WO2013104357A1 - Rostfreier ferritischer stahl und verfahren zur herstellung eines hochtemperaturbauteils - Google Patents

Rostfreier ferritischer stahl und verfahren zur herstellung eines hochtemperaturbauteils Download PDF

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steel
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niobium
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Tilmann Beck
Martin FRIAK
Sebastian Weber
Werner Theisen
Gabriele BRÜCKNER
Nilofar NABRIAN
Jan LACKMANN
Bahman Sahebkar
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Benteler Automobiltechnik Gmbh
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    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the invention relates to a stainless, ferritic steel, a high-temperature component made of this material and a method for producing a Hocbtemperaturbauteils.
  • High-temperature components are usually made of stainless, ferritic stainless steels, inter alia on the basis of steel grades with the names DiN EN 1 .4509 or 1, 4521.
  • DiN EN 1 .4509 or 1, 4521 DiN EN 1 .4509 or 1, 4521.
  • Hochtemperafurbaumaschinener in the context of the invention are in particular exhaust gas leading components to understand, in particular exhaust manifold and Aufiademaschinen, such as, turbocharger or pressure loader.
  • Exhaust manifolds are operated in a temperature range between 250 ° and 850 ° C (with a variation range of + 1-100 ° C).
  • Turbochargers are subject to even higher Temperaturbeiastungen. They are partly operated at maximum temperatures of 1 .100 ° C +! ⁇ 50 ° C.
  • the materials mentioned have sufficiently high creep strengths at typical exhaust gas temperatures between 25CTC and 850 ° C. whereby they are suitable for use at such high temperatures.
  • the hot tensile strength at a temperature between 800 ° C and 90 ⁇ ° C is the steel grade with the label 1 .4509 on the order of 80 MPa hei 800 Ü C to 23 MPa at 900 ° C.
  • the invention is therefore based on the object to show a stainless ferritic steel, which has a high temperature resistance, and to show a high-temperature component of such a material.
  • a method for producing a Hocbtemperaturhauteils be demonstrated from this material, wherein the Hochtemperaturbautei! characterized by high temperature resistance.
  • thermomechanical properties are to be understood as those superior to grade 1.4509.
  • the ferritic stainless steel of the present invention has either of the following alloy components (in mass%);
  • Co Co + 0.1
  • Fe remainder iron
  • impurities caused by agglomeration, wherein the structure has a grain diameter of 12 m to 80 ⁇
  • inventive stainless ferritic steel gives the following alloy components (in mass percent):
  • Remainder iron (Fe) and impurities caused by the melt the structure having a grain diameter of 12 m to 80 pm.
  • alloys are characterized first by the fact that the sum of the alloying parts minima! is held.
  • the alloys are distinguished by the Laves phase formation described below, which results in optimum high-temperature properties, ie especially for a cyclic application with temperatures of 250 ° to 950 ° C.
  • the creep times (tk) are at the specification of a tensile stress of 23 MPa and a temperature of 850 ° C with t k £ 4h significantly over 10% higher compared to the steel grade 1 .4509.
  • the thermocycling experiments showed a comparable tendency
  • the grain diameter is in a range of 12 pm and 80 pm corresponding to a grain size number of 4 to 10 according to AST E 1 12.
  • the grain diameter is in a range of 30 pm and 80 pm according to AST 5 to 7. More preferably, the grain diameter is 35 pm according to AST 7.
  • the alloy compositions have a decisive influence on the desired high-temperature properties. Desirable high-temperature properties are to be understood as those which are superior to the steel material 1 .4509.
  • the hot tensile strength at a temperature of 900 ° C should be greater than 28 Pa. It preferably moves on the order of 30 MPa to 45 MPa.
  • Laves phases are intermetallic compounds. These intermetallic compounds are formed by the addition of niobium.
  • the addition of silicon favors the formation of the Lavesphase.
  • the alloying of tungsten or molybdenum (X content of Fe 2 X) is used, inter alia, for mixed crystal solidification. The superposition of the two effects leads to an improvement in the high-temperature property of the material.
  • the Laves phase has an influence on the improvement of creep resistance. Although it is known from the scope of the fuel cell to use ferritic stainless steels, but only in connection with rare earths such as lanthanum. This is it very costly alloying components whose use is avoided for economic reasons in the invention.
