WO2017125147A1 - Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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WO2017125147A1
WO2017125147A1 PCT/EP2016/051109 EP2016051109W WO2017125147A1 WO 2017125147 A1 WO2017125147 A1 WO 2017125147A1 EP 2016051109 W EP2016051109 W EP 2016051109W WO 2017125147 A1 WO2017125147 A1 WO 2017125147A1
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steel
steel product
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Harald Hofmann
Hans Ferkel
Michael Gövert
Matthias Schirmer
Martin PALM
Dirk PONGE
Andreas Leitner
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp Ag
Max-Planck-Institut Für Eisenforschung GmbH
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the invention relates to a Fe-Al-Ti-B-based steel flat product and to a process for producing such a flat steel product.
  • flat steel products refers to rolled products that are available as strip, sheet metal or blanks and blanks derived therefrom.
  • the flat steel products according to the invention are heavy plate with typical sheet thicknesses of 6-200 mm or hot rolled strip or strip with typical sheet thicknesses of 1.5-6 mm.
  • the heat-resistant iron-base alloy presented there is to be composed of the general formula Fe x Al y C z , where (in atomic% in each case) for the variable y, 1% ⁇ y, 28% and for the variable z, ⁇ 24 %, whereas the variable x is based on a
  • the steel may contain more than forty further constituents, including TiB 2 , with a content of 0.1 to 2 atomic% as the content for each of these constituents. How to obtain such steels
  • Fe-Al-Ti B produce fine-grained alloys whose microstructure consists of a FesAI matrix with very small borides ( ⁇ 1 pm) along the grain boundaries.
  • the compositions of the alloys are chosen so that the Fe 3 AI phase primarily precipitates, whereas the borides are excreted in the (residual) eutectic.
  • the borides cause such an increase in the
  • the object was to provide a steel flat product based on a Fe ß AI alloy and to name a method that allow reliable production of such flat steel products.
  • the invention has achieved this object by a steel flat product obtained according to claim 1.
  • the invention proposes the method specified in claim 11.
  • a flat steel product according to the invention is therefore distinguished by the fact that it is made of a steel which consists of (in% by weight)
  • Ti Ti content% and the B content% B of the steel formed ratio% Ti /% B applies 0.33 ⁇ % ⁇ /% B ⁇ 3.75 and that the structure of the steel or the resulting flat steel product consists of 0.3 to 5% by volume of TiB 2 precipitates, which are at least 80 vol. % of Fe 3 AI existing matrix are embedded.
  • Composition has a strength above 500 ° C and a ductility, which is significantly improved over conventional, known from the prior art alloys of this type. At the same time
  • the method according to the invention for producing a flat steel product designed according to the invention comprises the following steps: a) melting a steel which consists of (in% by weight)
  • Hot rolling start temperature 1000 - 1300 ° C and the
  • Hot rolling end temperature is at least 850 ° C; d) Coiling the hot strip at a reel temperature between room temperature and 750 ° C.
  • Aluminum is contained in a steel flat product according to the invention in contents of 12-20% by weight. At Al contents of at least 12 wt .-%, in particular more than 12 wt .-%, the intermetallic forms Iron aluminide phase Fe ⁇ Al, which represents the main component of the structure of a flat steel product according to the invention.
  • the high Al contents lead to a reduced density, a concomitant reduced weight, high corrosion and
  • too high Al contents would complicate the cold formability of steels of the invention.
  • too high Al contents will deteriorate
  • the Al content of a steel according to the invention is limited to at most 20% by weight, in particular up to 16% by weight.
  • Ti and B form titanium borides in the steel according to the invention, which produce a fine microstructure, an increased yield strength, a higher ductility, a higher modulus of elasticity and increased wear resistance.
  • a Ti content of at least 0.2% by weight, in particular at least 0.4% by weight, and a B content of at least 0.10% by weight, in particular at least 0, 15% by weight required.
  • the Ti content% Ti is tuned to the B content% B of the steel, that the ratio% Ti /% B, ie the quotient of the Ti content% Ti as a dividend and the B content% B as a divisor, 0.33 to 3.75, in particular in particular 0.5-3.75 or 1, 0 to 3.75, is.
  • the ratio of% Ti /% B being at least 0.33 reduces the risk of FeB formation. Otherwise, the low melting phase FeB could crack during hot rolling and too
  • Ductility loss (reduction of elongation at break) lead. This can be avoided particularly reliably if the ratio% Ti /% B is 0.5-3.75, in particular 1.0-0.375.
  • the presence of Ti in the flat steel product of the present invention can improve the oxidation resistance and the heat resistance. Too high levels of Ti borides, however, would lead to strong solidifications when a flat steel product according to the invention is cold worked. Therefore, the upper limit of the Ti content is 2 wt%, more preferably at most 1.5 wt% or 1.1 wt%, and the upper limit of the B content is 0.60 wt%, especially not more than 0.4% by weight.
  • Chromium may optionally be present in the steel of the present invention at levels of up to 7% by weight, more preferably at least 0.3% or at least 0.5% or at least 1.0% by weight lower the brittle-ductile transition temperature and total ductility
  • Oxidation resistance improved At contents of more than 7 wt .-%, there is no increase in these effects, which have been found weighing the cost / benefit Cr contents of up to 5 wt .-% to be particularly effective, which in practice also contents of up to 3% by weight have proven sufficient to effect the improvements of a steel according to the invention caused by the addition of Cr.
  • Mn manganese in amounts of up to 1% by weight can also lower the brittle-ductile transition temperature.
  • Mn also enters the steel as unavoidable contamination due to production, when Mn is used for deoxidation. Mn contributes to increase the strength, but may deteriorate the corrosion resistance. This is prevented by the inventive maximum Mn content to 2 wt .-%, in particular max. 1% by weight or max. 0.3 wt .-%, is limited.
  • Silicon can reach the steel of a flat steel product according to the invention in steelmaking as a deoxidizer, but can also be added selectively to the steel in amounts of up to 5% by weight, in particular up to 2% by weight, in order to increase strength and corrosion resistance optimize, where too high Si contents can lead to brittle material behavior.
  • the Si content of a flat steel product according to the invention is typically at least 0.05% by weight, in particular at least 0.1% by weight.
  • the contents of P and S should therefore be kept so low that harmful effects are avoided.
  • the P content is limited to at most 0.1 wt .-% and the S content to at most 0.03 wt .-%, wherein S contents of at most 0.01 wt .-% or P contents of Max. 0.05 wt .-% have been found to be particularly advantageous.
  • niobium, tantalum, tungsten, zirconium and vanadium form with C in the steel according to the invention strength enhancing carbides and can improve the
  • Oxidation behavior is impaired.
  • the positive effects of Zr and V can be used in particular if in each case at least 0.02% by weight Zr or V are present in the steel.
  • Molybdenum may optionally be added to the steel of a flat steel product of the present invention to improve tensile strength and creep resistance and high temperature fatigue strength. Mo can additionally contribute to a fine microstructure by forming fine carbides and complex borides. These positive effects are achieved when the Mo content is at least 0.2 wt .-%. However, too high Mo content lead to a deterioration of the warm and
  • the Mo content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 1% by weight, in particular at most 0.7% by weight.
