DE3029658A1

DE3029658A1 - Ferritischer stahl

Info

Publication number: DE3029658A1
Application number: DE19803029658
Authority: DE
Inventors: Joseph Douthett; Ronald Harry Espy; D Cameron Perry
Original assignee: Armco Inc
Current assignee: Armco Inc
Priority date: 1979-08-06
Filing date: 1980-08-05
Publication date: 1981-02-26
Also published as: SE448777B; IT8068257A0; FR2463194A1; JPS5625953A; US4261739A; IT1130497B; GB2058133B; DE3029658C2; SE8005473L; JPS5929101B2; CA1171305A; FR2463194B1; GB2058133A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf legierte ferritische Stähle mit einem Chromgehalt von bis zu 20 Gew.%, welche im geglühten Zustand einen hohen Widerstand gegen Oxydation und eine hohe Kriech- (oder Durchhang-)festigkeit aufweisen und ohne Zusatzwerkstoff gut schweißbar sind. Die erfindungsgemäßen Stähle sind nicht ausschließlich, aber besonders gut geeignet für die Fertigung von Kraftfahrzeugteilen wie Auspuffanlagen, Abgasentgiftungseinrxchtungen und dergl..

Das in jüngster Zeit verstärkte Augenmerk auf Abgasentgiftung und Brennstoffeinsparung führte zu einem Bedarf an Stählen, welche bei hohen Temperaturen eine hohe Festigkeit sowie einen hohen Widerstand gegen Oxydation aufweisen und gleichzeitig Gewichtseinsparungen ermöglichen. Eine Erhöhung der Festigkeit ermöglicht offensichtlich Gewichtseinsparungen, da entsprechende Teile mit geringeren Materialstärken gebaut werden können.

Ferritische Stähle bieten im Vergleich zu austenitischen Stählen gewisse Vorteile für Verwendungen, bei denen es auf Widerstandsfähigkeit gegen Oxydation bei hohen Temperaturen ankommt. Zu diesen Vorteilen gehört u.A.: ein niedriger Wärmedehnungskoeffizient, welche die Verbindung mit anderen Teilen aus Stahl oder Gußeisen erleichtert, eine hohe Wärmeleitfähigkeit, ein höherer Widerstand gegen Oxydation, insbesondere unter zyklisch veränderlichen Bedingungen, und niedrigere Kosten.

Gegenüber vergleichbaren austenitischen Stählen haben ferritische Stähle jedoch die folgenden Nachteile: geringere Festigkeit bei hohen Temperaburen, schlechtere Schweißbarkeit und schlechtere Formbarkeit.

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Hinsichtlich der geringeren Festigkeit ferritischer Stähle bei hohen Temperaturen ist ein besonders kritischer Faktor die Kriech- oder Durchhangfestigkeit. Die geringere Zugfestigkeit kann durch die Vermeidung von Zugspannungen bei einer Konstruktion berücksichtigt werden. Das Problem der Kriechfestigkeit ist dagegen weit schwieriger zu beherrschen, so daß es für den Konstrukteur die größte Schwierigkeit darstellt. Iaeße sich also die Kriechfestigkeit von ferritischen Stählen auch ohne Verbesserung anderer Eigenschaften nennenswert verbessern, so könnten derartige ferritische Stähle in vielen Anwendungsbereichen austenitische Stähle oder Gußeisen ersetzen.

Ein Ziel der Erfindung ist daher die Schaffung eines ferritischen Stahls, welcher bei hohen Temperaturen eine verbesserte Kriechfestigkeit aufweist und dabei gut schweißbar und widerstandsfähig gegen Oxydation und Korrosion ist.

Es wurden bereits verschiedene ferritische Chromstähle mit Aluminiumzusatz entwickelt, welche bei hohen Temperaturen eine verbesserte Gxydationsfestigkeit haben. Der Aluminiumzusatz ermöglicht außerdem eine Verringerung des Chromgehalts. Derartige Stähle können auch Titan oder Niob enthalten.

Die US-PS 3 909 250 beschreibt einen Stahl mit 2% Chrom, 2% Aluminium, 1% Silizium und 0,5% Titan. Der Gehalt an Titan beträgt vorzugsweise wenigstens das Zehnfache des Gehalts an Kohlenstoff, wobei der über dem zum Stabilisieren des Kohlenstoffs benötigte Anteil an Titan einer Verbesserung der Oxydationsfestigkeit dient. Mob und Zirkon sind als möglicher Ersatz für Titan erwähnt. Die Gehalte an Molybdän, Vanadium und Kupfer sind niedrig gehalten, da diese Elemente als austenitische Stabili-

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satoren wirksam sind.

