(19)
(11)EP 3 405 593 B1

(12)EUROPÄISCHE PATENTSCHRIFT

(45)Hinweis auf die Patenterteilung:
20.05.2020  Patentblatt  2020/21

(21)Anmeldenummer: 16701442.2

(22)Anmeldetag:  20.01.2016
(51)Internationale Patentklassifikation (IPC): 
C22C 38/00(2006.01)
C22C 38/04(2006.01)
C22C 38/28(2006.01)
C21D 8/02(2006.01)
C21D 9/46(2006.01)
C22C 38/02(2006.01)
C22C 38/06(2006.01)
C22C 38/32(2006.01)
C21D 6/02(2006.01)
C22C 38/22(2006.01)
(86)Internationale Anmeldenummer:
PCT/EP2016/051109
(87)Internationale Veröffentlichungsnummer:
WO 2017/125147 (27.07.2017 Gazette  2017/30)

(54)

STAHLFLACHPRODUKT UND VERFAHREN ZU SEINER HERSTELLUNG

FLAT STEEL PRODUCT AND METHOD FOR MANUFACTURING

PLAT PRODUIT EN ACIER ET MÉTHODE DE FABRICATION


(84)Benannte Vertragsstaaten:
AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

(43)Veröffentlichungstag der Anmeldung:
28.11.2018  Patentblatt  2018/48

(73)Patentinhaber:
  • ThyssenKrupp Steel Europe AG
    47166 Duisburg (DE)
  • thyssenkrupp AG
    45143 Essen (DE)
  • Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH
    40237 Düsseldorf (DE)

(72)Erfinder:
  • HOFMANN, Harald
    44357 Dortmund (DE)
  • FERKEL, Hans
    45478 Mülheim (DE)
  • GÖVERT, Michael
    44357 Dortmund (DE)
  • SCHIRMER, Matthias
    40227 Düsseldorf (DE)
  • PALM, Martin
    40822 Mettmann (DE)
  • PONGE, Dirk
    40237 Düsseldorf (DE)
  • TRIEBELS, Andreas
    47906 Kempen (DE)

(74)Vertreter: Cohausz & Florack 
Patent- & Rechtsanwälte Partnerschaftsgesellschaft mbB Bleichstraße 14
40211 Düsseldorf
40211 Düsseldorf (DE)


(56)Entgegenhaltungen: : 
EP-A1- 0 587 960
US-A1- 2010 300 585
  
  • KREIN ET AL: "Microstructure and mechanical properties of Fe3Al-based alloys with strengthening boride precipitates", INTERMETALLICS, ELSEVIER SCIENCE PUBLISHERS B.V, GB, Bd. 15, Nr. 9, 3. Juli 2007 (2007-07-03), Seiten 1172-1182, XP022138328, ISSN: 0966-9795, DOI: 10.1016/J.INTERMET.2007.02.005
  • MCKAMEY C G ET AL: "Effects of alloying additions on the microstructures, mechanical properties and weldability of Fe3Al-based alloys", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURES AND PROCESSING, ELSEVIER BV, NL, Bd. 174, Nr. 1, 1. Januar 1994 (1994-01-01), Seiten 59-70, XP024170216, ISSN: 0921-5093, DOI: 10.1016/0921-5093(94)91112-6 [gefunden am 1994-01-01]
  • X. LI ET AL: "Microstructure and mechanical properties of Fe-Al-Ti-B alloys with additions of Mo and W", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURES AND PROCESSING, Bd. 611, 1. August 2014 (2014-08-01), Seiten 234-241, XP055285836, NL ISSN: 0921-5093, DOI: 10.1016/j.msea.2014.05.077
  
Anmerkung: Innerhalb von neun Monaten nach der Bekanntmachung des Hinweises auf die Erteilung des europäischen Patents kann jedermann beim Europäischen Patentamt gegen das erteilte europäischen Patent Einspruch einlegen. Der Einspruch ist schriftlich einzureichen und zu begründen. Er gilt erst als eingelegt, wenn die Einspruchsgebühr entrichtet worden ist. (Art. 99(1) Europäisches Patentübereinkommen).