  • Nickel may optionally be present in the flat steel product of the present invention in amounts of up to 2% by weight to improve its strength and toughness, as well as to improve its corrosion resistance. At Ni contents of more than 2% by weight, no significant increase in these effects occurs any more.
  • the positive effects of Ni can be used in particular if at least 0.2% by weight, in particular at least 1% by weight, of Ni are present in the steel.
  • Copper may also optionally be present in the steel of the present invention to improve corrosion resistance. For this purpose, up to 3% by weight of Cu, in particular up to 1% by weight of Cu, can be added to the steel. At higher Cu contents, on the other hand, the hot workability, the weldability and the recyclability of a flat steel product according to the invention deteriorate.
  • the positive effects of Cu can be used especially when at least 0.2 wt .-% Cu are present in the steel.
  • Calcium may be added to the steel during steelmaking to bind S and prevent clogging during casting of the steel. Optimal effects are here in inventive
  • Rare earth metals "SEM” may be added to the steel of the invention in amounts of up to 0.2% by weight, especially up to 0.05% by weight, to improve oxidation resistance. This effect is achieved in particular if at least 0.001 wt .-% SEM are present in the steel.
  • the N content should be kept as low as possible.
  • the content of N to at most 0.1 wt .-%, in particular max. 0.03 wt%, the formation of disadvantageous Al nitrides can be reduced to a minimum, which is the
  • Cobalt may optionally be present in the steel of the present invention at levels of up to 1% by weight to increase its hot strength. This effect is achieved in particular if at least 0.2% by weight of Co is present in the steel.
  • the proportion of TiB 2 in the microstructure of a flat steel product according to the invention is 0.3 to 5% by volume.
  • the presence of such amounts of TiB 2 causes a ductilization of the Fe ⁇ Al matrix as a result of a significantly increased dislocation density in the vicinity of the TiB 2 particles and the
  • TiB 2 in the microstructure is required, and they are particularly safe when the content of TiB 2 in the microstructure of the steel according to the invention is at least 0.5% by volume, in particular
  • Harmful effects of too high Ti boride contents can be reliably prevented by the TiB 2 content in the structure of the flat steel product according to the invention to max. 3 vol .-%, is limited.
  • the Geyoggematrix to at most 500 ⁇ , in particular max. 100 pm, will have good strength and ductility at room temperature as well as good strength at high
  • the average particle size of the Fe ß Al of the matrix should be 20 - 100 pm in order to ensure sufficient ductility and good creep resistance of the steel at room temperature, wherein in practice average particle sizes of 50 pm have been found to be particularly advantageous.
  • the flat steel product according to the invention can be further optimized by virtue of the fact that at least 70% of the TiB 2 precipitates in the Microstructure matrix having a mean particle diameter of 0.5 to 10 ⁇ m, in particular 0.7 to 3 ⁇ m.
  • the matrix of a flat steel product according to the invention consists of at least 80 vol .-% of the intermetallic phase Fe ß AI, wherein it is desirable that the matrix as completely as possible, optimally up to 100 vol .-%, consists of FesAI.
  • the structural matrix can also contain optional amounts on the solid solution Fe (AI) or on the intermetallic phase FeAl. High contents of at least 80% by volume of Fe 3 Al are required for adjusting the high corrosion resistance, heat resistance, hardness and wear resistance.
  • step b) melted molten steel according to the invention and cast in step b) to a precursor in the form of a slab, thin slab or a cast strip.
  • the operational melting of a high-alloy steel of the type according to the invention via the electric furnace route due to their suitability for liquefaction of high amounts of alloy is better suited than the classic blast furnace converter route of an integrated steelworks.
  • melt can be cast in conventional continuous casting. If this proves to be problematical at very high Al contents, it is possible to use a casting process close to the final dimensions, such as processes in which the melt is processed into thin slabs, which are processed without interruption after casting into hot strip (cast roll process), or to cast strip, the also immediately afterwards one
  • the respective precursor is brought to the preheating temperature of 1200 - 1300 ° C. This can be done in one separate heating process or by holding at the relevant temperature from the casting heat. If a separate heating is carried out, it should extend over a period of 15-1500 minutes to ensure homogeneous heating. Too low
  • a suitable hot rolling start temperature ensures the formability, especially in the last stitches and thus avoids high loads on the rolls.
  • a hot rolling starting temperature in the range of 1000 ° to 1200 ° C., in particular 1100 ° to 1170 ° C., which is prescribed according to the invention, the risk of roller damage as a result of excessive rolling forces can therefore also be prevented. Too high
  • hot rolling start temperature would lead to a too low for hot rolling strength of the material. This can lead to unwanted deformations during processing and sticking of the rolling stock to the rollers.
  • the hot rolling end temperature must be at least 850 ° C. in order to avoid excessive roll forces and to be able to achieve high degrees of deformation. Even with lower hot rolling temperatures, the required flatness of the hot strip could not be guaranteed with the necessary safety from an operational point of view.
  • the hot strip is reeled in step d) at a reel temperature which is between room temperature and 750 ° C.
  • cooling media particularly suitable here are water or aqueous solutions with which a homogeneous cooling over the
  • Reel temperatures of at least 400 ° C, in particular at least 450 ° C, have proven particularly useful with regard to practical application, the upper limit of the reel temperature range being limited to at most 700 ° C, especially at most 550 ° C can cause excessive scale formation on the hot strip too
  • the hot strip obtained after hot rolling has an elongation at break of 2-4% in the tensile test.
  • an optional annealing of the hot strip at a annealing temperature of 200-1000 ° C. over an annealing time of 1 to 200 h may be carried out after the reeling. This serves to increase the ductility at room temperature.
  • a bell annealing process with a tip temperature above 650 ° C is suitable. lower
  • Annealing temperatures or holding times show no effect, whereas higher annealing temperatures or holding times lead to ductility loss
  • Grain coarsening due to a coarsening of the Ti boride particles and the Fe3AI matrix can lead.
  • the hot strip according to the invention can also be subjected to a pickling treatment with common media, wherein the pickling time is to be chosen so that even on the hot strip itself
  • a flat steel product alloyed according to the invention therefore has high yield strengths and tensile strengths. At the same time its density is greatly reduced compared to conventional steels of the same strength class.
  • the typical density of steels of the invention is in the range of 6.2 to 6.7 g / cm 3 and is on average typically 6.4 g / cm 3 . This results in a high strength / density ratio compared to other heat-resistant materials.
  • Typical hot yield strengths of flat steel products according to the invention are at 650 ° C. with about 130-170 MPa in the range of conventional ferritic Cr steels, such as those under material number 1.4512
  • flat steel products produced and obtained in accordance with the invention are particularly suitable for the production of, in particular, heat-resistant components for plant engineering (e.g.
