DE4423462A1

DE4423462A1 - Verfahren zur Herstellung von Zwischen- und Fertigerzeugnissen aus nichtrostenden, hitzebeständigen und hochhitzebeständigen ferritischen Stählen mit verbesserter Duktilität

Info

Publication number: DE4423462A1
Application number: DE19944423462
Authority: DE
Inventors: Kurt Dipl Ing Boehnke; Hans Heinrich Dr Ing Domalski
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1994-07-05
Filing date: 1994-07-05
Publication date: 1996-01-11
Anticipated expiration: 2014-07-06
Also published as: DE4423462C2

Description

Technisches Gebiet

Für rost-, säure- und hitzebeständige Anwendungen werden hochchrom- und nickelhaltige austenitische und ferritische Stähle in vielen Erzeugnisformen eingesetzt. Im allgemeinen sind die austenitischen Werkstoffe aufgrund ihrer im Bereich klimabedingter Temperaturen hohen Duktilität den ferritischen Chromstählen in den Verarbeitungseigenschaften überlegen. Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Verfahren bei an sich bekannten ferritischen Stählen mit <8% Massenanteilen Chrom durch zeitliche Steuerung des Temperaturverlaufs sowohl aus der Erstarrungswärme als auch nach der Umformung die Zähigkeit und damit das Formänderungsvermögen bei Raumtemperatur zu erhöhen, um die Kaltverarbeitbarkeit von Zwischenprodukten und Bauteilen zu verbessern. Durch Kombination von Verformung und Wärmebehandlung ergibt sich des weiteren die Möglichkeit den Energieeinsatz zu verringern.

Stand der Technik

Neben den legierungsabhängigen Kostenvorteilen der hochchromhaltigen Stähle bieten diese im Vergleich zu austenitischen Legierungen einige vorteilhafte, werkstoffspezifische Eigenschaften. Dies sind kleinere Wärmeausdehnungskoeffizienten, höhere Wärmeleitfähigkeit und besseren Widerstand gegen Oxidation, besonders bei alternierender Wärmebelastung. Diesen günstigen Eigenschaften stehen als Nachteile die starke Abhängigkeit von der ferritischen Matrix aufnehmbaren Biegearbeit im Bereich der klimabedingten Umgebungstemperaturen und das ungünstigere Verhalten beim Schweißen gegenüber.

So ist bekannt, daß nichtstabilisierte und stabilisierte ferritische Chromstähle bei Raumtemperatur nach dem Verlauf der Biegearbeitskurve bei Werten um 20 Joule eine Neigung zur Kaltversprödung zeigen. Als Ursache werden im Schrifttum [1] interkristalline Feinausscheidungen genannt, die durch schnelle Abkühlung zu vermeiden sind. Im Betrieb sind die dazu erforderlichen Abkühlgeschwindigkeiten jedoch bei Halbzeug-, Brammen- und Warmbandabmessungen im allgemeinen nicht zu verwirklichen. Dies gilt auch für Erzeugnisse aus diesen Stählen nach dem Schweißen. Erfindungsgemäß wird in Abweichung davon hier zwischen 950 und 700°C eine isotherme Wärmebehandlung vorgesehen. Wider Erwarten führt diese Behandlung zu einer höheren Duktilität in der ferritischen Matrix.

In der wärmebeeinflußten Zone zwischen Schweißgut und Grundwerkstoff versprödet die Gefügestruktur [2]. Dies selbst dann, wenn stabilisierte und nichtstabilisierte Stähle auf hohe Temperaturen von z. B. 1050°C, aufgeheizt und anschließend abgeschreckt werden. Die von K. Woltron [2] erwähnte Hochtemperaturversprödung kann durch eine WärmeNACHbehandlung zwischen 200 und 600°C rückgängig gemacht werden. Danach kann die Duktilität von geschweißten Bauteilen aus stabilisierten wie auch aus nichtstabilisierten Stählen gesteigert werden. Außerdem ist ein Stahl des Typs 18Cr2Mo mit ca. 0,010% C mit und ohne Stabilisierung bekannt, der mittels Kaltverformung und anschließender Glühung während 30 Minuten bei 850°C eine verbesserte Kerbschlagarbeit erreicht. Der Übergang der aufzunehmenden Biegearbeit von der Hoch- zur Tieflage kann dabei von ca. 65 auf ca. 10°C gesenkt werden [3]. Als Ursache für die Duktilitätsverbesserung wird hier vermutet, daß nach Rekristallisation der störende Einfluß von Korngrenzen-Ausscheidungen verringert wird. Die Vorteile stellen sich dabei nach den Angaben des Schrifttums entweder nach Warm-Kaltverformung oder im Zustand "kaltverformt und rekristallisierend geglüht" ein. Dabei finden die von [4] gemachten Angaben über die Höhe von Rekristallisationstemperaturen ferritischer Stähle ihre Bestätigung. Trotzdem ist die Verwendung der Sorte x10CrMo18 2 auf Erzeugnisse mit maximal Abmessungen bis zu ca. 30 mm zu beschränken.