  • Lavesphasen With the alloy according to the invention, which receives both molybdenum, tungsten and niobium in combination with silicon, Lavesphasen can be formed to the desired extent, which are also present at temperatures above 850 ° C.
  • the sum of the mass fractions of tungsten and molybdenum is in particular smaller than the sum of the mass fractions of silicon and niobium + 2.5%.
  • the overall result is improved creep strength aimed for high temperature applications.
  • nickel has the function of increasing the strength and yield strength of the alloy.
  • MnS manganese sulphides
  • FeS contributes to a strong weakening of the grain boundaries, The reduction of FeS thus leads to the desired strengthening of grain boundaries.
  • Niobium has a decisive influence on the Laves phase formation (Fe 2 Nb). As a result, stainless ferritic stainless steels containing niobium tend to resonate. The C content is crucial because Nb has a high affinity to C. If the C content is not low enough, no Laves phase is formed, but NbC. However, the Lewes phase can dissolve at higher temperatures (T> 800 ° C), which may decrease the creep resistance. This in turn depends on the alloy composition and thus on the solvus temperature of the Lavesphase. However, the interaction with the alloying elements mentioned below means that finest Laves phases and, to a small extent, carbides also form within the grain and also do not dissolve at higher temperatures.
  • the interaction provides both grain consolidation and improved grain boundary cohesion.
  • Carbon contained in stabilized ferritic stainless steels in the typical order of magnitude C ⁇ 0.025% provides, in particular, for the formation of Ti, Nb carbides, which can serve as nuclei and stabilize the microstructure, within the stated limits.
  • silicon serves to stabilize the Lavesphase. Ab initio calculations and thermodynamic calculations show that Si-AnteH promotes Laves phase expansion. It can thereby be achieved that the Lavesphase is maintained even at higher temperatures in a range of T - 900 ° to T ⁇ 950 ° C. A maximum of 0.08 to 0.9% silicon is the optimum range for stabilizing the Laves phase. If the Si component is too high, then the solvus temperature of the Laves phase can be shifted to higher temperatures so that the Laves phases are coarsely separated during production and can no longer be dissolved.
  • the steel is preferably partially Ti stabilized to increase the level of dissolved Nb. Since C and N are partially ligated, essentially free Nb and Si are left as free variables with an influence on the Laves phase.
  • % Nb -0.25 (% Si + 0.65 (% Si) 2 - 0.75 (% Si) + 1
  • the steel sheet is heated with the composition described above to a temperature which is between 400 "C and at most 50 ° C above the Rekalailisationstemperatur held for 5 min to 5 h in this temperature range
  • the microstructure has a grain diameter of 12 ⁇ m to 80 ⁇ m, corresponding to approximately AST 4 to AST 10,
  • the grain diameter is between 30 ⁇ m and 60 ⁇ m in accordance with ASTIV15 to ASTM7.
  • the grain diameter is corresponding to 35 ⁇ m ASTM 7.
  • the microstructure also has Laves phase Fe 2 X, wherein X represents at least one alloying element selected from the group comprising Nb, W, or Mo.
  • Solution heat treatment at elevated temperature, during which recovery and recrystallization can take place causes niobium to dissolve.
  • niobium will go into solution.
  • the particle size will be adjusted.
  • the Rekristallisationsglübung takes place at about 1150 ° C and is highly dependent on the alloy composition, the degree of deformation and especially the presence of a second phase (Laves, MX, etc.).
  • the material is heated to a temperature above 400 ° C to a maximum of 50 ° above the recrystallization temperature.
  • the minimum temperature of the heating is 200 "below the recrystallization temperature, in which the material is held for a certain period of time, and may be between 5 minutes and 5 hours.
  • the grain diameter is usually ASTM8 or ASTM9
  • the cold forming is therefore usually followed by a solution annealing process to the desired grain size and the desired structure even in the cold formed Bauteli to reach,
  • the invention thus relates to a Lavesphase reinforced ferritic chromium steel, which obtains a higher heat resistance by the combined addition of Mo and W and this can remain for a long period due to the obstruction of grain growth by stable Lavesphase at T> 900 ° C, while others o would neutralize W-glazed ferrites without Laves phase by coarsening.