  • Heavy plate for gas turbines, for offshore installations and in particular for heat-resistant components for the automotive industry, in particular here
  • the heated blooms are starting from a
  • Hot rolling start temperature WST were each hot rolled in a conventional manner at a hot rolling end temperature WET to hot strip with a thickness of 3 mm.
  • the resulting hot strips are based on the respective
  • Hot rolling end temperature WET was cooled to the respective reel temperature HT and wound at this temperature into a coil.
  • the mechanical properties were determined in the tensile test according to DIN EN 10002, whereas the brittle-ductile transition temperature in the Point bending test has been determined.
  • the Vickers HV5 hardness typically varies between 335 and 370 in flat steel products according to the invention.
  • the hot yield strength ⁇ 0.2 (measured transversely to the rolling direction according to DIN EN 10002) at 650 ° C. is typically 120 ⁇ 170 MPa.

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Abstract

Die Erfindung stellt ein zuverlässig herstellbares Stahlflachprodukt auf Basis einer Fe3AI-Legierung und ein Verfahren zur Verfügung, das die Herstellung von derartigen Stahlflachprodukten erlaubt. Hierzu ist das Stahlflachprodukt aus einem Stahl hergestellt, der aus (in Gew.-%) AI: 12-20 %, Ti: 0,2-2 %, B: 0,1-0,6 %, sowie jeweils optional mindestens eines Elements aus der Gruppe "Cr, C, Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, SEM, Co" in folgenden Gehalten: N: ≤ 0,1 % Cr: ≤ 7 %, C: ≤ 0,15 %, Mn: ≤ 2 % Si: 0,05-5 % Nb, Ta, W : in Summe ≤ 0,2 %, Zr: ≤ 1 %, V: ≤ 1 %, Mo: ≤ 1 %, Ni: ≤ 2 %, Cu: ≤ 3 %, Ca: ≤ 0,015 %, SEM: ≤ 0,2 %, Co: ≤ 1 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei den Verunreinigungen ≤ 0,03 % S und ≤ 0,1 % P zuzurechnen sind. Dabei gilt für den Ti-Gehalt % Ti und den B-Gehalt % B des Stahls 0,33 ≤ %Ti/%B ≤ 3,75. Gleichzeitig besteht das Gefüge des Stahlflachprodukts zu 0,3-5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen, die in eine Gefügematrix mit mindestens 80 Vol.-% Fe3AI eingebettet sind. Das erfindungsgemäße Verfahren sieht vor, eine Stahlschmelze mit der genannten Zusammensetzung zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands zu vergießen, dieses Vorprodukt von 1000-1300 °C und einer Warmwalzendtemperatur von mindestens 850 °C zu einem warmgewalzten Band warmzuwalzen und das erhaltene Warmband schließlich bei einer zwischen der Raumtemperatur und 750 °C liegenden Haspeltemperatur zu haspeln.

Description

Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt auf Fe-Al-Ti-B-Basis und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Gehalten an bestimmten Elementen in einer Legierung gemacht werden, so beziehen sich diese Gehaltsangaben immer auf das Gewicht ("Gew.-%") bzw. die Masse ("Masse-%") der jeweils betrachteten Legierung, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Angaben zu Gefügeanteilen beziehen sich dagegen stets auf das vom jeweiligen Gefüge eingenommene Volumen ("Vol.-%"), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Wenn im vorliegenden Text von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, so sind damit Walzprodukte gemeint, die als Band, Blech oder daraus gewonnenen Zuschnitten und Platinen vorliegen. Insbesondere handelt es sich bei den erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten um Grobblech mit typischen Blechdicken von 6 - 200mm oder warmgewalztes Band oder Band mit typischen Blechdicken von 1 ,5 - 6 mm.
Stähle der hier in Rede stehenden Art zeichnen sich durch in einer FesAI- Matrix eingebettete TiB2-Ausscheidungen aus. In Folge dieser Besonderheit weisen derartige Stähle eine geringe Dichte und damit einhergehend ein geringes Gewicht auf. Diesen für viele Anwendungen interessanten
Eigenschaften steht bei bekannten Werkstoffen der hier in Rede stehenden Art eine hohe Sprödigkeit bis zu hohen Temperaturen und eine unzureichende Festigkeit bei Temperaturen oberhalb von 500 °C
gegenüber.
Das grundsätzliche Potenzial von Werkstoffen auf Basis der
intermetallischen Phasen FesAI und FeAl wurde bereits vor rund 100 Jahren erkannt. Seitdem hat es immer wieder Versuche gegeben, insbesondere Werkstoffe auf Basis der Phase Fe3AI zu entwickeln. Allerdings ist es bisher nicht gelungen, Band- und Blechprodukte aus diesen Werkstoffen
herzustellen.
Ein typisches Beispiel für derartige Versuche ist in der EP 0 695 81 A1 beschrieben. Die dort vorgestellte hitzebeständige Eisenbasislegierung soll nach der allgemeinen Formel FexAlyCz zusammengesetzt sein, wobei (jeweils in Atom-%) für die Variable y gelten soll 1 % < y .s 28 % und für die Variable z gelten soll ^ 24 %, wogegen die Variable x anhand eines
Diagramms in Abhängigkeit vom jeweiligen C- und AI-Gehalt des Stahls ermittelt werden soll. Am Rande ist dabei erwähnt, dass der Stahl mehr als vierzig weitere Bestandteile, darunter auch TiB2, enthalten kann, wobei als Gehalt für jeden dieser Bestandteile ein Bereich von 0,1 - 2 Atom-% vorgesehen ist. Wie sich solcherart beschaffene Stähle zu
Stahlflachprodukten verarbeiten lassen, wird dabei offen gelassen.
Andere Forschungen hatten die Herstellung von Fe3AI-Gusslegierungen auf Basis von borid-verstärkten Legierungen zum Ziel. Über die Ergebnisse dieser Arbeiten ist in den Artikeln "Microstructure and mechanical properties of FesAI-based alloys with strengthening boride precipitates" von Krein, R., et al. in Intermetallics, 2007. 15(9): p. 1172 - 1182, und "The influence of Cr and B additions on the mechanical properties and oxidation behaviour of L2i-ordered Fe-AI-Ti-based alloys at high temperatures" von Krein, R. und M. Palm in Acta mater., 2008.56(10): p. 2400 - 2405., "L2 ordered Fe-Al-Ti alloys" von Krein, R., et al. in Intermetallics, 2010. 18: p. 1360 - 1364 berichtet worden. Demnach lassen sich auf der Basis des Systems Fe-Al-Ti- B feinkörnige Legierungen herstellen, deren Gefüge aus einer FesAI Matrix mit sehr kleinen Boriden (< 1 pm) entlang der Korngrenzen besteht. Die Zusammensetzungen der Legierungen werden so gewählt, dass sich die Fe3AI Phase primär ausscheidet, wogegen die Boride im (Rest- )Eutektikum ausgeschieden werden. Die Boride bewirken so eine Steigerung der
Festigkeit, eine Verbesserung der Duktilität und eine Fixierung der
Korngröße der Fe3AI-Matrix.