Beschreibung


[0001] Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt auf Fe-Al-Ti-B-Basis und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.

[0002] 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.

[0003] 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.

[0004] Stähle der hier in Rede stehenden Art zeichnen sich durch in einer Fe3Al-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.

[0005] Das grundsätzliche Potenzial von Werkstoffen auf Basis der intermetallischen Phasen Fe3Al und FeAl wurde bereits vor rund 100 Jahren erkannt. Seitdem hat es immer wieder Versuche gegeben, insbesondere Werkstoffe auf Basis der Phase Fe3Al zu entwickeln. Allerdings ist es bisher nicht gelungen, Band- und Blechprodukte aus diesen Werkstoffen herzustellen.

[0006] Ein typisches Beispiel für derartige Versuche ist in der EP 0 695 811 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 ≤ 28 % und für die Variable z gelten soll ≤ 24 %, wogegen die Variable x anhand eines Diagramms in Abhängigkeit vom jeweiligen C- und Al-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.

[0007] Andere Forschungen hatten die Herstellung von Fe3Al-Gusslegierungen auf Basis von borid-verstärkten Legierungen zum Ziel. Über die Ergebnisse dieser Arbeiten ist im Artikel "Microstructure and mechanical properties of Fe3Al-based alloys with strengthening boride precipitates" von Krein, R., et al. in Intermetallics, 2007. 15(9): p. 1172 - 1182, berichtet worden. Dabei ist in diesem Artikel unter anderem eine borhaltige Fe3Al-Legierung angegeben, die (in at.-%) 30 % Al, 1 % B und 0,5 % Ti enthält. Im gegossenen Zustand lag das die Matrix des Stahls bildende Fe3Al in Korngrößen von typischerweise 100 x 10 µm2 vor. Gleichzeitig wiesen die TiB2-Ausscheidungen eine Länge von bis zu 4 µm und eine Dicke von bis zu 1 µm auf.

[0008] Ebenfalls über die Ergebnisse von Forschungen, die die Herstellung von Fe3Al-Gusslegierungen auf Basis von borid-verstärkten Legierungen zum Ziel hatten, berichten die Artikel "The influence of Cr and B additions on the mechanical properties and oxidation behaviour of L21-ordered Fe-Al-Ti-based alloys at high temperatures" von Krein, R. und M. Palm in Acta mater., 2008.56(10): p. 2400 - 2405., "L21-ordered Fe-Al-Ti alloys" von Krein, R., et al. in Intermetallics, 2010. 18: p. 1360 - 1364.

[0009] Demnach lassen sich auf der Basis des Systems Fe-Al-Ti-B feinkörnige Legierungen herstellen, deren Gefüge aus einer Fe3Al Matrix mit sehr kleinen Boriden (< 1 µm) entlang der Korngrenzen besteht. Die Zusammensetzungen der Legierungen werden so gewählt, dass sich die Fe3Al 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 Fe3Al-Matrix.

[0010] 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. Sci. 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 D03/B2-Übergangstemperatur erhöht wird. Zudem fördert Mo die Bildung von Komplexboriden, so dass kein TiB2 mehr gebildet wird.

