[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 Fe
3Al-Matrix eingebettete TiB
2-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
Fe
3Al und FeAl wurde bereits vor rund 100 Jahren erkannt. Seitdem hat es immer wieder
Versuche gegeben, insbesondere Werkstoffe auf Basis der Phase Fe
3Al 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 Fe
xAl
yC
z 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 TiB
2, 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.
[0009] Demnach lassen sich auf der Basis des Systems Fe-Al-Ti-B feinkörnige Legierungen
herstellen, deren Gefüge aus einer Fe
3Al Matrix mit sehr kleinen Boriden (< 1 µm) entlang der Korngrenzen besteht. Die Zusammensetzungen
der Legierungen werden so gewählt, dass sich die Fe
3Al 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 Fe
3Al-Matrix.
[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 d
IV 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 Fe
3Al-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 TiB
2-Ausscheidungen besteht, die in eine zu mindestens 80 Vol.-% aus Fe
3Al bestehende Gefügematrix eingebettet sind.
[0014] Die borid-verstärkte Fe
3Al-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 Fe
3Al, 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 TiB
2 im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0,3 - 5 Vol.-%. Durch
die Anwesenheit solcher Mengen an TiB
2 wird eine Duktilisierung der Fe
3Al-Matrix als Folge einer in der Umgebung der TiB
2-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.-% TiB
2 im Gefüge erforderlich, wobei sie sich besonders sicher einstellen, wenn der Gehalt
an TiB
2 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 TiB
2-Gehalt im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf max. 3 Vol.-%, beschränkt
wird.
[0034] Indem die Korngröße des Fe
3Al 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 Fe
3Al 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 TiB
2-Ausscheidungen in der Gefügematrix des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann
dadurch weiter optimiert werden, dass mindestens 70 % der TiB
2-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 Fe
3Al, wobei hier angestrebt wird, dass die Matrix möglichst vollständig, optimaler Weise
bis zu 100 Vol.-%, aus Fe
3Al besteht. Neben Fe
3Al kann die Gefügematrix jedoch auch fakultative Gehalte am Mischkristall Fe(Al) oder
an der intermetallischen Phase FeAl enthalten. Hohe Gehalte von mindestens 80 Vol.-%
Fe
3Al 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 Fe
3Al in Folge der hohen Ti- und B-Gehalte des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt
besteht, verstärkt TiB
2-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/cm
3 und beträgt im Mittel typischerweise 6,4 g/cm
3. 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 TiB
2 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 mm
3 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 TiB
2-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
Stahl |
Al |
B |
Ti |
Cr |
Mn |
Si |
Ni |
Cu |
C |
N |
P |
S |
Nb, W, Ta, Zr, V jeweils |
Mo |
Ca |
SEM |
Co |
Ti/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
Probe |
Stahl |
WST |
WET |
HT |
[°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
Probe |
Rp0,2 |
Rm |
A50 |
[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
Probe |
Rp0,2 |
Rm |
A |
[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
Probe |
Mittlere Korngröße der Matrix [µm] an Längsprobe |
Matrix |
Anteil 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
Probe |
Zustand |
BDTT |
Anmerkung |
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 |
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 TiB
2-Ausscheidungen besteht, die in eine zu mindestens 80 Vol.-% aus Fe
3Al 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.
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 TiB
2 precipitates that are embedded in a structural matrix made up of at least 80% by
volume Fe
3Al.
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.
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 TiB
2, qui sont enrobées dans une matrice structurale composée d'au moins 80 % volumiques
de Fe
3Al.
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.