Die US-PS 3 729 705 beschreibt einen rostfreien ferritischen Stahl mit 18% Chrom, 2% Aluminium, 1% Silizium und 0,5% Titan. Der Gehalt an Titan beträgt vorzugsweise wenigstens das Vierfache des Gehalts an Kohlenstoff zuzüglich dem behalt an Stickstoff, oder das Sechsfache des Gehalts an Kohlenstoff, sofern für Stickstoff keine Werte vorliegen. Der Gehalt an Titan kann jedoch auch das Fünfzehn- bis Zwanzigfache des Gehalts an Kohlenstoff betragen, was jedoch zu unerwünschter Härte und Steifigkeit und einer Verschlechterung der Formbarkeit führt. Zum Stabilisieren von Kohlenstoff und Stickstoff wird auch die Verwendung von Niob, gegebenenfalls zusammen mit Titan vorgeschlagen. Aus Kostengründen wird jedoch die Verwendung von Titan allein bevorzugt, wobei der Zusatz an Titan im Hinblick auf den günstigsten Widerstand gegen Oxydation wenigstens das Sechsfache des Kohlenstoffgehalts beträgt.

Die US-PS 3 782 925 beschreibt einen ferritischen rostfreien Stahl mit 10 bis 15% Chrom, 1 bis 3,5% Aluminium, 0,8 bis 3,0% Silizium, 0,3 bis 1,5% Titan und bis zu 1,0% Mob plus Tantal oder Zirkon. Der Gehalt an Titan liegt um wenigstens 0,2% über dem zum Stabilisieren des Kohlenstoffs benötigten. Der wahlweise vorhandene Zusatz von Niob verhindert eine Kornvergröberung und damit ein Sprödewerden beim Schweißen. Für eine bessere Zunderhaftung kann Kalzium oder Zer zugesetzt werden.

Die GB-PS 1 262 588 beschreibt einen ferritischen rostfreien Stahl mit 11 bis 12,5% Chrom, 0,5 bis 10% Aluminium, bis zu 3,0% Silizium und einem Zusatz von Titan, Niob, Zirkon und/oder Tantal. Gemäß diesem Patent ist ein "positives" Titanverhältnis vorgesehen, mit einem Titanüberschuß von bis zu 0,45% über den zur Stabilisierung

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notwendigen Anteil.Niob, Zirkon und/oder Tantal können ebenfalls einen Überschuß über den zum Stabilisieren von Kohlenstoff und Stickstoff notwendigen Gehalt aufweisen. Die beste Oxydationsfestigkeit wird für einen Aluminiumgehalt von 2 bis 3 «5% angegeben. Ferner bewirkt ein hoher Gehalt an Titan eine Verbesserung der Oxydationsfestigkeit. Den Zusatz von Niob betreffende Daten sind in Tabelle VIII angegeben, wobei jeweils von einem Überschuß an Titan bei niedrigem Aluminiumgehalt ausgegangen ist. In der genannten GB-PS wird die Schlußfolgerung gezogen, daß bei einem Aluminiumgehalt von 0,3% Niob nicht als Karbid- und Nitridbildner wirksam ist, um die Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen zu verbessern. Bei einem Aluminiumgehalt von 0,6% ist Niob, wirksam, wobei jedoch über die Wirksamkeit der anderen Elemente bei niedrigem Aluminiuragehalt keine Angaben gemacht sind.

Die in den vorstehend angeführten Patentschriften beschriebenen Legierungen weisen zwar eine erhöhte Beständigkeit gegen Oxydation bei erhöhten Temperaturen auf, haben ^jedoch andererseits noch die für ferritische Stähle typischem Mangel, insbesondere eine ungenügende Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen und eine schlechte Schweißbarkeit.