Abstract

Rostfreier, ferritischer Stahl mit folgenden Legierungskomponenten (in Massenprozent): Kohlenstoff (C) 0,003 - 0,030, Siiizium (Si) 0,08 - 0,9, Chrom (Cr) 14,0 - 18,5, Aluminium (Al) max. 0,02, Nickel (Ni) 0,05 - 2,0, Titan (Ti) 0,01 - 0,1, Niob (Nb) 0,40 - 0,90, Stickstoff (N) 0,006 - 0,028, Molybdän (Mo) 0,02 - 2,0, Wolfram (W) 0,1 - 2,0, Vanadium (V) 0,05 - 0,2, Mangan (Mn) 0,01 - 0,5, Cohalt (Co) max. 0,1. Rest Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge einen Korndurchmesser von 12 μm bis 80 μm besitzt.

Description

Hoc iemperatyr aytesls
Die Erfindung betrifft einen rostfreien, ferritischen Stahl, ein Hochtemperaturbauteil aus diesem Werkstoff sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Hocbtemperaturbauteils.
Hochtemperaturbauteile werden zumeist aus rostfreien, ferritischen Edelstahlen, unter anderem auf der Basis von Stahlsorten mit den Bezeichnungen DiN EN 1 .4509 oder 1 ,4521 , hergesteilt, Als Hochtemperafurbauteile im Sinne der Erfindung sind insbesondere Abgas führende Bauteile zu verstehen, insbesondere Abgaskrümmer und Aufiademaschinen, wie z.B, Turbolader oder Druckweilenlader.
Abgaskrümmer werden in einem Temperaturbereich zwischen 250° und 850°C (mit einer Variationsbreite von +1- 100° C) betrieben. Turbolader unterliegen noch höheren Temperaturbeiastungen. Sie werden teilweise bei maximalen Temperaturen von 1 .100° C +!~ 50° C betrieben. Die genannten Werkstoffe weisen bei typischen Abgastemperaturen zwischen 25CTC und 850°C hinreichend große Kriechfestigkeiten auf. wodurch sie für den Einsatz bei derart hohen Temperaturen geeignet sind. Die Warmzugfestigkeit bei einer Temperatur zwischen 800° C und 90Ö°C liegt bei der Stahlsorte mit der Bezeichnung 1 .4509 in einer Größenordnung von 80 MPa hei 800ÜC bis 23 MPa bei 900°C. im KFZ Bereich besteht das grundsätzliche Bedürfnis, Bauteile so leicht wie möglich zu konstruieren, um das Gesamtgewicht des Fahrzeugs niedrig zu halten. Ziel ist es, den Kraftstoffverbrauch durch ein geringes Fahrzeuggewicht zu reduzieren. Ein weiteres Ziel ist es, die Luftverschmutzung durch den Betrieb von Verbrennungsmotoren so weit wie möglich zu verhindern. Es ist bekannt, dass der Wirkungsgrad eines Abgaskonverters mit der Abgastemperatur steigt. Daher ist ein schneller Temperaturanstieg wünschenswert. Das kann durch dünnwandige Bauteile erreicht werden, um die Wärmekapazität des Abgassystems so gering wie möglich zu halten. Aufgrund der geringeren Wärmekapazität strömt das Abgas mit höherer Temperatur in den Abgaskonverter, welcher schneller aufgeheizt wird und dadurch bessere Reinigungsergebnisse erzielt. Andererseits erfordern höhere Gastemperaturen verbesserte thermomechanische Eigenschaften der eingesetzten Werkstoffe.
Es ist bekannt, dass die Komponenten eines Abgasstrangs mit der Zeit thermisch ermüden. Das ist auf das vielfache Erhitzen und Abkühlen zurückzuführen. Diese thermischen Wechselbelastungen können bei ungeeigneten Werkstoffen zu einem vorzeitigen Bruch führen, bedingt durch Spannungskonzentrationen aufgrund thermischer Ausdehnungen. Folglich sollten die eingesetzten Werkstoffe einen möglichst geringen thermischen Ausdehnungskoeffizienten und gleichzeitig eine hinreichend große Temperaturfestigkeit besitzen. Obwohl die Temperaturfestigkeit ferritischer Stähle niedriger ist als diejenige der austenitischen Stähle, werden sie für die Anwendungsfälle von Hochtemperaturbauteilen aufgrund ihrer geringeren thermischen Ausdehnung dennoch verwendet. Es ist daher wünschenswert, die Temperaturfestigkeit rostfreier, ferritischer Stähle mit ihrem hohen Widerstand gegen thermische Ermüdung zu kombinieren.
