass vergleichbare Eigenschaften durch Wählen unterschiedlicher Formulierungen für die Schmelzen in den gewünschten oder bevorzugten Bereichen erreicht werden.
• Die Legierung aus stabilisiertem Kohlenstoffstahl jeder Versuchsschmelze wurde zur Herstellung von Anordnungen eines druckverklebten T-304DA-Verbundwerkstoffs verwendet, wobei jede Anordnung eine Schicht des stabilisierten kohlenstoffarmen Versuchsstahls, die mit Oberflächenschichten einer herkömmlichen rostfreien T-304-Legierung verklebt war, umfasste. Die verschiedenen Verfähren zur Bildung der Anordungen und zum Verkleben der Schichten der Anordnungen zu T-304DA-Verbundwerkstoff sind einem Fachmann bekannt. Repräsentative Beispiele dieser Verfahren sind in der im vorhergehenden genannten US-A-3 693 242 und 3 862 484 beschrieben.
• Unter Verwendung von Fachleuten bekannten Verfahren wurden vier T-304DA-Anordnungen unter Verwendung von Kernwerkstoff aus jeder Versuchsschmelze, insgesamt 8 Anordnungen, hergestellt. Bei der Herstellung jedes T-304DA-Verbundstoffs wurden die fertiggestellten Anordnungen zu einer Zwischengröße von 0,125 inch (3,17 mm) warmgewalzt und bei verschiedenen Aufwickeltemperaturen aufgewickelt. Die Prüflinge wurden von allen 8 Rollen im "Warmaufwicklungs"zustand genommen, um darin die Korngröße zu bestimmen.
• Zwei warmgewalzte Anordnungen mit Kernwerkstoff aus der Versuchsschmelze A und zwei warmgewalzte Anordnungen mit Kernwerkstoff aus der Versuchsschmelze B wurden ohne absichtliche Kühlung bei einer Aufwickeltemperatur von größer als 760ºC (1400ºF) bis zu 843ºC (1550ºF) und im Bereich von 771-816ºC (1420-1500ºF)aufgewickelt. Die übrigen vier Anordnungen wurden durch Abschrecken mit Wasser auf dem Warmablauftisch rasch gekühlt und dann bei Temperaturen im Bereich von 538ºC (1000ºF) bis 649ºC (1200ºF) aufgewickelt. Es wurde beobachtet, dass die Versuchsrollen eine bessere Form als Rollen von T-304DA mit herkömmlichem Kernwerkstoff aufwiesen. "Bessere Form" war eine subjektive Bestimmung, die nach der Beobachtung, dass ein Streifeneinschleifen der Rollen signifikant vermindert war, gemacht wurde.
• Alle vier Rollen, die Kernwerkstoff der Versuchschmelze A umfassten, wurden 110 s lang zum Erreichen einer Streifentemperatur von oder über 1010ºC (185·0ºF) bis zu einer Maximaltemperatur von 1060ºC (1940ºF) warmbandgeglüht. Die Abkühlrate betrug zwischen 33,5 und 50ºC/s (60-90ºF/s). In ähnlicher Weise wurden zwei Rollen mit Kernwerkstoff aus Schmelze B, eine Rolle, die mit Wasser abgeschreckt war, und eine Rolle, die vor dem Aufwickeln nicht absichtlich gekühlt wurde, unter Verwendung des gleichen Verfahrens warmbandgeglüht. Die Versuche ergaben, dass die Ferritkorngröße im Kern der geglühten Spulen zwischen ASTM Nr. 7,0 und Nr. 8,0 betrug.