Es ist des weiteren bekannt [5], daß nichtstabilisierte, grobkörnige Chrom-Stähle (mit 26%-Massenanteilen) niedrige Biegearbeitswerte haben wegen Cr-Carbid- oder Cr-Nitrid-Ausscheidungen auf den Korngrenzen. Darüber hinaus führen hohe Stabilisierungsverhältnisse, z. B. 9× (C+N), zu einem hohen Zähigkeitsabfall, der auf TiC-Ausscheidungen oberhalb von 650°C zurückgeführt wird und dadurch bedingt ebenfalls eine beschleunigte α′-Ausscheidung erfährt. Dies steht in Widerspruch zu den Ergebnissen von K. Woltron [2], der mit steigenden Stabilisierungsverhältnissen von höherer Zähigkeit berichtet.

Der Stand der Technik bei der Herstellung von Warmband mit Grobblech wird in [6] bei den Verarbeitungsverfahren von Gußblöcken (Stand- und Strangguß) beschrieben. Hier werden durch MINDESTabkühlgeschwindigkeiten im Temperaturbereich oberhalb 550°C bei austenitischen, ferritischen und Nickelbasis-Legierungen die mechanischen Eigenschaften von Warmband und Grobblech zwischen 8 und 40 mm verbessert. Für austenitische Stähle und eine Nickelbasis-Legierung sind Beispiele zur Verbesserung der Werkstoffeigenschaften durch eine Kombination von MINDESTendwalztemperatur ( 1030 bzw. 1050°C) und der beschleunigten Abkühlung davon genannt.

In [7] wird von T. Spittel über den Einfluß von Verformungsparametern in Kombination mit Wärmebehandlungsverfahren bei 17%igen stabilisierten Chrom- und Chrom-Molybdän-Stählen sowie Chrom-Aluminium-haltigen hitzebeständigen Stählen mit bis zu 24%-Massenanteilen Chrom berichtet. Hier wird der Zusammenhang zwischen den Parametern des Verformungsprozesses (Querschnittsabnahme und Temperatur) mit der maximal möglichen Kaltverformung aufgezeigt; im Temperaturbereich zwischen 800 und 900°C liegt bei Querschnittsabnahmen unter 20% wie auch nach dem Glühen in der ferritischen Matrix Sprödbruch vor. Es wird lichtoptisch gezeigt, daß die Chromcarbide bevorzugt ein Netzwerk auf den Korngrenzen bilden. In 1. Näherung wird hier das Verformungsvermögen bei Raumtemperatur in Korrelation mit der Korngröße gesehen.

In einer Betriebsuntersuchung [8] zur Vermeidung der α′-(475°C)-Versprödung wird auch der Versprödungseinfluß durch Wärmebehandlung von Chrom-Stählen 1050°C durch Grobkornbildung und Chrom-Carbidausscheidungen des Typs M₇C₃ beschrieben. Neben der Korrelation von Korngröße und Übergangstemperatur wird der Einfluß der lichtoptisch gezeigten Abmessungen der FeCr-Carbide (V=500fach) sowie deren Anordnung im Korn und auf den Korngrenzen wie in [7] bestätigt. Als Fazit aus ihren Untersuchungsergebnissen folgern die Autoren bei der Bandfertigung hitzebeständiger Stähle mit 13 bis 24% Chrom und ca. 1% Aluminium zwischen Blockguß und bis zum fertigen Warmband einen Fertigungsverlauf OHNE Zwischenabkühlung.

Erfindungsgemäß ist demgegenüber vorgesehen (ohne eine Zuführung von Energie!) aus der Gießhitze und/oder der Verformungswärme, z. B. des Gußblockes, der Platine oder des Warmbandes durch einen gesteuerten Temperaturverlauf über der Zeit ein duktiles Zwischenprodukt bzw. Bauteil (ungeschweißt bzw. geschweißt) herzustellen. Zur Vermeidung der "475°C-Versprödung" wird die bekannte, schnelle Abkühlung nach einer Glühbehandlung mit in den gesteuerten Temperaturverlauf einbezogen.