Der Erfindung Hegt mithin die Aufgabe zu Grunde, einen rostfreien ferritischen Stahl aufzuzeigen, der eine hohe Temperaturfestigkeit besitzt, sowie ein Hochtemperaturbauteil aus einem solchen Werkstoff aufzuzeigen. Darüber hinaus soll ein Verfahren zur Herstellung eines Hocbtemperaturhauteils aus diesem Werkstoff aufgezeigt werden, wobei sich das Hochtemperaturbautei! durch hohe Temperaturfestigkeit auszeichnet.
Diese Aufgabe ist durch einen rostfreien, ferntischen Stahl mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst, der entsprechend dem beanspruchten Verfahren verwendet wird und insbesondere zur Herstellung von Hochtemperaturbauteilen zum Einsatz kommt.
Unter verbesserten thermomechanischen Eigenschaften sind solche zu verstehen, die der Stahlsorte 1.4509 überlegen sind.
Der erfindungsgemäße rostfreie ferritische Stahl besitzt entweder folgende Legierungskomponenten (in Massenprozent};
Kohlenstoff (C) 0,003 0,030
Silizium (Si) 0,08 0,9
Chrom (Cr) 14,0 18,5
Aluminium (AI) max. 0,02
Nickel (Ni) 0,05 2,0
Titan (Ti) 0,01 0,1
Niob (Mb) 0,40 0,90
Stickstoff (N) 0,006 0,028
Molybdän (Mo) 0,02 2,0
Wolfram (W) 0,1 2,0
Vanadium (V) 0,05 0,2
Mangan (Mn) 0,01 0,5
Cobalt (Co) max, 0,1 Rest Eisen (Fe) und erschmeizungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge einen Korndurchmesser von 12 m bis 80 μηι besitzt, oder der erfindungsgemäße rostfreie ferritische Stahl bestet folgende Legierungskomponenten (in Massenprozent):
Kohlenstoff (C) 0,003 0,05
Siiizium (Si) 0,08 0,9
Chrom (Cr) 14,0 ~ 17,9
Aluminium (A!) max, 0,02
Nickel (Ni) max. 2,0
Bor (B) 0,0008 - 0,005
Titan (Ti) 0,01 0,06
Niob (Nb) 0,40 - 0,90
Stickstoff (N) 0,006 ~ 0,026
Molybdän (Mo) 0,02 · 2,0
Wolfram (W) max. 2,0
Vanadium (V) max. 0,2
Mangan (Mn) 0,01 ~ 0, 5
Cobalt (Co) max, 0,1
Rest Eisen (Fe) und erschmeizungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge einen Korndurchmesser von 12 m bis 80 pm besitzt.
Diese Legierungen zeichnen sich zunächst dadurch aus, dass die Summe der Legierungsanteile minima! gehalten ist. insbesondere soll die Summe aus Wolfram und Molybdän nicht mehr als 2,5 Massenprozent ausmachen, d, h, W + Mo < = 2,5 %, aber bevorzugt mindestens 0,2 Gew,~% Höhere Gehalte von Molybdän und Wolfram sind wirtschaftiich ungünstig. Die Legierungen zeichnet sich zudem durch die weiter unten erläuterte Lavesphasenbildung aus, wodurch sich optimale Hochtemperatureigenschaften ergeben, d. h. insbesondere für einen zyklischen Anwendungsbereich mit Temperaturen von 250° bis 950° C. Die Kriechzeiten (tk) liegen bei der Vorgabe einer Zugspannung von 23 MPa und einer Temperatur von 850°C mit tk £ 4h deutlich über 10% höher im Vergleich zur Stahlsorte 1 .4509. Die thermozykSischen Versuche zeigten eine vergleichbare Tendenz,
Es wird angestrebt, den Gesamtgehait an C so niedrig wie möglich zu halten und den gelösten Gehalt durch Ti (und zum Teil Hb) weiter abzusenken, um die Anfälligkeit für interkristalline Korrosion zu minimieren. Der Korndurchmesser liegt in einem Bereich von 12 pm und 80 pm entsprechend einer Korngrößenzahl von 4 bis 10 nach AST E 1 12. Vorzugsweise liegt der Korndurchmesser in einem Bereich von 30 pm und 80 pm entsprechend AST 5 bis 7. Besonders bevorzugt beträgt der Komdurchmesser 35 pm entsprechend AST 7.
