DE4423462C2

DE4423462C2 - Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Duktilität des überwiegend ferritischen Gefügeanteils von Stählen

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Publication number: DE4423462C2
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: 1997-06-26
Anticipated expiration: 2014-07-06
Also published as: DE4423462A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Duktilität des überwiegend ferritischen Gefügeanteils von hoch-chromlegierten ferritischen oder fer ritisch-martensitischen, nicht-rostenden Walz- oder Schmiede stählen oder von hitzebeständigen Stählen oder von hoch-hitze beständigen Stählen, jeweils in Form von Zwischen- und End produkten von Bauteilen.

Ein Verfahren der vorstehend genannten Art ist aus der DE 21 60 440 B2 bekannt.

Für rost-, säure- und hitzebeständige Anwendungen werden hoch chrom- und nickelhaltige austenitische und ferritische Stähle in vielen Erzeugnisformen eingesetzt. Im allgemeinen sind die austenitischen Werkstoffe aufgrund ihrer im Bereich klimabe dingter Temperaturen hohen Duktilität den ferritischen Chrom stählen 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.

Soweit im folgenden von "ferritischen oder ferritisch-marten sitischen, nicht-rostenden Walz- oder Schmiedestählen" die Rede ist, so sind damit "Nicht-rostende Stähle" gemeint, wie sie Gegenstand der DIN 17 440 sind, sowie alle Stähle und Stahl legierungen mit < 8% Massenanteilen an Chrom und mindestens 10% Volumenanteil an ferritischer Mikrostruktur.

Soweit im folgenden von "hitzebeständigen Stählen" die Rede ist, so sind solche ferritischen Stähle gemeint, wie sie im Stahl-Eisen-Werkstoffblatt 470 (5. Aufgabe vom Februar 1976) aufgeführt sind.

Soweit im folgenden von "hoch-hitzebeständigen Stählen" die Rede ist, so sind darunter die ferritischen "Heizleiter legierungen" gemäß DIN 17 470 zu verstehen.

Neben den legierungsabhängigen Kostenvorteilen der hochchrom haltigen Stähle bieten diese im Vergleich zu austenitischen Legierungen einige vorteilhafte, werkstoffspezifische Eigen schaften. Dies sind kleinere Wärmeausdehnungskoeffizienten, höhere Wärmeleitfähigkeit und besserer Widerstand gegen Oxida tion, besonders bei alternierender Wärmebelastung. Diesen günstigen Eigenschaften stehen als Nachteile die starke Abhängig keit der von der ferritischen Matrix aufnehmba ren 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 Abkühl geschwindigkeiten 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 ver sprödet die Gefügestruktur [2]. Dies selbst dann, wenn stabilisierte und nichtsta bilisierte Stähle auf hohe Temperaturen von z. B. 1050°C, aufgeheizt und anschließend abgeschreckt werden. Die von K. Woltron [2] erwähnte Hochtemperatur versprödung kann durch eine WärmeNACHbehandlung zwischen 200 und 600°C rückgängig gemacht werden. Danach kann die Duktilität von geschweißten Bau teilen 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 Duktilitätsver besserung 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 x10CrMo182 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 Zähigkeits abfall, 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 Sta bilisierungsverhältnissen von höherer Zähigkeit berichtet.

Der Stand der Technik bei der Herstellung von Warmband und Grobblech wird in [6] bei den Verarbeitungsverfahren von Gußblöcken (Stand- und Strangguß) beschrieben. Hier werden durch MINDESTabkühlgeschwindigkeiten im Tem peraturbereich 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. z. B. 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 x6CrTi12 (1.4512) um 120°C, so steigt sie für den Werkstoff x6CrTi17 (1.4510) auf ca. 200°C. Eine 4stündige Behandlung bei 600°C mit an schließender Wasserabkühlung bringt bei den betrieblich üblichen Platinenabmessungen keine Veränderung. Dies steht im Gegensatz zu den Angaben von den K. Woltron [2], demzufolge eine Wärme behandlung bis zu maximal 600°C den Einfluß der Hochtemperatur- Versprödung rückgängig macht. Aus Ergebnissen von Betriebsver suchen ist ebenfalls bekannt, daß der Martensitanteil in der Mikrostruktur ohne unmittelbaren Einfluß auf die Duktilität ist.

Aus dem DE-Buch "Werkstoffkunde Stahl", Band II, 1985, Springer Verlag, Seiten 415, 416, 441 und 449 ist die sogenannten "475°C- Versprödung" bekannt, die jedoch, wie besonders Bild D 13.29 zeigt, erst nach längerer Auslagerungsdauer auftritt. Ferner ist angegeben, daß bei ferritischen Stählen die interkristallinen Feinausscheidungen vermieden werden müssen, indem nach der Wärmebehandlung möglichst schnell abgekühlt wird.

Ein entsprechender Hinweis findet sich auch im DE-Buch "Handbuch der Sonderstahlkunde" von Houdremont, I. Band, 1956, Springer Verlag, Seiten 859 bis 863, wobei als Mittel zur Beseitigung die Umkörnung des Gefüges angeregt wird.

Aus einem Tagungsbericht der Konferenz "Innovation Stainless Steel", Florenz, Italien, vom 11. bis 14. 10. 1993, Beitrag "New Energy, Cost and Time Saving Transformation Cycle for Ferritic Stainless Grades" ist bekannt, bei ferritischen rostfreien Stählen, also niedriger-legierten Stählen, ein sogenanntes "passives Glühen" vorzunehmen, indem die Coil-Temperatur im Bereich zwischen 820 und 870°C eingestellt und danach eine geregelte Abkühlung mit maximal 10°C/Stunde bis hinunter zu einer Temperatur von 650°C bewirkt wird.