Die MASA-Veröffentlichung TN-D7966, Juni 1975, beschreibt verschiedene ferritische Stähle mit 15 bis 18% Chrom und deren Eigenschaften. Gemäß dieser Veröffentlichung bewirkt ein Zusatz von 0,4-5 bis 1,25% Tantal zu einem Stahl mit 18% Chrom, 2% Aluminium, 1% Silizium und 0,5% Titan die größte Verbesserung hinsichtlich Formbarkeit, Zugfestigkeit bei 1000 ⁰C und Oxydations- sowie Korrosionsfestigkeit bei erhöhter Temperatur. Bei Stählen mit 15% Chrom waren keine Verbesserungen der Formbarkeit

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ohne Verschlechterung der Zugfestigkeit und Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen erzielbar. Die beschriebenen Stähle wurden kalt auf ca. 1,6 mm Stärke gewalzt und abschließend bei ca. 1000 ⁰C geglüht. Einige Proben wurden bis auf eine Stärke von 0,5 mm kaltgewalzt und bei Temperaturen zwischen 926 und 1065 ⁰G geglüht.

Die NASA-Veröffentlichung TN-D7966 beschreibt u.A. den Zusatz von ca. 0,4-5 bis 1,25% Tantal zu dem in der vorstehend genannten US-PS 3 729 705 beschriebenen Stahl mit 18% Chrom, 2% Aluminium, 1% Silizium und 0,5% Titan. In einer weiteren Variante wurden einem Stahl mit 18% Chrom, 2% Aluminium und 1% Silizium 2,08% Molybdän und 0,58% Niob zugesetzt.

Nippon Steel Technical Report Nr. 12, Dezember 1978, beschreibt auf S. 29 bis 38 ferritische Stähle mit 16 bis 25% Chrom, 0,75 bis 5% Molybdän und Titan- und Niobzusätzen, welche wenigstens gleich dem Achtfachen des Gehalts an Kohlenstoff und Stickstoff sind. Die damit erzielte Widerstandsfähigkeit gegen intergranuläre Korrosion und Lochfraß v/ird auf eine Reduzierung bzw. durch den Zusatz von Titan und Niob bewirkte Stabilisierung des Kohlenstoff- und Stickstoffgehalts zurückgeführt. Ferner wird die Theorie aufgestellt, daß der Titanzusatz die Zugfestigkeit erhöht, die Formbarkeit jedoch verschlechtert.

In der genannten Veröffentlichung wurde die Beständigkeit gegen intergranulare Korrosion untersucht, indem einzelne Proben jeweils während 5 min. bei Temperaturen zwischen 900 und 1300 ⁰C geglüht und anschließend unterschiedlich schnell abgekühlt wurden, um die beim Schweißen vorhandenen Bedingungen nachzuahmen. Dabei erwies sich, daß die Anfälligkeit für intergranulare

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Korrosion nicht durch Verringerung des Kohlenstoff- und Stickstoffgehalts verringert wurde, sondern durch den Zusatz von Titan und/oder Niob in einer wenigstens dem sechzehnfachen des kombinierten Kohlenstoff- und Stickstof fgehalts entsprechenden Menge, sofern dieser kombinierte Gehalt mehr als 0,017% beträgt. Die untersuchten Stähle enthielten 17% Chrom und 1% Molybdän, ohne Aluminium und praktisch ohne Silizium.

Die US-PS 4 155 752 beschreibt einen ferritischen Chrom-Molybdän-Nickelstahl mit Zusätzen von Miob, Zirkon und Aluminium sowie gegebenenfalls bis zu 0,25% Titan. Der beschriebene Stahl weist angeblich eine hohe Widerstandsfähigkeit gegen allgemeine und interkristalline Korrosion sowie gegen Lochfraß und Spannungskorrosion in chlorhaltigen Medien auf.

In der genannten US-PS ist für den Aluminiumgehalt zwar ein weiter Bereich von 0,01 bis 0,25Gew.% angegeben, in Spalte 5, Zeilen 28 bis 31 wird jedoch festgestellt, daß "die obere Grenze für den Aluminiumgehalt bei 10% liegt". Diese Begrenzung ist begründet mit der teilweisen Löslichkeit von Aluminiumnitrid in der Erwärmungszone einer Schweißstelle, welche bei schneller Abkühlung zum Ausfällen von Chromnitriden an den Korngrenzflächen führen kann.

Titan kann bei hohem Gehalt an Kohlenstoff und Stickstoff wahlweise zugesetzt werden, "um den Aluminiumgehalt zu ergänzen oder teilweise zu ersetzen, indem die doppelte Menge Titan zum Binden des Stickstoffs zugesetzt wird".