Selbstverständlich haben die Legierungszusammensetzungen einen entscheidenden Einfluss auf die gewünschten Hochtemperatureigenschaften, Unter gewünschten Hochtemperatureigenschaften sind solche zu verstehen, die dem Stahl Werkstoff 1 .4509 überlegen sind. Insbesondere soll die Warmzugfestigkeit bei einer Temperatur von 900° C größer als 28 Pa sein. Bevorzugt bewegt sie sich in einer Größenordnung von 30 MPa bis 45 MPa.
Insbesondere der Niob-Zusatz in Kombination mit Silizium dient zur Erzeugung von Lavesphasen. Lavesphasen sind intermetallische Verbindungen. Diese intermetallischen Verbindungen kommen durch Zusatz von Niob zustande. Die Zugabe von Silizium begünstigt die Bildung der Lavesphase. Das Zulegieren von Wolfram oder Molybdän (X-Anteil von Fe2X) dient unter anderem zur Mischkristailverfestigung. Die Superposition der beiden Effekte führt zur einer Verbesserung der Hochtemperatureigenschaft des Werkstoffs.
Die Lavesphase hat Einfluss auf die Verbesserung der Kriechbeständigkeit. Zwar ist es aus dem Anwendungsbereich der Brennstoffzellen bekannt, ferritische, rostfreie Edelstahle zu verwenden, allerdings nur im Zusammenhang mit seltenen Erden wie z.B. Lanthan. Hierbei handelt es sich um sehr kostenintensive Legierungskomponenien, deren Verwendung aus wirtschaftischen Gründen bei der Erfindung vermieden wird.
Mit der erfindungsgemäßen Legierung, die sowohl Molybdän, Wolfram als auch Niob in Kombination mit Silizium erhält, können Lavesphasen in dem gewünschten Umfang gebildet werden, die auch bei Temperaturen über 850°C vorliegen. Die Summe der Massenanteile von Wolfram und Molybdän ist insbesondere kleiner als die Summe der Massenanteile von Silizium und Niob + 2,5 %. In Kombination mit der Korngröße ASTM7 ergibt sich insgesamt eine für Hochtemperaturanwendungen angestrebte verbesserte Kriechfestigkeit.
Bei den beanspruchten Legierungszusammensetzungen hat Nickel die Funktion, die Festigkeit und Streckgrenze der Legierung zu erhöhen.
Mangan bindet Schwefel in Form von Mangansulfiden (MnS) ab. Zudem wird die Bildung von FeS durch Mangan gehemmt, FeS trägt zu einer starken Abschwächung der Korngrenzen bei, Die Reduzierung von FeS führt somit zu der gewünschten Stärkung der Korngrenzen.
Niob hat entscheidenden Einfluss auf die Lavesphasenbiidung (Fe2Nb). Dadurch neigen rostfreie ferritische Edelstahle, die Niob enthalten, zur Lavesphasenbiidung. Dabei ist der C~Gehalt entscheidend, da Nb eine hohe Affinität zu C hat. Wenn der C-Gehalt nicht niedrig genug ist, bildet sich keine Lavesphase, sondern NbC. Allerdings kann sich die Lewesphase bei höheren Temperaturen (T > 800° C) auflösen, wodurch die Kriechbeständigkeit abnehmen kann. Dies wiederum hängt von der Legierungszusammensetzung und damit von der Solvustemperatur der Lavesphase ab. Die Wechselwirkung mit den nachfolgend genannten Legierungselementen führt jedoch dazu, dass feinste Lavesphasen und in einem geringen Anteil auch Karbide sich vorzugsweise innerhalb des Korns bilden und sich auch nicht bei höheren Temperaturen auflösen. Zudem liegt durch die Wechselwirkung sowohl eine Kornverfestigung als auch eine verbesserte Kohäsion der Korngrenzen vor. Kohlenstoff, der bei stabilisierten ferritischen rostfreien Stählen in der typischen Größenordnung C < 0,025 % enthalten ist, sorgt innerhalb der genannten Grenzen insbesondere zur Bildung von Ti,Nb-Karbiden, weiche als Nukiei dienen können und die Mikrostruktur stabilisieren. Wichtig für die erfindungsgemäße Legierung ist zudem der Anteii von Silizium. Si dient zur Stabilisierung der Lavesphase. Ab-initiö-Berechnungen und thermodynamische Berechnungen zeigen, dass durch den Si-AnteH die Lavesphasenb idung begünstigt wird. Dadurch kann erreicht werden, dass die Lavesphase auch bei höheren Temperaturen in einem Bereich von T - 900° bis T~950° C erhalten bleibt. Maximal 0,08 bis 0,9 % Silizium bilden den optimalen Bereich der Stabilisierung der Lavesphase. Wenn der Si-Anteii zu hoch ist, dann kann die Solvustemperatur der Lavesphase zu höheren Temperaturen verschoben werden, so dass die Lavesphasen hei der Herstellung grob ausgeschieden werden und nicht mehr gelöst werden können.