Nach heute üblichen Standard-Herstellungsverfahren bei stabilisierten und nichtstabilisierten chromhaltigen Güten werden diese mit einer Temperatur an die Warmbreitbandstraße übergeben, bei der die Hochlage der Biegearbeit eingehalten wird; d. h. für stabilisierte Sorten <350°C. Die Ergebnisse von Zähigkeitsmessungen an Schlagbiegeproben aus Platinen nach Luftabkühlung zeigen vergleichsweise hohe Übergangstemperaturen von der Hoch- zur Tieflage z. B. zwischen 300 und 100°C. Neben dem Einfluß der stabilisierenden Elemente, z. B. Titan, wird die Übergangstemperatur wesentlich durch die Höhe der Chromkonzentration beeinflußt. Mit steigenden Chromgehalten nimmt die Duktilität der ferritischen Matrix ab; liegt die Übergangstemperatur der Sorte x6 CrTi 12 (1.4512) um 120°C, so steigt sie für den Werkstoff x6 CrTi 17 (1.4510) auf ca. 200°C. Eine 4stündige Behandlung bei 600°C mit anschließender Wasserabkühlung bringt bei den betrieblich üblichen Platinenabmessungen keine Veränderung. Dies steht im Gegensatz zu den Angaben von den K. Woltron [2], demzufolge eine Wärmebehandlung bis zu maximal 600°C den Einfluß der Hochtemperatur-Versprödung rückgängig macht. Aus Ergebnissen von Betriebsversuchen ist ebenfalls bekannt, daß der Martensitanteil in der Mikrostruktur ohne unmittelbaren Einfluß auf die Duktilität ist.

Aus vorstehenden Beschreibungen von Werkstoffeigenschaften - mit teils sich widersprechende Aussagen - ergibt sich die Forderung nach Verbesserung der mechanischen Eigenschaften hochchromlegierter Stähle bei gleichzeitig kostengünstigerer und energiesparender Verarbeitung. Den werkstoffseitigen Erfordernissen wird durch das Ausscheidungsgeschehen sowie den Umwandlungsvorgängen Genüge getan. Zur Verwirklichung der Duktilitätsverbesserung bei den Gieß- und Umformprozessen zur Herstellung von Flach- und Langerzeugnissen in allen Querschnittsabmessungen sind die erfindungsgemäßen, energiesparenden Verfahren nachstehend beschrieben.

Die Erfindung im Überblick

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Stähle mit Chromkonzentrationen größer 8%-Massenanteilen im Zustand nach der Formgebung als Zwischenprodukte (z. B. Platinen, Warmband für Feinblech, Knüppel, Stabstahl und Draht) und als Bauteile in der Duktilität zu steigern. Damit soll erreicht werden, daß die bei der Abkühlung durch den Temperaturverlauf im Querschnitt unvermeidlichen Spannungsunterschiede zwischen Rand und Kern von einem Werkstoff mit einer ausreichenden Duktilität rißfrei aufgenommen werden. Eine plastische Verformung bei oder nach der Abkühlung ist dann möglich, wenn z. B. keine Ausscheidungen vorhanden sind oder deren Anzahl, Größe, Ausbildungsform und Verteilung in der ferritischen Matrix das Formänderungsvermögen nicht nachteilig beeinflußt.

Die Werkstoffe, die erfindungsgemäß in ihrer Duktilität zu verbessern sind, sind die chromlegierten, ferritischen Stähle mit besonderen zusätzlichen Eigenschaften, wie z. B. Korrosionswiderstand in feuchter Umgebung. Einbezogen werden ebenfalls die ferritisch-martensitischen Stähle. Zur Sicherstellung eines ausreichenden Widerstandes gegen interkristalline Korrosion nach dem Schweißen erhalten die vorstehend genannten Stähle geringe Zusätze von Elementen mit hoher Affinität zu Kohlenstoff und Stickstoff, z. B. Titan, Zirkon und/oder Niob. Diese sogenannten "stabilisierten" Stähle sind besonders sprödbruchempfindlich. Damit ist für die große Menge der Stähle, die im Verlauf der Weiterverarbeitung geschweißt werden muß, aus technologischer und ökonomischer Sicht die Einhaltung einer Mindestzähigkeit zur Gewährleistung eines ausreichenden Formänderungsvermögens in den verschiedenen Fertigungsstufen erforderlich.

Warmfeste und/oder hitzebeständige Stähle enthalten ebenfalls als wesentliches, die Verzunderung hemmendes Element Chrom in Konzentrationen von ca. 10 an bis ca. 30%. Chrom-Aluminium-Stähle sind ein charakteristisches Beispiel für DIESEN Verwendungszweck. Hier kann auch durch geringe Zusätze an Seltenen Erdmetallen oder anderen Elementen mit hoher Sauerstoffaffinität die Schutzwirkung einer Chromoxid-Aluminiumoxid-Zunderauflage verbessert werden. Hierbei sind die erfindungsgemäß vorgeschlagenen Maßnahmen zur Steuerung des zähigkeitsrelevanten Ausscheidungsverhaltens innerhalb der vorgegebenen Grenzen besonders zu beachten.