[0011] Aus der US 2010/300578 A1 ist des Weiteren ein warmgewalztes ferritisches Stahlblech bekannt, das aus (in Gew.-%) 0,001 - 0,15 % C, ≤ 1 % Mn, ≤ 1,5 % Si, 6 - 10 % Al, 0,020 - 0,5 % Ti, ≤ 0,050 % S, ≤ 0,1 % P und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei in dem Stahl optional ein oder mehrere der folgenden Elemente mit folgender Maßgabe vorhanden sein können: ≤ 1 % Cr, ≤ 1 % Mo, ≤ 1 % Ni, ≤ 0,1 % Nb, ≤ 0,2 % V, ≤ 0,01 % B. Die durchschnittliche Ferritkorngröße dIV des Gefüges gemessen auf einer Oberfläche senkrecht zur Querrichtung in Bezug auf das Walzen ist dabei kleiner als 100 µm. Zur Herstellung des bekannten Stahlflachprodukts wird eine entsprechend zusammengesetzte Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen, das dann ausgehend von einer Warmwalzstarttemperatur von mindestens 1150 °C zu einem warmgewalzten Band warmgewalzt wird, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens mindestens 900 °C beträgt. Ausgehend von der Warmwalzendtemperatur wird das erhaltene warmgewalzte Band derart abgekühlt, dass der Temperaturbereich von 850 - 700 °C in mehr als 3 Sekunden durchlaufen wird, um die Entstehung von k-Ausscheidungen zu ermöglichen. Das Haspeln des so abgekühlten Bands erfolgt dann bei einer zwischen 500 °C und 700 °C liegenden Haspeltemperatur.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik ergab sich die Aufgabe, ein Stahlflachprodukt auf Basis einer Fe3Al-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 10 angegebene Verfahren vor. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden wie der allgemeine Erfindungsgedanke nachfolgend im Einzelnen erläutert.

[0012] Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich demnach dadurch aus, dass es aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%)
Al: 12 - 20 %,
Cr: 0,3 - 7 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,1 - 0,6 %,
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe " Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
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 C-Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, N-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-%, S-Gehalte von bis zu 0,03 Gew.-% und P-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-% zuzurechnen sind,
besteht.

[0013] 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

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 Fe3Al bestehende Gefügematrix eingebettet sind.

[0014] Die borid-verstärkte Fe3Al-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.

[0015] Hierzu umfasst das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäß ausgebildeten Stahlflachprodukts folgende Arbeitsschritte:
a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%)
Al: 12 - 20 %,
Cr: 0,3 - 7 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,1 - 0,6 %,
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe " Mn Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
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 C-Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, N-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-%, 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


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.

[0016] Aluminium ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 12 - 20 Gew.-% enthalten. Bei Al-Gehalten von mindestens 12 Gew.-%, insbesondere mehr als 12 Gew.-%, bildet sich die intermetallische Eisenaluminidphase Fe3Al, die den Hauptbestandteil des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts darstellt. Die hohen Al-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 Al-Gehalte die Kaltumformbarkeit von erfindungsgemäßen Stählen erschweren. Auch ergeben zu hohe Al-Gehalte eine verschlechterte Schweißeignung durch Ausbildung einer stabilen Schweißschlacke beim Schweißvorgang, und einen erhöhten elektrischen Widerstand beim Widerstandsschweißen. Aus diesen Gründen ist der Al-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 20 Gew.-%, insbesondere auf bis zu 16 Gew.-%, beschränkt.

[0017] 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.

[0018] 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.

[0019] 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.

[0020] Chrom ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von bis zu 7 Gew.-% und mindestens 0,3 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,5 Gew.-% oder mindestens 1,0 Gew.-%, vorhanden, 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.

[0021] Kohlenstoff neigt in Kombination mit hohen Al-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.

[0022] 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.

[0023] 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.-%.

[0024] 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.

[0025] 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.

[0026] 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.

[0027] 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.

[0028] 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.

[0029] 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.

[0030] 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.

[0031] 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 Al-Nitride auf ein Minimum reduziert werden, die die mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit verschlechtern könnten.

[0032] 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.

[0033] 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 Fe3Al-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.

[0034] Indem die Korngröße des Fe3Al der Gefügematrix auf höchstens 500 µm, insbesondere max. 100 µm, beschränkt wird, wird eine gute Festigkeit und Duktilität bei Raumtemperatur sowie eine gute Festigkeit bei hoher Temperatur erzielt. Optimalerweise sollte die mittlere Korngröße der Fe3Al der Gefügematrix 20 - 100 µm betragen, um bei Raumtemperatur eine ausreichende Duktilität und einen guten Kriechwiderstand des Stahls zu gewährleisten, wobei sich in der Praxis mittlere Korngrößen von 50 µm als besonders vorteilhaft herausgestellt haben.