Beispielsweise aus Li, X., P. Prokopcakova und M. Palm "Microstructure and mechanical properties of Fe-Al- Ti-B alloys with additions of Mo and W", Mat. Sei. Eng., 2014, A 611 : p. 234 - 241 , ist es bekannt, dass sich auch Fe-Al-Ti- B-Gusslegierungen durch Zugabe weiterer Elemente modifizieren lassen. Hierbei kommen insbesondere Elemente in Betracht, durch die die DO3/B2- Übergangstemperatur erhöht wird. Zudem fördert Mo die Bildug von
Komplexboriden, so dass kein TiB2 mehr gebildet wird.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik ergab sich die Aufgabe, ein Stahlflachprodukt auf Basis einer FeßAI- Legierung und ein Verfahren zu nennen, die eine zuverlässige Herstellung von derartigen Stahlflachprodukten erlauben.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe durch ein gemäß Anspruch 1 beschaffenes Stahlflachprodukt gelöst.
Für die zuverlässige Herstellung solcher Stahlflachprodukte schlägt die Erfindung das in Anspruch 11 angegebene Verfahren vor.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden wie der allgemeine Erfindungsgedanke nachfolgend im Einzelnen erläutert. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich demnach dadurch aus, dass es aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%)
AI: 12 - 20 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,1 - 0,6 %,
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe "Cr, C, Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
N: bis zu 0,1 %,
Cr: bis zu 7 %,
C: bis zu 0,15 %,
Mn: bis zu 2 %
Si: 0,05 - 5 %
Nb, Ta, W: in Summe bis zu 0,2 %
Zr: bis zu 1 %
V: bis zu 1 %
Mo: bis zu 1 %
Ni: bis zu 2 %
Cu: bis zu 3 %
Ca: bis zu 0,015 %
Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %
Co: bis zu 1 %
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei den
unvermeidbaren Verunreinigungen S-Gehalte von bis zu 0,03 Gew.-% und P- Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% zuzurechnen sind, besteht.
Dabei ist für die Erfindung entscheidend, dass für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem B-Gehalt %B des Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%B gilt 0,33 < %ΤΊ / %B < 3,75 und das Gefüge des Stahls bzw. des daraus bestehenden Stahlflachprodukts zu 0,3 - 5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht, die in eine zu mindestens 80 Vol.-% aus Fe3AI bestehende Gefügematrix eingebettet sind.
Die borid-verstärkte FeßAI-Legierung, aus der ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt besteht, weist schon aufgrund ihrer speziellen
Zusammensetzung eine Festigkeit oberhalb von 500 °C und eine Duktilität auf, die gegenüber konventionellen, aus dem Stand der Technik bekannten Legierungen dieser Art deutlich verbessert ist. Gleichzeitig werden
erfindungsgemäß die Parameter der Erzeugung des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts aus einem derart zusammengesetzten Stahl so
eingestellt, dass eine Gefügeoptimierung erreicht ist, durch die die
Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weiter optimiert sind.
Hierzu umfasst das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäß ausgebildeten Stahlflachprodukts folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%)
AI: 12 - 20 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,1 - 0,6 %,
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe "Cr, C, Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
N: bis zu 0,1 %,
Cr: bis zu 7 %,
C: bis zu 0,15 %,
Mn: bis zu 2 % Si: 0,05 - 5 %
Nb, Ta, W: in Summe bis zu 0,2 %
Zr: bis zu 1 %
V: bis zu 1 %
Mo: bis zu 1 %
Ni: bis zu 2 %
Cu: bis zu 3 %
Ca: bis zu 0,015 %
Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %
Co: bis zu 1 %
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, wobei den unvermeidbaren Verunreinigungen S-Gehalte von bis zu 0,03 Gew.-% und P-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% zuzurechnen sind, und wobei für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem B-Gehalt %B des Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%B gilt
0,33 < %Ti/%B < 3,75; b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands; c) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Warmband, wobei das Vorprodukt beim Start des Warmwalzens eine
Warmwalzstarttemperatur von 1000 - 1300 °C aufweist und die
Warmwalzendtemperatur mindestens 850 °C beträgt; d) Haspeln des Warmbands bei einer zwischen der Raumtemperatur und 750 °C liegenden Haspeltemperatur.
Aluminium ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 12 - 20 Gew.-% enthalten. Bei AI-Gehalten von mindestens 12 Gew.-%, insbesondere mehr als 12 Gew.-%, bildet sich die intermetallische Eisenaluminidphase FeßAI, die den Hauptbestandteil des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts darstellt. Die hohen AI-Gehalte führen dabei zu einer verminderten Dichte, einem damit einhergehend vermindertem Gewicht, einer hohen Korrosions- und
Oxidationsbeständigkeit, sowie zu einer hohen Zugfestigkeit. Jedoch würden zu hohe AI-Gehalte die Kaltumform barkeit von erfindungsgemäßen Stählen erschweren. Auch ergeben zu hohe AI-Gehalte eine verschlechterte
Schweißeignung durch Ausbildung einer stabilen Schweißschlacke beim Schweißvorgang, und einen erhöhten elektrischen Widerstand beim
Widerstandsschweißen. Aus diesen Gründen ist der AI-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 20 Gew.-%, insbesondere auf bis zu 16 Gew.-%, beschränkt.
Ti und B bilden im erfindungsgemäßen Stahl Titanboride, die ein feines Gefüge, eine erhöhte Streckgrenze, eine höhere Duktilität, ein höheres E-Modul und eine erhöhte Verschleißfestigkeit bewirken. Damit diese Effekte erzielt werden, sind ein Ti-Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,4 Gew.-%, und ein B-Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,15 Gew.-%, erforderlich.
Dabei ist für die Erfindung wesentlich, dass der Ti-Gehalt %Ti so auf den B- Gehalt %B des Stahls abgestimmt ist, dass das Verhältnis %Ti / %B, also der Quotient aus dem Ti-Gehalt %Ti als Dividend und dem B-Gehalt %B als Divisor, 0,33 bis 3,75, insbesondere insbesondere 0,5 - 3,75 oder 1 ,0 bis 3,75, beträgt. Indem das Verhältnis %Ti/%B mindestens 0,33 beträgt, wird die Gefahr der Bildung von FeB vermindert. Die niedrigschmelzende Phase FeB könnte andernfalls zu Rissen beim Warmwalzen und zu
Duktilitätsverlust (Senkung der Bruchdehnung) führen. Besonders sicher lässt sich dies vermeiden, wenn das Verhältnis %Ti / %B 0,5 - 3,75, insbesondere 1 ,0 - 3,75, beträgt. Die Anwesenheit von Ti im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kann zudem die Oxidationsbeständigkeit und die Warmfestigkeit verbessern. Zu hohe Gehalte an Ti-Boriden würden allerdings zu starken Verfestigungen führen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt kaltverformt wird. Daher sind die Obergrenze des Ti-Gehalts auf 2 Gew.-%, insbesondere höchstens 1 ,5 Gew.-% oder 1 ,1 Gew.-%, und die Obergrenze des B-Gehalts auf 0,60 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,4 Gew.-%, beschränkt.