Eine weitere Werkstoffgruppe, die Ferrit als zähigkeitsbeeinflussenden Anteil in der Mikrostruktur enthält, ist diejenige der ferritisch-austenitischen Stähle, die sogenannten "Duplex-Stähle". Diese zeichnen sich sowohl durch eine hohe 0,2% Dehngrenze - mit ca. 450 N/mm² ist diese fast doppelt so hoch wie bei den austenitischen Werkstoffen - als auch eine gute Beständigkeit gegen lokal angreifende Korrosionsarten aus. Neben dem Austenitanteil ist die duktile Ferritphase Voraussetzung für eine gleichmäßig hohe Zähigkeit im Querschnitt. Die Steuerung der Zähigkeit erfolgt unter Beachtung beider Phasen; wobei der Austenit den bekannten Regeln des Kohlenstoff-Stickstofflösens oberhalb von 1000°C folgt und der Ferrit erfindungsgemäß durch die Kombination von isothermischer und kontinuierlicher Temperaturführung in Abhängigkeit von der Abmessung eine verbesserte Duktilität ohne Sprödbrüchigkeit erreicht.

Die Einstellung der optimalen Eigenschaften der beschriebenen Stähle erfolgt mittels Steuerung des Umwandlungs- und Ausscheidungsverhaltens. Diese legierungsabhängigen Faktoren setzen die genaue Kenntnis der Bedingungen des Wärmetransports

1. innerhalb des Querschnitts und
2. an dessen Oberfläche, d. h. den Wärmeübergang zum umgebenden Medium,

voraus. Die Werte der Wärmeleitfähigkeit in der ferritischen Phase sowie die Werte für in Praxis einstellbare Wärmeübergangszahlen sind bekannt (z. B. ca. 100 W/m² · K für Abkühlung in ruhender Luft bzw. ca. 1000 W/m² · K für die Wasserabkühlung). Mit deren Hilfe kann der instationäre Temperaturverlauf in den Querschnitten der Zwischenprodukte und der Fertigteile hinreichend genau berechnet werden. Damit kann eine Aussage über die Art und das Zusammenwirken der Prozeßparameter in der Mikrostruktur sowie über die nach Durchlauf des berechneten Temperaturprofils vorhandenen Ausscheidungen gemacht werden. Letzteres erstreckt sich erfindungsgemäß auf das Inlösunggehen bzw. Ausscheiden im Innern der Ferritkörner. Für die Steuerung der ferritspezifischen Duktilität sind neben den durch lichtoptische Wiedergabe bekannten Ausscheidungen [7] und [8] im Bereich von 1-1000 µm vor allem diejenigen in der Größenordnung des NANOmeterbereiches (0,001-1 µm) zu berücksichtigen.

Die Erfindung bezieht sich auf den Einsatz von Methoden, die bei der Abkühlung nach der Formgebung bei an sich bekannten Chromstählen mit 8% zur Verbesserung der Duktilität der ferritischen Matrix führen. Dies wird erreicht durch gesteuerten Temperaturverlauf, z. B. durch Kombination von isothermer Behandlung im Temperaturbereich zwischen 950 u. 700°C mit anschließender Einhaltung einer Mindestabkühlungsgeschwindigkeit zur Vermeidung der versprödenden intermetallischen α′-Phase. Eine bessere Verarbeitbarkeit der Zwischen- und Fertigerzeugnisse durch erhöhte Verformbarkeit wird technisch genutzt durch die beschriebene Kombination von Verformungs- und Wärmebehandlung. Es kann darüber hinaus durch Fortfall der Schlußwärmebehandlung Energie eingespart werden.

Verfahrensbeispiele zur Verbesserung der Duktilität der ferritischen Matrix Beispiel 1

Werkstoffe mit hohem Oxidationswiderstand sind die Chrom-Aluminium-legierten Stähle. Weitere Zusätze von Elementen mit hoher Sauerstoffaffinität steigern die Hitzebeständigkeit, führen allerdings zu gewissen technologischen Nachteilen, von denen die größere Sprödbruchneigung zuerst zu nennen ist.

Aus der Reihe der hochhitzebeständigen Ferrite findet die Güte x15CrAl20 5 mit der chemischen Zusammensetzung

vielseitige Verwendung. Bei Erschmelzung im Elektroofen folgt dem Blockabguß als Stand- oder Strangguß in der Regel die Verformung auf ein Knüppel- oder Platinenformat bzw. eine entsprechende Weiterverarbeitung ausgehend vom Brammen(guß)querschnitt. Das Zwischenprodukt wird zur Verbesserung der Oberflächenausführung warm geschliffen. Diese Erzeugnisse erfordern zur störungsfreien Fertigung mit ausreichender Zähigkeit in Rand und Kern eine duktile Mikrostruktur, die auch bei Raumtemperatur erlaubt, die Spannungen im Querschnitt durch lokale plastische Formänderungen abzubauen.