Die kombinierte Zugabe von Molybdän in einer Größenordnung von 0,02 bis 2,0 % und Wolfram, 0,1 % bis 2,0 %, führt zu einer Mischkristallverfestigung. Die Mischkristaiiverfestigung trägt zu einer Verbesserung der Warmzugfestigkeit bei. In dem genannten Konzentrationsbereich liegt das optimale Verhältnis hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit und der Hochfemperafureigenschaften.
Titan und Vanadium bilden zusammen mit Kohlenstoff und Stickstoff Karbonitride. Titankarbonitride können zu einer Abschwächung der Hochtemperatureigenschaften führen, sie dienen allerdings hauptsächlich dazu, noch vor Niob mit Kohlenstoff zu reagieren. Somit wird Niob nicht als Niobkarbid gebunden, sondern steht für die Lavesphasenbiidung zur Verfügung. Ab-initio-Berechnungen zeigten, dass insbesondere die Legierungselemente Wolfram, Vanadium, Silizium und Titan die Werkstoffeigenschaften positiv beeinflussen (Erhöhung des Kompressionsmoduls). Im Rahmen der Erfindung wird der Stahl vorzugsweise teilweise Ti-stabilisiert, um den Anteil an gelöstem Nb zu erhöhen. Da C und N teilweise abgebunden sind, bieiben als freie Variablen mit Einfiuss auf die Lavesphase im Wesentlichen Nb und Si übrig. Wird der Volumengehalt an Lavesphase (bei 1 % Mo + 1 % W (in Massenprozent}) auf 1 VoL-% bei 900 °C fixiert, dann iässt sich die gegenseitige Abhängigkeit der Elemente berechnen, was hinsichtlich der Übereinsfimmung von Rechnung und Experiment an verschiedenen Proben nachgewiesen worden ist. Der Zusammenhang kann durch folgende Gleichung beschrieben werden (Angaben in Massenprozent):
%Nb = -0,25 (%Si + 0,65 (%Si)2 - 0,75 (%Si) + 1
Mit dem erfindungsgemä&en Stahl lassen sich vorzugsweise Hochtemperaturbauteile herstellen, insbesondere Abgas führende Bauteile einer Verbrennungskraftmaschine, wobei hierunter insbesondere Aufiademaschinen, wie Turbolader oder Druckweltenlader, sowie Abgaskrümmer zu verstehen sind, Die Herstellung erfolgt durch Kalt- oder Warmumformung eines Stahlblechs. Die Warmumformung ermöglicht höhere Umformgrade, weshalb im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens das Stahlblech mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung auf eine Temperatur erwärmt wird, die zwischen 400" C und höchstens 50° C über der Rekristailisationstemperatur liegt, für 5 min bis 5 h in diesem Temperaturbereich gehalten wird und anschließend warm umgeformt wird. Im Anschiuss besitzt das Gefüge einen Komdurchmesser von 12 pm bis 80 pm entsprechend etwaAST 4 bis AST 10, Vorzugsweise liegt der Korndurchmesser zwischen 30 pm und 60 pm entsprechend ASTIV15 bis ASTM7, Insbesondere liegt der Komdurchmesser bei 35 pm entsprechend ASTM7. Das Gefüge besitzt zudem Lavesphasen Fe2X, wobei X für wenigstens ein Legierungselement ausgewählt aus der Gruppe umfassend Nb, W, oder Mo steht.