Chrom kann im erfindungsgemäßen Stahl optional in Gehalten von bis zu 7 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,3 Gew.-% oder mindestens 0,5 Gew.-% oder mindestens 1 ,0 Gew.-%, vorhanden sein, um die Spröd-Duktil- Übergangstemperatur abzusenken und die Duktilität insgesamt zu
verbessern. Auch wird durch die Anwesenheit von Cr der Widerstand des Stahls gegen Nieder- und Hochtemperaturkorrosion erhöht und die
Oxidationsbeständigkeit verbessert. Bei Gehalten von mehr als 7 Gew.-% kommt es zu keiner Steigerung dieser Effekte, wobei sich unter Abwägung des Kosten/Nutzens Cr-Gehalte von bis zu 5 Gew.-% als besonders effektiv herausgestellt haben, wobei sich in der Praxis auch Gehalte von bis zu 3 Gew.-% als ausreichend herausgestellt haben, um die durch die Zugabe von Cr bewirkten Verbesserungen eines erfindungsgemäßen Stahls zu bewirken.
Kohlenstoff neigt in Kombination mit hohen AI-Gehalten zur Bildung von versprödenden Phasen (Kappa-Karbiden), durch die die Warm- und
Kaltformbarkeit vermindert wird. Dies würde insbesondere dann gelten, wenn die C-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mehr als 0,15 Gew.-% betragen würden. Erfindungsgemäß werden daher möglichst geringe C-Gehalte angestrebt. Allerdings gelang C als unvermeidbare Verunreinigung herstellungsbedingt in den Stahl, so dass in der Praxis mit Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,01 Gew.-%, gerechnet werden muss. In praktischen Versuchen hat sich zudem herausgestellt, dass C-Gehalte von bis zu 0,05 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,03 Gew.-%, nur zu vergleichbar geringen Beeinträchtigungen des Stahls führen, also solche also noch akzeptabel sind.
Durch die optionale Zugabe von Mangan in Gehalten von bis zu 1 Gew.-% kann ebenfalls die Spröd-Duktil-Übergangstemperatur abgesenkt werden. Mn gelangt im Zuge der Stahlerzeugung auch als herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigung in den Stahl, wenn Mn zur Desoxidation eingesetzt wird. Dabei trägt Mn zur Erhöhung der Festigkeit bei, kann aber die Korrosionsbeständigkeit verschlechtern. Dies wird verhindert, indem der erfindungsgemäße maximale Mn-Gehalt auf 2 Gew.-%, insbesondere max. 1 Gew.-% oder max. 0,3 Gew.-%, beschränkt ist.
Silizium kann bei der Stahlerzeugung als Desoxidationsmittel in den Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gelangen, kann dem Stahl aber auch in Gehalten von bis zu 5 Gew.-%, insbesondere bis zu 2 Gew.-%, gezielt zugegeben werden, um die Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu optimieren, wobei zu hohe Si-Gehalte zu sprödem Werkstoffverhalten führen können. Der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt dazu typischerweise mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%.
Phosphor und Schwefel sind den zwar unerwünschten, aber
herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen eines
erfindungsgemäßen Stahls zuzurechnen. Die Gehalte an P und S sind daher so gering zu halten, dass schädliche Wirkungen vermieden werden. Hierzu ist der P-Gehalt auf höchstens 0,1 Gew.-% und der S-Gehalt auf höchstens 0,03 Gew.-% zu beschränken, wobei S-Gehalte von höchstens 0,01 Gew.-% oder P-Gehalte von max. 0,05 Gew.-% sich als besonders vorteilhaft herausgestellt haben.
Die optional vorhandenen Elemente Niob, Tantal, Wolfram, Zirkon und Vanadium bilden mit C im erfindungsgemäßen Stahl zwar festigkeitssteigernde Karbide und können zur Verbesserung der
Warmfestigkeit beitragen, jedoch verschlechtern sie bei zu hohen Gehalten die Kaltformbarkeit und Schweißeignung. Letzteres gilt insbesondere für Nb, Ta und W, die deshalb in Gehalten von in Summe von höchstens 0,2 Gew.- %, insbesondere höchstens bis zu 0,1 Gew.-%, im erfindungsgemäßen Stahl zugelassen sind. Der Zr- und V-Gehalt sind im erfindungsgemäßen Stahl auf bis zu 1 Gew.-% beschränkt, wobei Zr-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% und V-Gehalte von bis zu 0,5 Gew.-% sich als besonders günstig
herausgestellt haben. Bei zu hohen Gehalten verschlechtert Zr das
Korrosionsverhalten, wogegen durch zu hohe Gehalte an V das
Oxidationsverhalten beeinträchtigt wird. Die positiven Effekte von Zr und V lassen sich insbesondere dann nutzen, wenn jeweils mindestens 0,02 Gew.- % Zr oder V im Stahl vorhanden sind.
Molybdän kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts optional zugegeben werden, um die Zugfestigkeit sowie Kriechbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit bei hohen Temperaturen zu verbessern. Dabei kann Mo zusätzlich durch Bildung feiner Karbide und Komplexboride zu einem feinem Gefüge beitragen. Diese positiven Effekte werden erreicht, wenn der Mo-Gehalt mindestens 0,2 Gew.-% beträgt. Allerdings führen zu hohe Mo-Gehalt zu einer Verschlechterung der Warm- und
Kaltumformbarkeit. Daher ist der Mo-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf maximal 1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,7 Gew.-%, beschränkt.
Nickel kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von bis zu 2 Gew.-% optional vorhanden sein, um dessen Festigkeit und Zähigkeit zu verbessern sowie seine Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Bei Ni- Gehalten von mehr als 2 Gew.-% tritt keine wesentliche Steigerung dieser Effekte mehr ein. Die positiven Effekte von Ni lassen sich insbesondere dann nutzen, wenn mindestens 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 1 Gew.-%, Ni im Stahl vorhanden sind. Kupfer kann im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls optional vorhanden sein, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Hierzu können dem Stahl bis zu 3 Gew.-% Cu, insbesondere bis zu 1 Gew.-% Cu, zugegeben werden. Bei höheren Cu-Gehalten kommt es dagegen zu einer Verschlechterung der Warmumformbarkeit, der Schweißbarkeit und der Recyclingfähigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Die positiven Effekte von Cu lassen sich insbesondere dann nutzen, wenn mindestens 0,2 Gew.-% Cu im Stahl vorhanden sind.
Kalzium kann bei der Stahlerzeugung dem Stahl zugegeben werden, um S zu binden und Cloggingeffekte beim Vergießen des Stahls zu vermeiden. Optimale Effekte werden hier bei erfindungsgemäßen
Stahlzusammensetzungen erreicht, wenn der Ca-Gehalt bis zu 0,015 Gew.- % , insbesondere höchstens 0,01 Gew.-%, beträgt, wobei Ca betriebssicher nutzbar ist, wenn mindestens 0,001 Gew.-% Ca im Stahl vorhanden sind.