• Nach dem Warmbandglühen wurden die sechs Versuchsrollen dann auf eine Endgröße von 0,037 inch (0,94 mm) kaltgewalzt. Alle Versuchsrollen wurden dann geglüht und gebeizt. Nach dem Fertigglühen wurden Teile von jeder der sechs Versuchsrollen im geglühten Zustand und nach einem Dressierwalzen ("Hautdurchlauf") getestet. Dressierwalzen ist ein herkömmliches Verfahren, das normalerweise bei herkömmlichen kohlenstoffarmen Kernen zur Beseitigung von Reckspannungen in den fertigen Verbundstoffen verwendet wird. Die mechanischen Eigenschaften bzw. die beobachtete Mikrostruktur der fertigen T-304DA-Werkstoffe mit stabilisiertem Versuchskern sind in den Tabellen 2 und 3 angegeben. Zu Vergleichszwecken umfassen die Tabellen 2 und 3 auch die mittleren erwarteten Eigenschaften für einen T-304-DA- Verbundwerkstoff mit einem herkömmlichen (d. h. nicht- stabilisierten) kohlenstoffarmen Stahlkern. Tabelle 2 gibt auch an, welches Endverfahren zur Behandlung der Rollenprüflinge, ein Fertigglühverfahren oder das "Glättungs"- Verfahren, vor dem Test verwendet wurde. Der hier verwendete Ausdruck "Glätten" bedeutet ein Endglühen und ein anschließendes Dressierwalzen.
• Die in Tabelle 2 angegebene 15T-Härte wurde durch ASTM E-18 berechnet. Das Testverfahren wurde unter Verwendung einer Kugel mit einem Durchmesser von 1,588· mm (1/16") durchgeführt, wobei die vorläufige Testkraft oder Klammerkraft 3 kg/foot ("kgf") (29 N), eine Zusatzkraft 12 kgf (119 N) betrug und somit die Gesamtkraft 15 kgf (147 N) betrug. Die Härte wird als die Differenz von 100 und der bleibenden Zunahme der Eindringtiefe unter der vorläufigen Kraft bei Entfernung der Zusatzkraft ausgedrückt. Die Zunahme wird in Einheiten von 0,001 mm gemessen. Tabelle 2: Mechanische Eigenschaften von T-304DA mit stabilisiertem Versuchskern
• Letzter Prozess Y = Fertigglühen
• Letzter Prozess X = Hautdurchlauf
• Härte, 15T bestimmt unter Verwendung von ASTM E-18
• Die in Tabelle 2 angegebenen Zugeigenschaften, d. h. die Streckgrenze, Zugfestigkeit und Dehnung, änderten sich mit unterschiedlichen Testrichtungen nicht. Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit nahmen jedoch für die mit dem Kernwerkstoff aus Schmelze A, die einen geringeren Kohlenstoffgehalt als Schmelze B aufwies, hergestellten Verbundstoffe deutlich ab. Wie in Tabelle 2 angegeben, sind die mechanischen Eigenschaften der Versuchsverbundstoffe mit denen von T-304DA, das einen herkömmlichen (d. h. nicht- stabilisierten) Kernwerkstoff aus kohlenstoffarmem Stahl umfasst, vergleichbar. Die Ergebnisse von Tabelle 2 zeigen R-Strich-Werte für den Versuchswerkstoff im Bereich von 1, 1 bis 1, 2 und einen LDR-Wert von 2,06. Zusätzlich zu den günstigen mechanischen Eigenschaften zeigen die Ergebnisse von Tabelle 2, dass die einzigartige Chemie der Versuchsverbundstoffe die Notwendigkeit eines Dressierwalzens (d. h. eines Glättens) des Endprodukts beseitigt.
• Der hier verwendete R-Strich-Wert ist eine Verhältniszahl der plastischen Belastung, die ein Maß der Anisotropie des Werkstoffs bei einer Verformung ist. Der R-Strich-Wert ist ein berechneter Mittelwert von Zugspannungen unterschiedlicher Richtungen. Der "LDR"-Wert ist ein Limited Drawing Ratio, das aus dem Verhältnis eines Rohlings mit maximalem Durchmesser, der gezogen werden kann, zu einem Standarddurchmesser bestimmt wird. Der LDR-Wert gibt die Ziehbarkeit des fertigen Verbundstoffs an.