[0035] 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 µm, insbesondere 0,7 - 3 µm, vorliegen.

[0036] Die Gefügematrix eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht zu mindestens 80 Vol.-% aus der intermetallischen Phase Fe3Al, wobei hier angestrebt wird, dass die Matrix möglichst vollständig, optimaler Weise bis zu 100 Vol.-%, aus Fe3Al besteht. Neben Fe3Al kann die Gefügematrix jedoch auch fakultative Gehalte am Mischkristall Fe(Al) oder an der intermetallischen Phase FeAl enthalten. Hohe Gehalte von mindestens 80 Vol.-% Fe3Al sind zur Einstellung der hohen Korrosionsbeständigkeit, Warmfestigkeit, Härte und Verschleißbeständigkeit erforderlich.

[0037] 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 Al-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.

[0038] 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.

[0039] 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.

[0040] 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.

[0041] 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 Fe3Al-Matrix führen können.

[0042] 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 Al-Oxide beseitigt werden.

[0043] Bei einem erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukt sind in der intermetallischen Matrix aus Fe3Al 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/cm3 und beträgt im Mittel typischerweise 6,4 g/cm3. Dies ergibt eine hohe Festigkeits-/Dichte-Relation im Vergleich zu anderen warmfesten Werkstoffen.

[0044] Durch die erfindungsgemäße Wahl der Walzparameter kann der BDTT-Wert (Spröd-Duktil-Übergang) auf überraschend niedrige Temperaturen von ca. 75 - 100 °C abgesenkt werden.

[0045] 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.

[0046] 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.

[0047] 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-Anlagen 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).

[0048] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

[0049] 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 180 min auf eine Vorwärmtemperatur von 1200 °C durcherwärmt worden.

[0050] 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.

[0051] Die erhaltenen Warmbänder sindausgehend von der jeweiligen Warmwalzendtemperatur WET auf die jeweilige Haspeltemperatur HT abgekühlt und bei dieser Temperatur zu einem Coil gewickelt worden.

[0052] Die Parameter WST, WET und HT sind für die unterschiedlichen Proben A1 - F3 in Tabelle 2 angegeben.

[0053] 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 Gefügebeschaffenheitsmerkmale "Korngröße der Matrix", "Matrix" und "Anteil TiB2 am Gefüge" (s. Tabelle 5) und die Sprödübergangstemperatur BDTT (s. Tabelle 6) bestimmt worden.

[0054] 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-1 an Luft durchgeführt. Für intermetallische Phasen ist dies die Standardmethode zur Bestimmung der Spröd-Duktil-Übergangstemperatur (s. D. Risanti et al. "Dependence oft he brittle-to-ductile transition temperature BDTT on the Al 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 TiB2-Partikelgröße sowie der Volumenanteil sind nach ASTM E 1245 bestimmt worden.

[0055] Es zeigte sich, dass die Legierungen A - F sich unter Anwendung industrieller Bedingungen im Labormaßstab problemlos walzen ließen.

[0056] 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.

[0057] Die Vickers Härte HV5 variiert bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten typischerweise zwischen 335 und 370.

[0058] Die Warmstreckgrenze σ0,2 (gemessen quer zur Walzrichtung gemäß DIN EN 10002) bei 650 °C liegt bei typischerweise 120 ± 170 MPa.