Aus der eingangs genannten DE 21 60 440 B2 ist es bekannt, Versprödungserscheinungen in ferritischen Chromstählen dadurch zu reduzieren, daß eine Rekristallisationsglühung bei Temperatu ren zwischen 800 und 900°C durchgeführt wird. Aus dieser Druckschrift ist ferner bekannt, daß ferritische Chromstähle nach dem Schweißen verspröden können, wobei, um dies zu ver meiden, Glühtemperaturen zwischen 620 und 850°C angewendet werden. Es wird dabei nicht verkannt, daß diese Glühbehandlungen nicht zu einer vollständigen Verhinderung der Sprödigkeit führen.

Der Erfindung liegt demgegenüber die Aufgabe zugrunde, Verfahren der eingangs genannten Art dahingehend weiterzubilden, daß Versprödungserscheinungen vollständig beseitigt werden und damit die Duktilität maximiert wird.

Diese Aufgabe wird bei einem ersten Verfahren der eingangs genannten Art erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß während der Abkühlung aus der Verformungshitze oder aus der Gußhitze eine Glühung stattfindet, die isotherm mindestens 1 Stunde bis maximal 200 Stunden dauert, und daß anschließend eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von mindestens 14 K/min erfolgt.

Bei einem zweiten Verfahren der eingangs genannten Art wird diese Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Bauteile im Temperaturbereich zwischen 850 bis 600°C kontinuierlich mit maximal 15 K/min abgekühlt werden und daß danach die Abkühlung bei höheren Abkühlgeschwindigkeiten, und zwar von mindestens 14 K/min, erfolgt.

Die Erfindung strebt damit das Ziel an, Stähle mit Chrom konzentrationen < 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. 2 K/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 Bei spiel 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 Standard abweichung 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 17440/17441.

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 x6Cr12-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 Abkühlungs geschwindigkeiten 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 der 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. Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Duktilität des überwiegend ferritischen Gefügeanteils von hoch chromlegierten ferritischen oder ferritisch-martensitischen, nicht-rostenden Walz- oder Schmiedestählen oder von hitze beständigen Stählen oder von hoch-hitzebeständigen Stählen, jeweils in Form von Zwischen- und Endprodukten von Bau teilen, dadurch gekennzeichnet, daß während der Abkühlung aus der Verformungshitze oder aus der Gußhitze eine Glühung stattfindet, die isotherm mindestens 1 Stunde bis maximal 200 Stunden dauert, und daß anschließend eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von mindestens 14 K/min erfolgt.

2. Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Duktilität des überwiegend ferritischen Gefügeanteils von hoch-chrom legierten ferritischen oder ferritisch-martensitischen, nicht-rostenden Walz- oder Schmiedestählen oder von hitze beständigen Stählen oder von hoch-hitzebeständigen Stählen, jeweils in Form von Zwischen- und Endprodukten von Bau teilen, dadurch gekennzeichnet, daß die Bauteile im Temperaturbereich zwischen 950 bis 600°C kontinuierlich mit maximal 15 K/min abgekühlt werden und daß danach die Abkühlung bei höheren Abkühlgeschwindigkeiten, und zwar von mindestens 14 K/min, erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß Zwischenprodukte aus Stand- und Strangguß durch Warmverformungsprozesse zu Platinen für die Warmbandher stellung sowie zu Knüppeln und Stabstahl weiterverarbeitet werden.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß aus Vierkant- und Rundknüppeln Walzdraht gefertigt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß aus Platinen Warmband gefertigt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß nach den Methoden des endabmessungsnahen Gießens herge stellte Rohplatinen und gegossene Dünnbänder zu Warmband als Zwischenprodukt für die Grobblech-, Feinblech- und Kaltbandfertigung erzeugt werden.

7. Zwischen- oder Fertigerzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische Walz- und Schmiedestähle ohne austenitische Gefügeanteile verwendet werden.

8. Zwischen- oder Fertigerzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekenn zeichnet, daß ferritische, nicht-rostende Walz- und Schmiedestähle mit bis zu ca. 30% Volumenanteilen an austenitischem Umwandlungsgefüge verwendet werden.

9. Zwischen- oder Fertigerzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekenn zeichnet, daß ferritische, nicht-rostende Walz- und Schmiedestähle sowohl mit als auch ohne austenitische Umwandlungsanteile mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium und/oder Magnesium einzeln oder kombi niert miteinander verwendet werden.

10. Zwischen- oder Fertigerzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische, hitzebeständige Stähle verwendet werden.

11. Zwischen- oder Fertigerzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische, hitzebeständige Stähle mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium, Magnesium und/oder einem oder mehreren Elementen der Seltenen Erdmetalle entweder einzeln oder kombiniert verwendet werden.

12. Zwischen- oder Enderzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritisch-austenitische, nicht-rostende Walz- und Schmiedestähle verwendet werden.

13. Zwischen- oder Enderzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische, hoch-hitzebeständige Stähle verwendet werden.

14. Zwischen- oder Enderzeugnis, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ferritische, hoch-hitzebeständige Stähle mit Zusätzen von Niob, Titan, Yttrium, Zirkonium, Calcium, Magnesium und/oder einem oder mehreren Elementen der Seltenen Erdmetalle entweder einzeln oder kombiniert miteinander verwendet werden.