Tabelle 1

Werkstoffeigenschaften aufgezeigt am Zwischenprodukt Platine

Dazu wird die Endwalztemperatur des Halbzeugquerschnitts auf Werte von ca. 850°C abgesenkt und die Platine ca. 120 Minuten zwischen 850 und 800°C isotherm gehalten. Wahlweise kann nach anschließender, langsamer (ca. 2K/min) Abkühlung erforderlichenfalls bei ca. 600°C zwecks Verbesserung der Oberflächenausführung ein Schleifen vorgenommen werden. Danach führt eine Wasserabschreckung zu einer Matrix mit ausreichender Zähigkeit (s. Tabelle 1). Nach diesem thermomechanischen Behandlungsverfahren (TM-Verfahren) ist bei der klimabedingten Umgebungstemperatur die Bruchspannung der ferritischen Matrix oberhalb der Elastizitätsgrenze (R_el), d. h. ein Bruch erfolgt erst NACH einem bestimmten Betrag plastischer Verformung. Diese zähe ferritische Matrix erlaubt, anschließend den Platinenquerschnitt ohne Sondermaßnahmen von Raumtemperatur auf eine Temperatur, die zum Warmbandwalzen geeignet ist, aufzuheizen.

Beispiel 2

Die hochhitzebeständigen Chrom-(Aluminium-)Stähle für die Ausrüstung von widerstandsbeheizten Öfen aller Art werden in Form von Bändern und gezogenen Drähten eingesetzt. Die zu diesen Zwecken hergestellten Schmelzen, z. B. für das Erzeugnis Draht, werden abgegossen und nach Erstarrung in einer Hitze bis auf Walzdraht-Knüppel umgeformt. Die sich anschließende gesteuerte Abkühlung dieser Querschnitte erfolgt erfindungsgemäß mit dem Ziel, ohne eine zusätzliche Wärmebehandlung ein Zwischenerzeugnis zu erhalten, welches sich im Bereich klimabedingter Temperaturen noch in der Hochlage der Biegearbeitskurve befindet. Dies ist die Voraussetzung für einen Kalttransport zum und Kalteinsatz im Drahtwalzwerk. Dazu wurden als Grenzbedingungen angesetzt:

1. Walzendtemperatur 950 (bevorzugt 850)°C,
2. isothermische Haltedauer bei ca. 800°C 180 Minuten und
3. Abkühlung unterhalb von 550°C mit <30 K/min.

Alternativ dazu kann die Abkühlung von der Walzendtemperatur in zwei Geschwindigkeitsstufen von 900 bis ca. 550°C quasi-isotherm mit ca. 1,40 K/min und von 550°C an abwärts durch schnelle Abschreckung (z. B. 30 K/min) auf Raumtemperatur erfolgen. Die Verbesserung der Duktilität wurde - wie im Beispiel 1 - mittels eines instrumentierten Biegeversuches ermittelt, die Belastung dabei quasi-statisch aufgebracht. Der Vergleich der aufgenommenen Biegearbeit vor dem Bruch zeigt sowohl am Rand als auch im Kern des geprüften Querschnitts durch die der Erfindung zugrundeliegende quasi-isotherme Abkühlung mit anschließender Wasserabkühlung eine Steigerung um das 3- bis 30fache; Tabelle 2.

Tabelle 2

Duktilität der CrAl 25-5-Schmelze mit 22,19% Cr, 5,35% Al, 0,17% Zr und 0,099% Ti als Zwischenprodukt - 114 mm vkt. Knüppel - für die Walzdraht-Herstellung

Die absolute Höhe der Bruchspannung wird durch das plastische Formänderungsvermögen um den Faktor mindestens 2 bis 3 gesteigert.

Beispiel 3

Bei den Prozeßparametern, die zur Verbesserung der Werkstoffeigenschaften führen, sind der Wärmetransport innerhalb des jeweiligen Querschnitts, d. h. die Wärmeleitfähigkeit der Matrix, und der Wärmeübergang auf das umgebende Medium die wichtigsten. Dies erfordert zur Einhaltung der notwendigen Duktilität vor allem bei Walzdraht in Ringen besondere Maßnahmen. Auch hier ist die der Erfindung zugrundeliegende Abkühlung in zwei Geschwindigkeitsstufen Voraussetzung für:

1. die Steigerung der plastischen Umformbarkeit innerhalb des Walzdrahtquerschnitts und
2. die weitere Kaltverarbeitbarkeit nach der gesteuerten Abkühlung OHNE eine zusätzliche Wärmebehandlung.

Nach dem Stand der Technik sind die Walzdrahtabmessungen 8 mm Durchmesser nicht mit der erforderlichen Zuverlässigkeit zum Erreichen eines die Wirtschaftlichkeit garantierenden Ausbringens herzustellen.