[0059] Im 4-Punkt-Biegeversuch zeigte sich, dass die Bleche keine ausgeprägte Spröd-Duktil-Übergangstemperatur von 75 - 100 °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.
Tabelle 1
StahlAlBTiCrMnSiNiCuCNPSNb, W, Ta, Zr, V jeweilsMoCaSEMCoTi/B
A*) 14,7 0,2 0,62 0,1 0,45 0,35 <0,1 <0,1 0,018 0,009 0,013 0,001 <0,01 <0,01 0,0015 <0,001 <0,001 3,10
B*) 14,8 0,31 0,98 0,1 0,38 0,6 <0,1 <0,1 0,017 0,007 0,015 0,001 <0,01 <0,01 0,0014 <0,001 <0,001 3,16
C*) 18,7 0,2 0,65 0,1 0,38 0,54 <0,1 <0,1 0,02 0,010 0,014 0,001 <0,01 <0,01 0,0013 <0,001 <0,001 3,25
D 14,2 0,2 0,67 0,51 0,41 0,42 <0,1 <0,1 0,02 0,007 0,014 0,001 <0,01 <0,01 0,0014 <0,001 <0,001 3,35
E 13,9 0,29 0,89 1,86 0,51 0,53 <0,1 <0,1 0,018 0,008 0,013 0,001 <0,01 <0,01 0,0015 <0,001 <0,001 3,07
F 19,2 0,21 0,75 0,67 0,47 0,58 <0,1 <0,1 0,019 0,009 0,014 0,001 <0,01 <0,01 0,0014 <0,001 <0,001 3,57
Alle Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und sonstige herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen
*) nicht erfindungsgemäß
Tabelle 2
ProbeStahlWSTWETHT
[°C][°C][°C]
A1 A 1140 870 500
A2 1150 970 700
A3 1150 940 RT
B1 B 1130 940 500
B2 1160 970 700
B3 1170 950 RT
C1 C 1150 940 500
C2 1140 950 700
C3 1130 930 RT
D1 D 1160 880 500
D2 1150 920 RT
E1 E 1170 860 500
E2 1160 950 700
E3 1140 920 RT
F1 F 1150 930 500
F2 1170 940 700
F3 1130 920 RT
Tabelle 3
ProbeRp0,2RmA50
[MPa][MPa][%]
A1 418 589 2,7
A2 419 574 2,9
A3 476 601 2,4
B1 442 631 2,2
B2 425 614 2,5
B3 598 675 2
C1 432 601 2,1
C2 417 589 2,4
C3 629 689 2
D1 425 596 4,1
D2 445 554 3,9
E1 455 641 3,7
E2 435 619 3,9
E3 561 629 3,4
F1 439 615 2,7
F2 419 595 2,8
F3 594 654 2,4
Tabelle 4
ProbeRp0,2RmA
[MPa][MPa][%]
A3 128 128 69
B3 145 146 85
C3 168 170 57
D2 125 126 68
E3 139 140 88
F3 161 163 62
Tabelle 5
ProbeMittlere Korngröße der Matrix [µm] an LängsprobeMatrixAnteil TiB2 [Vol.-%]
A3 46 Fe3Al (Typ DO3) 0,9
B3 53 Fe3Al (Typ DO3) 1,4
C3 55 Fe3Al (Typ DO3) 1
D2 48 Fe3Al (Typ DO3) 1
E3 64 Fe3Al (Typ DO3) 1,4
F3 46 Fe3Al (Typ DO3) 1
Tabelle 6
ProbeZustandBDTTAnmerkung
A3, B3, C3 Warmband 100 °C nicht erfindungsgemäß
D2, E3, F3 Warmband 75 °C Erfindungsgemäß
A + C Guss 250 °C Vergleich
B, C, E, F Guss 350 °C Vergleich



Ansprüche

1. Stahlflachprodukt hergestellt aus einem Stahl, der aus in Gew.-%
Al: 12 - 20%,
Cr: 0,3 - 7 %,
Ti: 0,2 - 2 %,
B: 0,1 - 0,6 %,
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe" Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
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 C-Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, N-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-%, 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

sowie das Gefüge des Stahls zu 0,3 - 5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht, die in eine zu mindestens 80 Vol.-% aus Fe3Al bestehende Gefügematrix eingebettet sind.
 
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis %Ti/%B

beträgt.
 
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis %Ti/%B

beträgt.
 
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Korngröße des Fe3Alin der Gefügematrix höchstens 500 µm beträgt.
 