Seltenerdmetalle "SEM" können dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von bis zu 0,2 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,05 Gew.-%, zugegeben werden, um die Oxidationsbeständigkeit zu verbessern. Dieser Effekt wird insbesondere dann erreicht, wenn mindestens 0,001 Gew.-% SEM im Stahl vorhanden sind.
Stickstoff ist im erfindungsgemäßen Stahl allenfalls als unerwünschte, in der Regel jedoch herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigung
vorhanden. Um schädliche Einflüsse zu vermeiden, ist der N-Gehalt jedoch so gering wie möglich zu halten. Indem der Gehalt an N auf höchstens 0,1 Gew.-% , insbesondere max. 0,03 Gew.-%, beschränkt ist, kann die Bildung nachteiliger AI-Nitride auf ein Minimum reduziert werden, die die
mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit verschlechtern könnten. Kobalt kann im erfindungsgemäßen Stahl optional in Gehalten von bis zu 1 Gew.-% vorhanden sein, um dessen Warmfestigkeit zu erhöhen. Dieser Effekt wird insbesondere dann erreicht, wenn mindestens 0,2 Gew.-% Co im Stahl vorhanden sind.
Der Anteil an TiB2 im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0,3 - 5 Vol.-%. Durch die Anwesenheit solcher Mengen an TiB2 wird eine Duktilisierung der FeßAI-Matrix als Folge einer in der Umgebung der TiB2-Partikel deutlich erhöhten Versetzungsdichte bewirkt und die
Rekristallisation des Gefüges gefördert. Gleichzeitig wird eine
Kornvergröberung durch Korngrenzenpinning verhindert. Um diese Effekte zu erzielen, sind mindestens 0,3 Vol.-% TiB2 im Gefüge erforderlich, wobei sie sich besonders sicher einstellen, wenn der Gehalt an TiB2 im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,5 Vol.-%, insbesondere
mindestens 0,8 Vol.-%, beträgt. Schädliche Wirkungen von zu hohen Ti- Borid-Gehalten können dadurch sicher verhindert werden, dass der TiB2- Gehalt im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf max. 3 Vol.-%, beschränkt wird.
Indem die Korngröße des Fe3AI der Gefügematrix auf höchstens 500 μητι, insbesondere max. 100 pm, beschränkt wird, wird eine gute Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur sowie eine gute Festigkeit bei hoher
Temperatur erzielt. Optimalerweise sollte die mittlere Korngröße der FeßAI der Gefügematrix 20 - 100 pm betragen, um bei Raumtemperatur eine ausreichende Duktilität und einen guten Kriechwiderstand des Stahls zu gewährleisten, wobei sich in der Praxis mittlere Korngrößen von 50 pm als besonders vorteilhaft herausgestellt haben.
Die Wirkung der TiB2-Ausscheidungen in der Gefügematrix des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann dadurch weiter optimiert werden, dass mindestens 70 % der TiB2-Ausscheidungen in der Gefügematrix mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 - 10 μητι, insbesondere 0,7 - 3 m, vorliegen.
Die Gefügematrix eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht zu mindestens 80 Vol.-% aus der intermetallischen Phase FeßAI, wobei hier angestrebt wird, dass die Matrix möglichst vollständig, optimaler Weise bis zu 100 Vol.-%, aus FesAI besteht. Neben FeßAI kann die Gefügematrix jedoch auch fakultative Gehalte am Mischkristall Fe(AI) oder an der intermetallischen Phase FeAl enthalten. Hohe Gehalte von mindestens 80 Vol.-% Fe3AI sind zur Einstellung der hohen Korrosionsbeständigkeit, Warmfestigkeit, Härte und Verschleißbeständigkeit erforderlich.
Zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird im
Arbeitsschritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens eine in der
voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahlschmelze erschmolzen und im Arbeitsschritt b) zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands vergossen. Grundsätzlich ist die betriebliche Schmelzerzeugung eines hochlegierten Stahls der erfindungsgemäßen Art über die Elektroofenroute in Folge deren Eignung zur Verflüssigung hoher Legierungsmengen besser geeignet als über die klassische Hochofen-Konverterroute eines integrierten Hüttenwerkes. Die Verwendung eines geeigneten Gießpulvers
vorausgesetzt, kann die Schmelze im konventionellen Strangguss vergossen werden. Erweist sich dies bei sehr hohen AI-Gehalten als problematisch, so kann auf ein endabmessungsnahes Gießverfahren, wie Verfahren, bei denen die Schmelze zu Dünnbrammen, die unterbrechungsfrei im Anschluss an das Gießen zu Warmband verarbeitet werden (Gießwalzverfahren), oder zu gegossenem Band, das ebenfalls unmittelbar anschließend einem
Warmwalzvorgang unterzogen wird, ausgewichen werden.
Für das Warmwalzen (Arbeitsschritt c)) wird das jeweilige Vorprodukt auf die Vorwärmtemperatur von 1200 - 1300 °C gebracht. Dies kann in einem gesonderten Erwärmungsprozess oder durch Halten bei der betreffenden Temperatur aus der Gießhitze erfolgen. Wird eine separate Erwärmung durchgeführt, sollte sie sich über eine Dauer von 15 - 1500 min erstrecken, um eine homogene Durcherwärmung zu sichern. Bei zu geringer
Temperatur oder Haltezeit wird dies aufgrund der geringen
Wärmeleitfähigkeit des Stahls nicht mit der erforderlichen Sicherheit erreicht, wodurch es zur Entstehung von Rissen im Warmband kommen kann. Eine geeignete Warmwalzstarttemperatur gewährleistet die Umformbarkeit besonders in den letzten Stichen und vermeidet so hohe Belastungen der Walzen. Indem eine im erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich von 1000 - 1200 °C, insbesondere 1100 - 1170 °C, liegende Warmwalzstarttemperatur gewählt wird, kann daher auch der Gefahr eines Walzenschadens in Folge von zu hohen Walzkräften vorgebeugt werden. Eine zu hohe
Warmwalzstarttemperatur würde allerdings zu einer für das Warmwalzen zu geringen Festigkeit des Materials führen. Hierdurch kann es zu ungewollten Verformungen bei der Verarbeitung und zum Ankleben des Walzguts an den Walzen kommen. Die Warmwalzendtemperatur muss erfindungsgemäß mindestens 850 °C betragen, um zu hohe Walzenkräfte zu vermeiden und hohe Umformgrade erzielen zu können. Auch könnte bei noch niedrigeren Warmwalzendtemperaturen die erforderliche Planlage des Warmbands nicht mit der aus betrieblicher Sicht notwendigen Sicherheit gewährleistet werden.
Nach dem Warmwalzen wird das Warmband im Arbeitsschritt d) bei einer Haspeltemperatur gehaspelt, die zwischen der Raumtemperatur und 750 °C liegt. Als Abkühlmedien besonders geeignet sind hier Wasser oder wässrige Lösungen , mit denen sich eine homogene Abkühlung über den
Bandquerschnitt gewährleisten lässt.