Erst die Einführung einer zweistufig gesteuerten Abkühlung mit den Eckdaten nach Tabelle 3 ergibt zuverlässig reproduzierbare Zähigkeit des Drahtes:

Tabelle 3

Eckdaten des Walzprozesses mit gesteuertem Temperaturverlaufsprofil über die Zeit

Bei diesen Erzeugnissen mit kleinen Querschnitten und vergleichsweise geringen Unterschieden in der Formänderung zwischen Rand- und Kernbereichen kommt der Wachstumsgeschwindigkeit der Ausscheidungen im Temperaturbereich zwischen 950 und 700°C erhöhter Einfluß auf die Bildung der zum Erreichen der erforderlichen Mindestzähigkeit benötigten unkritischen Ausscheidungen zu. Im weiteren Verlauf des kombinierten Behandlungsprozesses werden anschließend die Walzdrahtringe (bevorzugt) bei Temperaturen zwischen 700 und 600°C in Wasser getaucht zwecks Vermeidung der "475°-Versprödung".

Tabelle 4

Duktilität einer CrAl25-5 Schmelze mit 22,19% Cr, 5,35% Al, 0,17% Zr und 0,099% Ti als Walzdraht (⌀11,5 mm nach TM-Behandlung)

Walzdraht mit der chemischen Zusammensetzung nach CrAl25-5 (mit z. B. Cr 22,19%, Al 5,35%, Zr 0,17% und Ti 0,099%) und 11,5 mm Durchmesser bricht nach der bisher üblichen Behandlung beim Abwickeln zum Richten/Ziehen (VOR Eintritt in das Ziehwerkzeug) verformungslos; das Bruchaussehen hat den bekannten Spaltbruch mit TRANSkristallinem Rißverlauf. Walzdraht derselben Abmessungen nach dem vorstehend beschriebenen Verfahrensgang gewalzt und abgekühlt, ist duktil und bleibt bei der statischen Biegeprüfung ohne Anriß bei Biegewinkeln von ca. 100 Grad. Die Biegearbeit bei instrumentierter Spannungs-/Dehnungsmessung beträgt = 169 bis 190 Joule und hat eine Standardabweichung σ von 7 bis 14 Joule; siehe Tabelle 4.

Beispiel 4

Werkstoffseitig sind die gleichen Bedingungen bei der Halbzeug- und Knüppelwalzung für die Weiterverarbeitung zu Lang-/Profilerzeugnissen gegeben. Dazu werden die Rohblöcke (Stand- oder Strangguß) wie üblich an die Zwischen- oder Endabmessungen verformt. Die letzten Stiche der Umformung werden im Bereich zwischen 900 (bevorzugt 850°C) und 700°C vorgenommen. An diese Formgebung schließt sich die isotherme Behandlung (Dauer bevorzugt zwischen 60 bis 300 Minuten) an. Je nach chemischer Zusammensetzung und der Querschnittgröße erfolgt die Abkühlung an Luft (ruhender bzw. strömender) oder mittels Medien mit schnellerer Wärmeabführung; s. 5: II und III.

Diese Tabelle zeigt die Ergebnisse der aufgenommenen Biegearbeit im Kern von x6 Cr17-Knüppeln mit 138 mm² vkt. Querschnitten unter Bedingungen wie sie mit einer TM-Behandlung nach Verformung bei einer Endwalztemperatur von 850°C (Temperatur an der Knüppeloberfläche) und anschließender isothermischer Behandlung zu erreichen sind. Zum Vergleich ist unter I. (Stand der Technik) die Duktilität nach Kernabkühlung von ca. 930°C mit 25 K/min angegeben. Im Falle der Stahlsorte x6 Cr17 kann bei 138 mm² vkt. eine Luftabkühlung 550°C ohne versprödenden Einfluß erfolgen, da die α′-Phase hier nicht auftritt.

Beispiel 5

Die "Nichtrostenden Walz- und Schmiedestähle" mit rein ferritischem und ferritisch-martensitischem Gefüge werden zum größten Anteil zu Flacherzeugnissen (Grob-, Mittel- und Feinblechen, sowie Kaltbändern) verarbeitet. Der übliche Verfahrensgang sieht den Abguß der Rohbrammen im Stranggießverfahren und deren Abkühlung auf Temperaturen bis ca. 400°C vor. Dies gilt z. B. für die Güten x2Cr11, x6CrTi12, x6Cr17 und x6CrTi17 und entsprechende Sorten aus DIN 17 440/17 441.

Tabelle 5

x6 Cr17 R_el und Bruchbelastung sowie Verformung und quasistatische Biegearbeit mit plastischen Anteilen an 138 mm² vkt.; Einfluß der TM-Behandlung im Kernquerschnitt

Nach den Regeln der Erfindung werden diese Stähle mit und ohne Stabilisierungszusätze als Rohbramme nach Verlassen der Strangkokille isotherm gehalten. Die Verweildauer im Temperaturbereich zwischen 950 und 700°C, bevorzugt zwischen 850 und 750°C, beträgt z. B. für den kritischen Kernbereich der 210×1250 mm²-Bramme ca. 90 Minuten. In dieser Zeitspanne wachsen die zähigkeitsbeeinträchtigenden Ausscheidungen in eine Größenordnung, in der sie nicht mehr zur Versprödung führen.