• Die folgende Tabelle 3 liefert Korngrößendaten für die fertigen Versuchsverbundstoffe, die an verschiedenen Stellen in der Verbundstruktur gemessen wurden: die Korngröße der Schicht A wird an einer Oberflächenschicht des rostfreien Stahls T-304 gemessen; die der Schicht B wird im Grenzflächenbereich zwischen einer Schicht der T-304-Oberfläche und dem stabilisierten Kernwerkstoff gemessen; die Schicht C wird im Kernmittenbereich gemessen; und die Schicht D wird an der anderen T-304-Oberflächenschicht gemessen. Tabelle 3 berichtet auch das Auftreten von ggf. Kohlenstoffwanderung aus dem Kernwerkstoff in den Kerngrenzflächenbereich. Die Korngrößen sind als ASTM-Nummern angegeben. Beispielsweise bedeutet der Ausdruck "8S9" die ASTM-Korngröße 8 mit verstreuten Körnchen der ASTM-Korngröße 9. Der Ausdruck "9-8" bedeutet primär die ASTM-Korngröße 9, jedoch einschließlich vieler Körner mit Größe 8. Tabelle 3: Beobachtete Korngröße für T-304DA mit stabilisiertem Versuchskern (ASTM-Nr.)
• Wie in Tabelle 3 angegeben, waren die Korngrößen in den Versuchsverbundstoffen durchgängig konsistent mit den Aufgaben der Erfindung. Es wurde kein Auftreten von Schichten mit groben Ferritkörnern beim Behandeln der Versuchsverbundstoffe beobachtet. Die Korngrößen schneiden in allen Punkten durchgängig durch den fertiggstellten Verbundstoff gegenüber denen eines T-304DA-Verbundstoffs, der einen herkömmlichen Kernwerkstoff aus kohlenstoffarmem Stahl umfasst, günstig ab. Alle Korngrößen waren feiner als der Mittelwert des herkömmlichen T-304DA-Verbundstoffs mit Ausnahme von Schicht C (Kernmitte). Auch wurde in keinem der Versuchsprüflinge eine Kohlenstoffwanderung in den Kerngrenzflächenbereich beobachtet. Infolgedessen wurden keine mit Carbid angereicherten Bereiche in der Nähe des Grenzflächenbereichs in den Versuchsprüflingen beobachtet.
• Mehrere der Versuchsrollen wurden geglüht, um ggf. vorhandene Carbidausscheidungen zu lösen und diese wieder auszuscheiden. Zur Bestimmung ausreichender Glühtemperaturen und - zeiten wurden schwarze Bandprüflinge der T-304DA- Versuchsverbundstoffe zerschnitten, um eine Warmbandglühuntersuchung durchzuführen. Übereinstimmend mit den im vorhergehenden skizzierten Aufgaben bestanden die Aufgaben der Glühuntersuchung darin, (i) das Warmbandglühen unter Verhinderung von Carbidbildung in den Schichten aus rostfreiem Stahl zu beschleunigen und (ii) in dem Kernmaterial eine feine Ferritkorngröße von mindestens ASTM Nr. 7 bis Nr. 8 beizubehalten. Die Glühuntersuchung verwendete Temperaturen im Bereich von 1010-1149ºC (1850-2100ºF). Die Prüflinge wurden in etwa 122 s auf die gewünschte Glühtemperatur erhitzt und während 0 bis etwa 70 s auf der Glühtemperatur gehalten. Nach dem Glühverfahren wurden die geglühten Prüflinge dann in 30 s mit einer Kühlrate von 21,1 bis 36,1 ºC/s (38 bis 65ºF/s) mit Wasser auf eine Temperatur von unter 371ºC (700ºF) gekühlt und hinsichtlich der Mikrostruktur bewertet.