Haspeltemperaturen von mindestens 400 °C, insbesondere mindestens 450 °C, haben sich im Hinblick auf die praktische Anwendung besonders bewährt, wobei die Obergrenze des Bereichs der Haspeltemperatur auf höchstens 700 °C, insbesondere höchstens 550 °C, beschränkt werden kann, um eine übermäßige Zunderbildung auf dem Warmband zu
vermeiden.
Das nach dem Warmwalzen erhaltene Warmband weist im Zugversuch eine Bruchdehnung von 2 - 4 % auf. Um diese Eigenschaft zu verbessern, kann nach dem Haspeln optional ein Glühen des Warmbands bei einer 200 - 1000 °C betragenden Glühtemperatur über eine Glühdauer von 1 - 200 h durchgeführt werden. Diese dient der Erhöhung der Verformbarkeit bei Raumtemperatur. Für die Warmbandglühung ist hier ein Haubenglühprozess mit Spitzentemperatur oberhalb von 650 °C geeignet. Geringere
Glühtemperaturen bzw. Haltezeiten zeigen keinen Effekt, wogegen höhere Glühtemperaturen bzw. Haltezeiten zu Duktilitatsverlust durch
Kornvergröberung in Folge einer Vergröberung der Ti-Borid-Partikel und der Fe3AI-Matrix führen können.
Optional kann das erfindungsgemäß erhaltene Warmband auch noch einer Beizbehandlung mit gängigen Medien unterzogen werden, wobei die Beizzeit so zu wählen ist, dass auch die auf dem Warmband sich
einstellenden stabilen AI-Oxide beseitigt werden.
Bei einem erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukt sind in der intermetallischen Matrix aus Fe3AI in Folge der hohen Ti- und B-Gehalte des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, verstärkt TiB2-Partikel eingelagert. Ein erfindungsgemäß legiertes Stahlflachprodukt weist daher hohe Streckgrenzen und Zugfestigkeiten auf. Gleichzeitig ist seine Dichte gegenüber konventionellen Stählen gleicher Festigkeitsklasse stark verringert. Die typische Dichte von erfindungsgemäßen Stählen liegt im Bereich von 6,2 - 6,7 g/cm3und beträgt im Mittel typischerweise 6,4 g/cm3. Dies ergibt eine hohe Festigkeits-/Dichte-Relation im Vergleich zu anderen warmfesten Werkstoffen. Durch die erfindungsgemäße Wahl der Walzparameter kann der BDTT-Wert (Spröd-Duktil-Übergang) auf überraschend niedrige Temperaturen von ca. 75 - 100 °C abgesenkt werden.
Oberhalb dieser Temperatur nimmt die Bruchdehnung mit zunehmender Temperatur zu und erreicht extrem hohe Werte bei 650 °C. Aufgrund der mit einem Temperaturanstieg zunehmenden Verformungsfähigkeit ist eine Bauteilherstellung mit vorgewärmten Blechen oder eine klassische
Warmumformung durchführbar.
Typische Warmstreckgrenzen von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten liegen bei 650 °C mit ca. 130 - 170 MPa im Bereich konventioneller ferritischer Cr-Stähle, wie dem unter der Werkstoffnummer 1.4512
(Warmstreckgrenze ca. 70 MPa) genormten Stahl und dem auf hohe
Warmfestigkeit ausgelegten, unter der Werkstoffnummer 1.4509
(Warmstreckgrenze ca. 150 MPa) genormten Stahl. Bei Temperaturen von mindestens 700 °C liegt die Zugfestigkeit von erfindungsgemäßem
Stahlflachprodukt immer noch regelmäßig bei mindestens 100 MPa.
Erfindungsgemäß erzeugte und beschaffene Stahlflachprodukte eignen sich aufgrund ihrer Eigenschaftsprofile insbesondere für die Herstellung von insbesondere warmfesten Komponenten für den Anlagenbau (z.B.
Grobblech), für Gasturbinen, für Offshore-An lagen und für insbesondere warmfeste Komponenten für den Automobilbau, hier insbesondere
Abgasanlagen oder Turboladergehäuse (Warmband). Weitere bevorzugte Verwendungen sind im Niedrigtemperaturbereich denkbar (z.B.
Biogasanlagen, Bremsscheiben, Fahrzeugunterböden).
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Es wurden je 60 kg der in Tabelle 1 angegebenen Legierungen A - F in einem Vakuuminduktionsofen unter Argon erschmolzen in Kokillen der Abmessung 250 x 150 x 500 mm abgegossen. Nach dem Erstarren sind die erhaltenen Gussblöcke nach einem Vorwärmen auf 1200 °C auf einem Duo- Reversiergerüst auf 45 mm heruntergewalzt und in jeweils sechs Vorblöcke mit einer Höhe von 40 mm zerteilt. Die erhaltenen Vorblöcke sind über eine Vorwärmdauer von jeweils 80 min auf eine Vorwärmtemperatur von 1200 °C durcherwärmt worden.
Die erwärmten Vorblöcke sind ausgehend von einer
Warmwalzstarttemperatur WST jeweils in konventioneller Weise bei einer Warmwalzendtemperatur WET zu Warmband mit einer Dicke von 3 mm warmgewalzt worden.
Die erhaltenen Warmbänder sindausgehend von der jeweiligen
Warmwalzendtemperatur WET auf die jeweilige Haspeltemperatur HT abgekühlt und bei dieser Temperatur zu einem Coil gewickelt worden.
Die Parameter WST, WET und HT sind für die unterschiedlichen Proben A1 - F3 in Tabelle 2 angegeben.
Anschließend sind für die Proben A1 - F3 die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm und Dehnung A50 bei
Raumtemperatur (s. Tabelle 3) und für einige daraus ausgewählte Proben auch die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A bei 650 °C (s. Tabelle 4) sowie die
Gefügebeschaffen heitsmerkmale "Korngröße der Matrix", "Matrix" und "Anteil TiB2 am Gefüge" (s. Tabelle 5) und die Sprödübergangstemperatur BDTT (s. Tabelle 6) bestimmt worden.
Die mechanischen Eigenschaften sind im Zugversuch nach DIN EN 10002 bestimmt worden, wogegen die Spröd-Duktil-Übergangstemperatur im Vier- Punkt-Biegeversuch ermittelt worden ist. Die Vier-Punkt-Biegeversuche wurden an 3 x 6 x 18 mm3 großen Proben zwischen Raumtemperatur und 500 °C durchgeführt. Die Proben wurden vor dem Versuchsbeginn mit Schleifpapier mit einer 1000er-Körnung in Längsrichtung nassgeschliffen. Die Versuche wurden mit einer Umformgeschwindigkeit von phi = 1 x 10"4 s" an Luft durchgeführt. Für intermetallische Phasen ist dies die
Standard methode zur Bestimmung der Spröd-Duktil-Übergangstemperatur (s. D. Risanti et al. "Dependence oft he brittle-to-ductile transition
temperature BDTT on the AI content oft he Fe-Al alloys"; Intermetallics, 13(12), (2005) 1337 - 1342). Die Korngröße der Matrix ist im
Linienschnittverfahren gemäß DIN ISO 643 ermittelt worden. Die T1B2- Partikelgröße sowie der Volumenanteil sind nach ASTM E 1245 bestimmt worden.