Das Lösungsglühen bei erhöhter Temperatur, während dessen auch Erholung und Rekristallisation stattfinden können, führt dazu, dass Niob in Lösung geht. Durch die Variation der Temperatur und der Haltezeit beim Lösungsglühen wird einerseits Niob in Lösung gehen, Andererseits wird die Korngröße eingestellt. Die Rekristallisationsglübung erfolgt bei etwa 1.150 °C und ist stark von der Legierungszusammensetzung, dem Umformgrad und vor allem der Präsenz einer zweiten Phase (Laves, MX etc.) abhängig. Der Werkstoff wird auf eine Temperatur über 400°C bis maximal 50° oberhalb der Rekristallisationstemperatur erwärmt. Die minimale Temperatur der Erwärmung liegt bei 200" unterhalb der Rekristaiiisationstemperatur. In diesem Temperaturbereich wird der Werkstoff für eine bestimmte Zeitdauer gehalten. Möglich ist eine Zeitdauer zwischen 5 min und 5 h.
Bei einer reinen Kaltumformung hängt der Zustand des Endgefüges einerseits von dem Änlieferungszustand des Blechs ab, wobei der Korndurchmesser zumeist ASTM8 oder ASTM9 beträgt, Dem Kaltumformen schließt sich daher zumeist ein Lösungsglühprozess an, um die gewünschte Korngröße sowie das gewünschte Gefüge auch bei dem kalt umgeformten Bauteli zu erreichen,
Die Erfindung betrifft mithin einen mit Lavesphase verstärkten ferritischen Chromstahl, der durch die kombinierte Zugabe von Mo und W eine höhere Warmfestigkeit erhält und diese aufgrund der Behinderung des Kornwachstums durch stabile Lavesphase bei T>900 °C auch über einen langen Zeitraum beibehalten kann, während andere o~W-iegierte Ferrite ohne Lavesphase durch Vergröberung entfestigen würden.

Claims

1 . Rostfreier, ferritischer Stahl mit folgenden Legierungskomponenten in Massenprozent:
Kohlenstoff (C) 0,003 0,030
Silizium (Si) 0,08 0,9
Chrom (Cr) 14,0 - 18,5
Aluminium (AI) max. 0,02
Nickei (Ni) 0,05 2,0
Titan (Ti) 0,01 0,1
Niob (Nb) 0,40 0,90
Stickstoff (N) 0,008 0,028
Molybdän (Mo) 0,02 2,0
Wolfram (W) 0,1 2,0
Vanadium (V) 0,05 0,2
Mangan (Mn) 0,01 0,5
Cobalt (Co) max. 0,1
Rest Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge einen Korndurchmesser von 12 μπ bis 80 μηι besitzt.
2. Rostfreier, ferritischer Stahl mit folgenden Legierungskomponenten in Massenprozent:
Kohlenstoff (C) 0,003 0,05
Silizium (Si) 0,08 0,9
Chrom (Cr) 14,0 - 17,9
Aluminium (AI) max. 0,02
Nickel (Ni) max. 2,0
Bor (B) 0,0008 0,00
Titan (Ti) 0,01 0,06 Niob (Mb) 0,40 0,90
Stickstoff (N) 0,008 0,026
Molybdän (Mo) 0,02 2,0
Wolfram (W) max. 2,0
Vanadium (V) max. 0,2
Mangan ( n) 0,01 0,5
Cobalt (Co) max, 0,1
Rest Eisen (Fe) und erschmeizungsbedingte Verunreinigungen, vvobes das Gefüge einen Korndurchmesser von 12 m bis 80 μηι besitzt.
3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge einen Korndurchmesser von 30 μηι bis 60 pm besitzt
4. Stahl nach einem der Anspruch 1 bis 3, dad urch gekennzeich net, dass in Massenprozent (W+Mo) % < 2,5 % + (Si +Nb) % ist,
5. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dad u rch gekennzeichnet, dass i n Massenprozent 0,2 % < (W + Mo) % < 2,5 % ist.
6. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dad urch gekennzeichnet, dass in Massenprozent C < 0,025 % ist,
7. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dad urch geken nzeichnet, da ss in Massenprozent % Nb > ~0,25(%Si)3 + 0,85 (%Si)2 - 0,75 (%Si) + 1 ist.
8. Hochtemperaturbauteili aus einem rostfreien, ferritischen Stahl mit den Merkmalen nach einem der Patentansprüche 1 bis 7.
9. Hochtemperaturbauteii nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass es ein Abgas führendes Bauteil einer Verbrennungskraftmaschine ist.
10. Hochtemperaturbauteil nach Anspruch 9, dad urch geken nzeich net, dass es eine Auflademaschine oder ein Abgaskrümmer ist,
1 1 .Verfahren zur Hersteilung eines Hochtemperaturbauteils aus einem Stahlblech mit folgender Zusammensetzung (in assenprozent):
Kohlenstoff (C) 0,003 0,030
Silizium (Si) 0,08 0,9
Ch om (Cr) 14,0 - 18,5
Aluminium (AI) max, 0,02
Nickel (Ni) 0,05 2,0
Titan (Ti) 0,01 0,1
Niob (Nb) 0,40 0,90
Stickstoff (N) 0,006 0,028
Molybdän (Mo) 0,02 2,0
Wolfram (W) 0,1 2,0
Vanadium (V) 0,05 0,2
Mangan (Mn) 0,01 0, 5
Cobalt (Co) max. 0,1
Rest Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei in Massenprozent 0,2 % < (W+Mo) % < 2,5 % + (Si +Nb) %, und wobei das Stahlblech zur Warmumformung auf eine Umformtemperatur über 400ÜC in einem Bereich von 200° C unterhalb der Rekristallisationstemperatur bis maximal 50° oberhalb der Rekristallisationstemperatur erwärmt wird, für 5 Minuten bis 5 Stunden in diesem Temperaturbereich gehalten wird und anschließend warm umgeformt wird, und wobei das Gefüge nach der Warmumformung einen Korndurchmesser von 12 m bis 80 pm besitzt und Lavesphasen Fe2X aufweist, wobei X für wenigstens ein Legierungselement ausgewähit aus Nb, W oder Mo steht.
12. Verfahren zur Herstellung eines Hochtemperaturbauteils aus einem Stahlblech mit folgender Zusammensetzung (in Massenprozent):
Kohlenstoff (C) 0,003 0,05
Silizium (Si) 0,08 0,9
Chrom (Cr) 14,0 - 17,9
Aluminium (Ai) max. 0,02
Nickel (Ni) max. 2,0
Bor (B) 0,0008 0,00
Titan (Ti) 0,01 0,06
Niob (Nb) 0,40 0,90
Stickstoff (N) 0,006 0,02
Molybdän (Mo) 0,02 2,0
Wolfram (W) 0,1 2,0
Vanadium (V) max, 0,2
Mangan (Mn) 0,01 0, 5
Cobalt (Co) max. 0,1
Rest Eisen (Fe) und erscbmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei in Massenprozent 0,2 % < (W+Mo) % < 2,5 % + (Si +Nb) %, und wobei das Stahlblech zur Warmumformung auf eine Umformtemperatur über 400°C in einem Bereich von 200° C unterhalb der Rekristaliisationstemperatur bis maximal 50° oberhalb der Rekristallisationstemperatur erwärmt wird, für 5 Minuten bis 5 Stunden in diesem Temperaturbereich gehalten wird und anschließend warm umgeformt wird, und wobei das Gefüge nach der Warmumformung einen Korndurchmesser von 12 μπΊ bis 80 pm besitzt und Lavesphasen Fe2X aufweist, wobei X für wenigstens ein Legierungseiement ausgewählt aus Nb, W oder Mo steht.
13. Verfahren nach Anspruch 1 1 oder 12, dad u rch gekennzeichnet, dass der Korndurchmesse zwischen 22 pm bis 45 pm beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dad urch gekennzeichnet, dass in MassenprozeniC < 0,025 % ist.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass in Massenprozent 0,2 % < (W + Mo) % < 2,5 % ist.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass in Massenprozent % Nb > -0,25(%Si)3 + 0,85 (%Si)2 -0,75 (%Si) + 1 ist.
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