• Die Glühexperimente zeigten, dass ein Glühen bei 1010ºC (1850ºF) während 30 s, 1038ºC (1900ºF) während 10 s oder 1066ºC (1950ºF) während 0 s zum Erreichen der Mikrostrukturziele ausreichend war. Diese Glühbehandlungen stellten sicher, dass die Carbide in den Schichten aus rostfreiem Stahl in Lösung gingen und dass die Korngröße des Austenits in diesen Schichten im Bereich von ASTM Nr. 8,5 bis Nr. 10 lag. Ein Erhöhen der Glühtemperatur über 1066ºC (1950ºF) tendierte zu einer unerwünschten Zunahme der Menge von grobem Austenit (das sich in Widmannstätten-Ferrit umwandelte) im Kern der T-304DA-Prüflinge. Auch führte die Verwendung einer Glühtemperatur von über 1066ºC (1950ºF) zu einer Zunahme der Austenitkorngröße in den Schichten aus rostfreiem Stahl auf ASTM Nr. 7 bis Nr. 8 ausgehend von der bei niedrigeren Glühtemperaturen erreichten Korngröße ASTM Nr. 8,5 bis Nr. 10.
• Gemäß der vorliegenden Erfindung kann das Glühen des warmgewalzten Werkstoffs im Bereich von 1010ºC (1850ºF) bis 1066ºC (1950ºF) in kürzerer Zeit durchgeführt werden. Die Glühexperimente zeigten, dass eine Zeit bei-dieser- Temperatur von 30 s bei 1010ºC (1850ºF) und eine geringere Zeit bei höheren Temperaturen ausreichend war, um sicherzustellen, dass Carbide in den Schichten aus rostfreiem Stahl in Lösung gingen. Infolgedessen können die Geschwindigkeiten der Glühanlage des warmgewalzten Bandes deutlich erhöht werden. Repräsentative Beispiele sind in Fig. 2 und 3 angegeben. Fig. 2 ist repräsentativ für eine Zeit/Temperatur-Auftragung des früheren Verfahrens beim Glühen eines warmgewalzten Bandes. Das frühere Vorgehen beim Warmbandglühen verwendet Zonentemperaturen von 1066ºC (1950ºF) mit einer Streifengeschwindigkeit von 0,14 m/s (28 feet/Minute (FPM)). Der Streifen ist während 110 s bei einer Temperatur von größer als 1010ºC (1850ºF) mit einer maximalen Temperatur von 1060ºC (1940ºF). Die Kühlrate beträgt 25 bis 36,1ºC/s (45 bis 65 ·ºF/s). Fig. 3 erläutert den schnelleren Glühzyklus der vorliegenden Erfindung. Der schnellere Glühzyklus verwendet 1093ºC (2000ºF) in den Vorheizzonen und 1079ºC (1975ºF) in den Heizzonen mit einer Streifengeschwindigkeit von 0,2 m/s (40 FPM). Der Streifen ist während 64 s bei einer Temperatur von größer als 1010ºC (1850ºF) mit einer maximalen Temperatur von 1054ºC (1930ºF). Die Kühlrate beträgt 33,3 bis 50ºC/s (60 bis 90ºF/s).
• Obwohl der schnellere Glühzyklus vorzugsweise mit dem erfindungsgemäßen Kern aus stabilisiertem Kohlenstoffstahl verwendet wird, wurde ermittelt, dass er auch mit herkömmlichen Verbundstoffen aus Kohlenstoffstahl/rostfreiem Stahl verwendbar ist.
• Gemäß der Aufgabe der vorliegenden Erfindung wird ein modifizierter Verbundstoff aus Kohlenstoffstahl/rostfreiem Stahl mit einer verminderten Neigung zur Bildung von an Carbid angereicherten Bereichen in der Grenzfläche und mit einer feineren Korngröße in dem Kohlenstoffstahlkern bereitgestellt. Die Chemie des modifizierten Kerns erlaubt ein Aufwickeln des Verbundstoffs bei höheren Temperaturen nach dem Warmwalzen mit einem verminderten Auftreten von mechanischen Defekten. Der Verbundstoff bietet auch den Vorteil, dass kein Dressierwalzen zur Beseitigung der Reckspannungen, die in Verbundstoffen unter Verwendung herkömmlicher Werkstoffe mit Kohlenstoffstahlkern üblich sind, erforderlich ist.