Danach kann - erforderlichenfalls - dieses Zwischenprodukt in Einzellage an ruhender Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Werkstoffe mit einer α′-Phasen-Ausscheidung werden unter Beachtung einer Mindestabkühlgeschwindigkeit zwischen 600 und 350°C mit einem entsprechenden Temperaturverlaufsprofil behandelt. Tabelle 6 zeigt die Biegearbeitswerte mit plastischen Verformungsanteilen wie sie bei einer x6 Cr12-Platine gemessen werden. Diese Kombination von quasi-isothermer Behandlung und schneller Abkühlung <600°C während der gesteuerten Abkühlung ermöglicht deren Kalttransport und -Einsatz in der folgenden Verarbeitungsstufe dem Warmbandwalzen. Im Gegensatz dazu führt die Abkühlung nach dem bisherigen Stand der Technik bei Raumtemperatur vor allem im Kern zu Rissen. Diese Fehler sind irreparabel.

Tabelle 6

x6Cr12: mit gesteuertem Temperaturverlauf (90 min 830°C und 30 K/min unter 600°C) Bruchspannung, Verformung und Biegearbeit bei RT

Beispiel 6

In ähnlicher Weise wie in Beispiel 5 beschrieben, wird das temperaturgesteuerte Verfahren als TM-Behandlung für die Weiterverarbeitung "Nichtrostender Walz- und Schmiedestähle" von Platinen zu Warmband angewendet. Hier wird die Zähigkeit der gewalzten Warmband-Erzeugnisse durch gesteuerte Abkühlungsgeschwindigkeiten in den verschiedenen Temperaturbereichen in Kombination mit Einhaltung einer bestimmten Walzendtemperatur angehoben. Dazu wird die entsprechend Beispiel 5 vorbereitete Platine erfindungsgemäß zu Warmband mit Endwalztemperatur um 900°C, vorzugsweise bei ca 850°C, fertiggewalzt. Bei dieser Temperatur wird das Warmband zum Coil gewickelt und ca. 60 bis 300 Minuten gehalten. In Kenntnis der Versuchsergebnisse sowie der Berechnung des instationären Temperaturverlaufs von Bändern mit den heute üblichen, großen Coilgewichten ist die Einhaltung eines quasi-isothermen Temperaturverlaufs OHNE Energiezufuhr mit Hilfe einer geeigneten isolierenden Abdeckung des Coils leicht und ohne betrieblichen Aufwand zu verwirklichen. Am Ende der isothermen Haltedauer kann während des Umhaspelns des Coils (je nach Banddicke) mit Luft- bzw. Wasserabkühlung auf Temperaturen von 300°C der eventuell vorhandene Einfluß eines "475°C-Versprödungseffektes" vermieden werden; siehe Bild 1. Die kombinierte Behandlung von gewalztem Warmband nach der TM-Methode durch:

1. isothermes Halten des Coils im Bereich von 850 bis 800°C und
2. schnelle Abkühlung auf <300°C während des Umhaspelns

(Wärmebehandlungsbeispiel in Tabelle 7 und 8) kann auch bei Warmbandherstellung über den Weg der endabmessungsnahen Gießverfahren, z. B. Dünnbrammen-, Dünnbandgießen u. ä. Verfahren, angewendet werden.

Tabelle 7

x6 Cr17: Mechanische Eigenschaften von 5-mm-Warmband nach Abkühlung im Coil und nach der TM-Behandlung

Tabelle 8

x6 CrTi12: Mechanische Eigenschaften von 4-mm-Warmband nach Abkühlung im Coil und nach der TM-Behandlung

Bei Stählen mit Anteilen von Martensit in der Mikrostruktur kann zusätzlich der Anlaßeffekt durch eine geeignete Temperaturwahl nach dem Ende des Umhaspelns - z. B. kurz unterhalb der Martensit-Starttemperatur - zur Verbesserung des Verformbarkeit genutzt werden. Das Warmband, nach der beschriebenen thermomechanischen Behandlung hergestellt, erfordert weder eine Haubenglühung noch eine Behandlung im Durchlaufofen. Fazit: das TM-behandelte Warmband kann OHNE Wärmebehandlung/Energieeinsatz nach einer eventuell erforderlichen Oberflächenbearbeitung kalt angewalzt werden. Neben der Eigenschaftsverbesserung durch eine TM-Behandlung chromlegierter ferritischer und ferritisch-martensitischer Stähle ergibt sich dadurch zusätzlich ein deutlich verringerter Energieverbrauch bei Verarbeitung dieser Werkstoffe zu Kaltbändern.