5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Korngröße des Fe3Al in der Gefügematrix bevorzugt höchstens 100 µm beträgt.
 
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens 70% der TiB2-Ausscheidungen in der Gefügematrix mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 0,5 - 10 µm vorliegen.
 
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe seiner Gehalte an Nb,Ta,W bis zu 0,1 Gew.-% beträgt.
 
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahls zu mindestens 0,5 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht.
 
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahls zu höchstens 3 Vol.-% aus TiB2-Ausscheidungen besteht.
 
10. Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte:

a) Erschmelzen eines Stahls, der aus in Gew.-%

Al: 12 - 20 Cr: 0,3 - 7 %,
Ti: 0,2 - 2 %,  
B: 0,10 - 0,6%,  
sowie jeweils optional eines oder mehrere der Elemente der Gruppe " Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, Seltenerdmetalle, Co" in folgenden Gehalten:
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 C-Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, N-Gehalte von bis zu 0,1 Gew.-%, 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;

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.


 
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet,
dass das nach dem Haspeln (Arbeitsschritt d)) erhaltene Warmband bei einer 200 - 1000 °C betragenden Glühtemperatur über eine Glühdauer von 1 - 200 h geglüht wird.
 
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 oder 11, dadurch
gekennzeichnet, dass das Vorprodukt zwischen den Arbeitsschritten b) und c) über eine Erwärmungsdauer von 15 - 1500 min auf die Warmwalzstarttemperatur erwärmt wird.
 
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch
gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur mindestens 400 °C beträgt.
 
14. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 1 - 9 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.
 


Claims

1. Flat steel product made from a steel that consists of in % by weight:
Al: 12 - 20%,
Cr: 0.3 - 7%,
Ti: 0.2 - 2%,
B: 0.1 0.6%,
as well as optionally one or more elements from the group " Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, rare earth metals, Co" at the following levels:
Mn: up to 2%
Si: 0.05-5%
Nb, Ta, W: up to 0.2% in total
Zr: up to 1%
V: up to 1%
Mo: up to 1%
Ni: up to 2%
Cu: up to 3%
Ca: up to 0.015%
Rare earth metals: up to 0.2%
Co: up to 1%
residual iron and unavoidable impurities, wherein C levels of up to 0.15% by weight, N levels of up to 0.1% by weight, S levels of up to 0.03% by weight and P levels of up to 0.1% by weight can be attributable to the unavoidable impurities,
and
wherein the ratio %Ti/%B formed from the Ti levels %Ti and the B levels %B of the steel is

and the microstructure of the steel consists of 0.3-5% by volume TiB2 precipitates that are embedded in a structural matrix made up of at least 80% by volume Fe3Al.
 
2. Flat steel product according to claim 1, characterised in that the %Ti/%B ratio is


 
3. Flat steel product according to claim 2, characterised in that the %Ti/%B ratio is


 
4. Flat steel product according to any one of the preceding claims, characterised in that the grain size of the Fe3Al in the structural matrix is a maximum of 500 µm.
 
5. Flat steel product according to claim 4, characterised in that the grain size of the Fe3Al in the structural matrix is preferably a maximum of 100 µm.
 
6. Flat steel product according to any one of the preceding claims, characterised in that at least 70% of the TiB2 precipitates in the structural matrix have a mean particle diameter of 0.5 - 10 µm.
 
7. Flat steel product according to any one of the preceding claims;
characterised in that the sum of its Nb, Ta, W levels is up to 0.1% by weight.
 
8. Flat steel product according to any one of the preceding claims,
characterised in that the microstructure of the steel consists of at least 0.5% by volume TiB2 precipitates.
 
9. Flat steel product according to any one of the preceding claims,
characterised in that the microstructure of the steel consists of a maximum of 3% by volume TiB2 precipitates.
 