Claims (7)

1. Druckverklebter Verbundwerkstoff, der mindestens eine Schicht aus rostfreiem Stahl, die mit mindestens einer Schicht aus einem stabilisierten Kohlenstoffstahl längs einer Grenzfläche verklebt ist, umfasst, wobei der stabilisierte Kohlenstoffstahl Niob und mindestens ein oder mehrere andere carbidbildende Elemente in Mengen, die eine Verhinderung einer Kohlenstoffwanderung aus dem stabilisierten Kohlenstoffstahl bewirken können, enthält, so dass die Grenzfläche im wesentlichen frei von Bereichen mit angereichertem Carbid ist, und wobei die Schichten aus rostfreiem Stahl und stabilisiertem Kohlenstoffstahl eine physikalische Korngröße von nicht größer als ASTM Nr. 6 aufweisen, wobei der stabilisierte Kohlenstoffstahl die im folgenden angegebenen Elemente in Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht des stabilisierten Kohlenstoffstahls umfasst:

0,01 - 0,025% Kohlenstoff;

0,07 - 0,09% Titan;

0,02 - 0,04% Niob;

nicht mehr als etwa 0,008% Stickstoff und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

2. Druckverklebter Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1, wobei der stabilisierte Kohlenstoffstahl mindestens ein anderes carbidbildendes Element, das aus Tantal und Zirconium ausgewählt ist, umfasst.

3. Druckverklebter Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei der Verbundwerkstoff eine Streckfestigkeit von weniger als etwa 414 MPa (60 ksi) und eine Dehnung von größer als 45% besitzt.

4. Druckverklebter Verbundwerkstoff gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Schicht aus stabilisiertem Kohlenstoffstahl die im folgenden angegebenen Elemente in Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht des stabilisierten Kohlenstoffstahls, umfasst:

0,01 - 0,02% Kohlenstoff;

0,07 - 0,09% Titan;

0,02 - 0,04% Niob;

nicht mehr als etwa 0,005% Stickstoff und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

5. Verfahren zur Herstellung eines druckverklebten Verbundwerkstoffs, umfassend die Stufen Herstellen eines warmgewalzten Bandes eines Verbundwerkstoffs, wobei der Verbundwerkstoff mindestens eine Schicht aus rostfreiem Stahl, die mit mindestens einer Schicht aus einem stabilisierten Kohlenstoffstahl verklebt ist, umfasst, und Aufwickeln des warmgewalzten Bandes bei einer Temperatur von größer als etwa 760ºC (1400ºF), wobei der stabilisierte Kohlenstoffstahl die im folgenden angegebenen Elemente in Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht des stabilisierten Kohlenstoffstahls, umfasst:

0,01 - 0,025% Kohlenstoff;

0,07 - 0,09% Titan;

0,02 - 0,04% Niob;

nicht mehr als etwa 0,008% Stickstoff und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

6. Verfahren gemäß Anspruch 5, wobei der stabilisierte Kohlenstoffstahl die im folgenden angegebenen Elemente in Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht des stabilisierten Kohlenstoffstahls, umfasst:

0,01 - 0,02% Kohlenstoff;

0,07 - 0,09% Titan;

0,02 - 0,04% Niob;

nicht mehr als etwa 0,005% Stickstoff und zum Rest Eisen und beiläufige Verunreinigungen.

7. Verfahren gemäß Anspruch 5 oder 6, das ferner ein Glühen des warmgewalzten Bandes bei einer Temperatur zwischen etwa 1010ºC (1850ºF) und etwa 1066ºC (1950 ºF) während eines Zeitraums von nur 30 s bei 1010ºC (1850ºF) umfasst.