Literatur:

[1] W. Heimann, R. Oppenheim u. W. Weßling: Werkstoffkunde Stahl, Band 2, 1985, S. 416;
W. Weßling u. R. Oppenheim: Werkstoffkunde Stahl, Band 2, 1985, S. 441;
H. Thomas: Werkstoffkunde Stahl, Band 2, 1985, S. 449;
[2] Auslegeschrift 21 60 440 (P 21 60 440.0-24 v. 18. 05. 1978), (24. 10. 1970 Österreich A 11 635-70)
K. Woltron: Berg. u. Hüttenm., Monatshefte 116 (1971), H. 11, S. 429-437;
[3] TEW - Technische Berichte, 2. Bd. (1976), H. 1, S. 19-28;
[4] E. Houdremont: Handbuch der Sonderstahlkunde (1956), S. 863, Stahl und Eisen, Bd. 50 (1930), S. 1517-1528;
[5] B. Pollard: Metals Technologie, Januar 1974, S. 31-36;
[6] Offenlegungsschrift DE 38 25 634 A1 v. 28. 07. 88;
[7] T. Spittel: Neue Hütte, 15. Jg., Heft 4, April 1970, S. 217-223;
[8] H. Mülders, J. Stellfeld u. H. J. Köhler: Techn. Mitt. Krupp-Werksberichte, Band 33 (1975), H. 2, S. 45-50

Claims

1. Verfahren zur Wärmebehandlung von hochchromlegierten ferritischen und ferritisch-martensitischen "Nichtrostenden Stählen", "Hitzebeständigen Stählen" sowie "Hochhitzebeständigen Stählen" in Form von Zwischen- und Endprodukten und von Bauteilen, deren überwiegend ferritische Gefügeanteile zur Verbesserung der Duktilität einer in zwei Stufen erfolgenden Wärmebehandlung unterzogen werden, dadurch gekennzeichnet, daß während der Abkühlung aus der ersten Hitze bzw. nach einer Verformung oberhalb der Rekristallisationstemperatur zunächst zwischen 950 und 700°C während einer Dauer zwischen 1 und 200 Stunden isotherm gehalten wird und die anschließende Abkühlung mit einer Geschwindigkeit, je nach der Legierungszusammensetzung mit mindestens 14 K/min erfolgt.

2. Verfahren zur Wärmebehandlung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Behandlung im ersten Temperaturbereich zunächst isotherm bei einer Temperatur von ca. 850°C während 1 bis zu 200 Stunden und dann langsam, mit maximal 15 K/min betragender Abkühlrate, bis auf ca. 600°C abfallend erfolgt und die anschließende Abkühlgeschwindigkeit bei mindestens 14 K/min liegt.

3. Verfahren zur Wärmebehandlung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Behandlung im ersten Temperaturbereich von ca. 850°C langsam, z. B. mit maximal 15 K/min betragender Abkühlrate, bis 600°C abfallend erfolgt und die folgende Abkühlgeschwindigkeit mindestens 14 K/min beträgt.

4. Verfahren zur Wärmebehandlung nach den Ansprüchen (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß Zwischenprodukte aus Stand- und Strangguß durch Warmverformungsprozesse zu Platinen für die Warmbandherstellung sowie zu Knüppeln und Stabstahl weiterverarbeitet werden.

5. Verfahren zur Wärmebehandlung nach den Ansprüchen (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß aus Vierkant- und Rundknüppeln Walzdraht gefertigt wird.

6. Verfahren zur Wärmebehandlung nach den Ansprüchen (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß aus Platinen Warmband gefertigt wird.

7. Verfahren zur Wärmebehandlung nach den Ansprüchen (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß nach den Methoden des endabmessungsnahen Gießens hergestellte Rohplatinen und gegossene "Dünnbänder" zu Warmband als Zwischenprodukt für die Grobblech-, Feinblech- und Kaltbandfertigung erzeugt wird.

8. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7), dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Walz- und Schmiedestähle" ohne austenitische Gefügeanteile verwendet werden.

9. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Nichtrostende Walz- und Schmiedestähle" mit bis zu ca. 30% Volumenanteilen an austenitischem Umwandlungsgefüge verwendet werden.

10. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Nichtrostende Walz- und Schmiedestähle" sowohl mit als auch ohne austenitische Umwandlungsanteile mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium und/oder Magnesium einzeln oder kombiniert miteinander verwendet werden.

11. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Hitzebeständige Stähle" verwendet werden.

12. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Hitzebeständige Stähle" mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium, Magnesium und/oder eines oder mehrere Elemente der Seltenen Erdmetalle entweder einzelnen oder kombiniert miteinander verwendet werden.

13. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritisch-austenitische "Nichtrostende Walz- und Schmiedestähle" (sogenannte "Duplexstähle") verwendet werden.

14. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Hochhitzebeständige Stähle" verwendet werden.

15. Zwischen- und Fertigerzeugnisse, hergestellt nach den Verfahren wie in (1) bis (7) beschrieben, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische "Hochhitzebeständige Stähle" mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium, Magnesium und/oder eines oder mehrere Elemente der Seltenen Erdmetalle entweder einzeln oder kombiniert miteinander verwendet werden.