Es zeigte sich, dass die Legierungen A - F sich unter Anwendung
industrieller Bedingungen im Labormaßstab problemlos walzen ließen.
Die Versuche haben somit bestätigt, dass die Zugfestigkeiten Rm
erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte bei Raumtemperatur typischerweise 550 - 700 MPa und Dehngrenzen Rp0,2 von 400 - 650 MPa bei einer Dehnung A50 von typischerweise 2 - 5 % besitzen. Die Zugfestigkeit konnte insbesondere gesteigert werden, wenn Vor- und Fertigwalzen in
unterschiedlichen Walzrichtungen erfolgte.
Die Vickers Härte HV5 variiert bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten typischerweise zwischen 335 und 370.
Die Warmstreckgrenze σ0,2 (gemessen quer zur Walzrichtung gemäß DIN EN 10002) bei 650 °C liegt bei typischerweise 120 ± 170 MPa.
Im 4-Punkt-Biegeversuch zeigte sich, dass die Bleche keine ausgeprägte Spröd-Duktil-Übergangstemperatur von 75 - 00 °C aufweisen. Sie sind bereits bei 100 °C vollkommen duktil. Dies bedeutet eine Verbesserung von mindestens 150 °C gegenüber dem gegossenen Material und ist auf die Gefügefeinung durch das Walzen zurückzuführen. Durch eine
Warmbandglühung der voranstehend erläuterten Art kann die Duktilität noch erhöht werden.
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Alle Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und sonstige herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen
Tabelle 1
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Tabelle 2
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Tabelle 3
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Tabelle 4 Mittlere Korngröße der
Matrix Anteil TiB2
Probe Matrix
[μηι] [Vol.-%] an Längsprobe
A3 46 Fe3AI (Typ D03) 0,9
B3 53 FeaAl (Typ D03) 1 ,4
C3 55 FeaAl (Typ D03) 1
D2 48 FesAI (Typ D03) 1
E3 64 FesAI (Typ D03) 1 ,4
F3 46 FesAI (Typ D03) 1
Tabelle 5
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Tabelle 6

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Stahlflachprodukt hergestellt aus einem Stahl, der aus (in Gew.-%)
AI: 12 - 20%,
Ti: 0,2 - 2%,
B: 0,1 - 0,6%, sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe "Cr, C, Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
N: bis zu 0,1 %
Cr: bis zu 7 %,
C: bis zu 0,15 %,
Mn: bis zu 2 %
Si: 0,05 - 5 %
Nb, Ta, W: in Summe bis zu 0,2 %
Zr: bis zu 1 %
V: bis zu 1 %
Mo: bis zu 1 %
Ni: bis zu 2 %
Cu: bis zu 3 %
Ca: bis zu 0,015%
Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %
Co: bis zu 1 % Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei den
unvermeidbaren Verunreinigungen S-Gehalte von bis zu 0,03 Gew.-% und P-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% zuzurechnen sind,
besteht, und
wobei für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem B-Gehalt %B des Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%B gilt
0,33 < %Ti / %B < 3,75 sowie das Gefüge des Stahls zu 0,3 - 5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht, die in eine zu mindestens 80 Vol.-% aus FeßAI bestehende Gefügematrix eingebettet sind.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, d a s s das Verhältnis %Ti/%B
0,5 < %Ti / %B < 3,75 beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, d a s s das Verhältnis %Ti/%B
1,0 <%Ti/%B<3,75 beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Korngröße des FesAI in der
Gefügematrix höchstens 500 pm beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4, dad u rch geken nzeich net, dass die Korngröße des FesAI in der Gefügematrix bevorzugt höchstens 100 μηι beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad u rch geken nzeichnet, dass mindestens 70 % der TiB2- Ausscheidungen in der Gefügematrix mit einem mittleren
Teilchendurchmesser von 0,5- 10 [im vorliegen.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad u rch geken nzeich net, dass die Summe seiner Gehalte an Nb, Ta, W bis zu 0,1 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad u rch geken nze ich net, dass sein Cr-Gehalt mindestens 0,3 Gew.-% beträgt.
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad u rch geken nze ich net, dass das Gefüge des Stahls zu mindestens 0,5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht.
10. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dad u rch geken nzeich net, dass das Gefüge des Stahls zu höchstens
3 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht.
11. Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche ausgebildeten Stahlflachprodukts, umfassend folgende
Arbeitsschritte: a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%)
AI: 12 - 20 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,10 - 0,6 %, sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe "Cr, C, Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
N: bis zu 0, 1 %,
Cr: bis zu 7 %,
C: bis zu 0,15 %,
Mn: bis zu 2 %
Si: 0,05 - 5 %
Nb, Ta, W: in Summe bis zu 0,2 %
Zr: bis zu 1 %
V: bis zu 1 %
Mo: bis zu 1 %
Ni: bis zu 2 %
Cu: bis zu 3 %
Ca: bis zu 0,015 %
Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %
Co: bis zu 1 %
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei den
unvermeidbaren Verunreinigungen S-Gehalte von bis zu 0,03 Gew.-% und P-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% zuzurechnen sind, besteht, und wobei für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem B-Gehalt %B des Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%B gilt 0,33 < %T\ I %B < 3,75; b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form einer
Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands; c) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Warmband, wobei das Vorprodukt beim Start des Warmwalzens eine
Warmwalzstarttemperatur von 1000 - 1300 °C aufweist und die
Warmwalzendtemperatur mindestens 850 °C beträgt; d) Haspeln des Warmbands bei einer zwischen der Raumtemperatur und 750 °C liegenden Haspeltemperatur.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet,
d a s s das nach dem Haspeln (Arbeitsschritt d)) erhaltene Warmband bei einer 200 - 1000 °C betragenden Glühtemperatur über eine Glühdauer von 1 -200 h geglüht wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 oder 12, dadurch
gekennzeichnet, dass das Vorprodukt zwischen den
Arbeitsschritten b) und c) über eine Erwärmungsdauer von 15 - 1500 min auf die Warmwalzstarttemperatur erwärmt wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch
gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur mindestens 400 °C beträgt.
15. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 1-10 ausgebildeten
Stahlflachprodukts zur Herstellung von Komponenten für den Anlagenbau, zur Herstellung von Komponenten für Gasturbinen, zur Herstellung von insbesondere warmfesten Komponenten für den Automobilbau, zur
Herstellung von Komponenten für Anlagen, die im Niedrigtemperaturbereich eingesetzt werden, sowie zur Herstellung von Bauteilen durch Umformen nach einer vorangegangenen Erwärmung.
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