10. A method for producing a flat steel product formed according to any one of the preceding claims, comprising the following steps:

a) Melting a steel that consists of in % by weight:

Al: 12 - 20%,
Cr: 0.3 - 7%,
Ti: 0.2 - 2%,
B: 0.10 - 0.6%,
as well as optionally one or more elements from the group " Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, rare earth metals, Co" at the following levels:
Mn: up to 2%
Si: 0.05-5%
Nb, Ta, W: up to 0.2% in total
Zr: up to 1%
V: up to 1%
Mo: up to 1%
Ni: up to 2%
Cu: up to 3%
Ca: up to 0.015%
Rare earth metals: up to 0.2%
Co: up to 1%
residual iron and unavoidable impurities, wherein C levels of up to 0.15% by weight, N levels of up to 0.1% by weight, S levels of up to 0.03% by weight and P levels of up to 0.1% by weight can be attributed to the unavoidable impurities, and wherein the ratio %Ti/%B formed from the Ti levels %Ti and the B levels %B of the steel is 0.33 ≤ %Ti / %B ≤ 3.75;

b) Casting the steel melt into a precursor in the form of a slab, thin slab or cast strip;

c) Hot rolling the precursor into a hot-rolled hot strip, wherein the precursor has a hot rolling start temperature of 1000 - 1300°C at the start of the hot rolling process, and the hot rolling end temperature is at least 850°C;

d) Coiling the hot strip at a coiling temperature between room temperature and 750°C.


 
11. Method according to claim 10, characterised in that the hot strip obtained after coiling (step d)) is annealed at an annealing temperature of 200-1000°C over an annealing period of 1-200 h.
 
12. Method according to any one of claims 10 or 11, characterised in that the precursor is heated to the hot rolling start temperature over a heating time of 15-1500 min between steps b) and c).
 
13. Method according to any one of claims 10 to 12, characterised in that the coiling temperature is at least 400°C.
 
14. Use of a flat steel product formed according to any one of claims 1 to 9 for the production of components for plant construction, for the production of components for gas turbines, for the production of in particular heat-resistant components for the automotive industry, for the production of components for plants that are operated in the low-temperature range, as well as for the manufacture of components by forming after prior heating.
 


Revendications

1. Produit plat en acier fabriqué à partir d'un acier qui se compose, en % massiques
Al : 12 - 20 %,
Cr : 0,3 - 7 %,
Ti : 0,2 - 2 %,
B : 0,1 - 0,6 %
ainsi que, respectivement en option, d'un ou plusieurs des éléments du groupe « Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, métaux de terres rares, Co » dans les teneurs suivantes :
Mn : jusqu'à 2 %
Si : 0,05 - 5 %,
Nb, Ta, W : additionnés jusqu'à 0,2 %,
Zr : jusqu'à 1 %,
V : jusqu'à 1 %,
Mo : jusqu'à 1 %,
Ni : jusqu'à 2 %,
Cu : jusqu'à 3 %,
Ca : jusqu'à 0,015 %,
métaux de terres rares : jusqu'à 0,2 %,
Co : jusqu'à 1 %
le reste étant du fer et les inévitables impuretés, des teneurs en C jusqu'à 0,15 % massique, des teneurs en N jusqu'à 0,1 % massique, des teneurs en S jusqu'à 0,03 % massiques et des teneurs en P jusqu'à 0,1 massique étant à ajouter aux inévitables impuretés,
et
la relation suivante s'appliquant au rapport %Ti/%B, formé par la teneur en Ti %Ti et la teneur en B %B de l'acier

et aussi la structure de l'acier se compose de 0,3 à 5 % volumiques de précipitations de TiB2, qui sont enrobées dans une matrice structurale composée d'au moins 80 % volumiques de Fe3Al.
 
2. Produit plat en acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que le rapport %Ti/%B est de


 
3. Produit plat en acier selon la revendication 2, caractérisé en ce que le rapport %Ti/%B est de


 
4. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que la grosseur de grain du Fe3Al dans la matrice structurale est au maximum égale à 500 µm.
 
5. Produit plat en acier selon la revendication 4, caractérisé en ce que la grosseur de grain du Fe3Al dans la matrice structurale est de préférence au maximum égale à 100 µm.
 
6. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'au moins 70 % des précipitations de TiB2 dans la matrice structurale sont présents avec un diamètre de particule moyen de 0,5 - 10 µm.
 
7. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que la somme de ses teneurs en Nb, Ta, W est au maximum de 0,1 % massique.
 
8. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que la structure de l'acier se compose d'au moins 0,5 % volumique de précipitations de TiB2.
 
9. Produit plat en acier selon l'une des revendications précédentes, caractérisé en ce que la structure de l'acier se compose d'au plus 3 % volumiques de précipitations de TiB2.
 
10. Procédé de fabrication d'un produit plat en acier configuré selon l'une des revendications précédentes, comprenant les étapes de travail suivantes :

a) fusion d'un acier qui se compose, en % massiques

Al : 12 - 20 %, Cr : 0,3 - 7 %,
Ti : 0,2 - 2 %,
B : 0,10 - 0,6 %
ainsi que, respectivement en option, d'un ou plusieurs des éléments du groupe « Mn, Si, Nb, Ta, W, Zr, V, Mo, Ni, Cu, Ca, métaux de terres rares, Co » dans les teneurs suivantes :
Mn : jusqu'à 2 %
Si : 0,05 - 5 %,
Nb, Ta, W : additionnés jusqu'à 0,2 %,
Zr : jusqu'à 1 %,
V : jusqu'à 1 %,
Mo : jusqu'à 1 %,
Ni : jusqu'à 2 %,
Cu : jusqu'à 3 %,
Ca : jusqu'à 0,015 %,
métaux de terres rares : jusqu'à 0,2 %,
Co : jusqu'à 1 %
le reste étant du fer et les inévitables impuretés, des teneurs en C jusqu'à 0,15 % massique, des teneurs en N jusqu'à 0,1 % massique, des teneurs en S jusqu'à 0,03 % massiques et des teneurs en P jusqu'à 0,1 massique étant à ajouter aux inévitables impuretés, et la relation 0,33 ≤ %Ti/%B ≤ 3,75 s'appliquant au rapport %Ti/%B, formé par la teneur en Ti %Ti et la teneur en B %B de l'acier ;

b) coulée de l'acier liquide en un produit semi-fini sous la forme d'une brame, d'une brame mince ou d'un feuillard de coulée ;

c) laminage à chaud du produit semi-fini en un feuillard laminé à chaud, le produit semi-fini présentant au début du laminage à chaud une température de début de laminage à chaud de 1000 - 1300 °C et la température de fin de laminage à chaud étant au moins égale à 850 °C ;

d) dévidage du feuillard laminé à chaud à une température de dévidage comprise entre la température ambiante et 750 °C.


 
11. Procédé selon la revendication 10, caractérisé en ce que le feuillard laminé à chaud obtenu après le dévidage (étape d)) est recuit à une température de recuit de 200 - 1000 °C sur une durée de recuit de 1-200 h.
 
12. Procédé selon l'une des revendications 10 ou 11, caractérisé en ce que le produit semi-fini est réchauffé à la température de début de laminage à chaud sur une durée de réchauffage de 15 - 1500 min entre les étapes de travail b) et c).
 
13. Procédé selon l'une des revendications 10 à 12, caractérisé en ce que la température de dévidage est au moins égale à 400 °C.
 
14. Utilisation d'un produit plat en acier configuré selon l'une des revendications 1 à 9 pour la fabrication de composants pour la construction d'équipements, pour la fabrication de composants pour des turbines à gaz, pour la fabrication de composants particulièrement résistants à la chaleur pour la construction automobile, pour la fabrication de composants pour des installations qui sont utilisées dans la plage des basses températures, ainsi que pour la fabrication d'éléments structuraux par façonnage après un réchauffage préalable.
 






Angeführte Verweise

IN DER BESCHREIBUNG AUFGEFÜHRTE DOKUMENTE



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In der Beschreibung aufgeführte Patentdokumente




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