Der Gehalt ankMob beträgt wenigstens das Zwölf fache des Gehalts an Kohlenstoff, wobei jedoch eine obere Grenze von 0,60% einzuhalten ist, um die Flexibilität

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und Dehnbarkeit von Schweißnähten zu erhalten. Dies ist offensichtlich der Grund für die Begrenzung des Kohlenstoffgehalts auf 0,05%- Zusätzlich zu der Begrenzung des Gehalts an Niob ist für den Zirkongehalt eine obere Grenze von im wesentlichen 0,5% angegeben, wobei die Gehalte an Niob und Zirkon zusammen kleiner als 0,80% sein müssen. Diese Grenze ist in der genannten US-PS jedoch durch keinerlei Daten begründet.

Der Stickstoffgehalt liegt zwischen 0,02 und 0,08%, wobei durch Niob und Aluminium nicht gebundener freier Stickstoff durch Zirkon gebunden wird. Der Zusatz von Zirkon dient also "nicht der Bindung von Kohlenstoff, sondern ist ausschließlich auf den Stickstoffgehalt abgestimmt" (Spalte 4, Zeilen 35 bis 37).

Die vorliegende Erfindung schafft einen ferritischen Stahl mit verbesserter Kriechfestigkeit und Oxydationsbeständigkeit bei Temperaturen zwischen etwa 732 und 1093 °C, im Verein mit guter Schweißbarkeit nach Fertigglühen bei 1010 bis 1120 ⁰C, welcher im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,06 Gew.% Kohlenstoff, höchstens ca. 1 Gew.% Mangen, höchstens ca. 2 Gew.% Silizium, ca. 1 bis ca. 20 Gew.% Chrom, höchstens ca. 0,5 Gew.% Nickel, ca. 0,5 bis ca. 2 Gew.% Aluminium, ca. 0,01 bis ca. 0,05 Gew.% Stickstoff, höchstens 1 Gew.% Titan, ca. 0,1 bis 1 Gew.% Niob, Rest im wesentlichen Eisen besteht, wobei der Gehalt an Titan wenigstens gleich dem vierfachen Kohlenstoffgehalt plus dem dreieinhalbfachen Stickstoffgehalt ist und der Gesamtgehalt an Titan plus Niob ca. 1,2 Gew.% nicht übersteigt.

Im folgenden sind Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Zeichnung erläutert, Es zeigen:

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Fig. 1 eine grafische Darstellung der Kriechfestigkeit von erfindungsgemäßen Stählen in Abhängigkeit von der Zeit,

Fig. 2 eine grafische Darstellung der Kriechfestigkeit von erfindungsgemäßen Stählen in Abhängigkeit von ihrem Gehalt an Titan, Niob und Titan/Niob zusammen und

Fig. 3 eine grafische Darstellung der Beziehungen zwischen dem Aluminiumgehalt von Stählen und deren Kriechfestigkeit.

In der folgenden Beschreibung verstehen sich prozentuale Angeben jeweils auf Gew.%.

Gemäß der Erfindung sind, bei ferritischen Stählen mit Ctiromgehalten zwischen 1 und 20% erhebliche Verbesserungen der Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen, eine hohe Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen und eine gute Schweißbarkeit ohne Zusatzwerkstoff durch Zusatz von Nion und Titan zu einer Eisen-Aluminium-Silizium-Basislegierung mit innerhalb kritischer Grenzen liegendem Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt erzielbar. Zur Erzielung optimaler Eigenschaften ist sowohl Titan als auch Niob notwendig. Die optimale Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen ergibt sich bei Zusatz von insgesamt ca. 1,0% Titan und Niob und anschließendem Fertigglühen des Stahls bei 1010 bis 1120 ⁰C.

Die üblichen Fertigglühtemperaturen für ferritische Stähle liegen zwischen etwa 760 und 925 ⁰C. Die höheren Fertigglühtemperaturen im Bereich von 1010 bis 1120 ⁰C tragen bei den Titan und Niob enthaltenden Stählen gemäß der Erfindung wesentlich zur Erhöhung der Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen bei. Dies ist wahrscheinlich auf die folgenden Gründe zurückzuführen:

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1) Das Glühen bei 1010 bis 1120 ⁰C bewirkt eine Vergrößerung der Kornabmessungen, wodurch sich die Kriechfestigkeit erhöht.

2) Das Vorhandensein von Titan und Mob führt zu Ausfällungen von insbesondere Titan-Karbiden und Nitriden. Bei Zunahme der Korngröße überbrücken die Ausfällungen die Korngrenzflächen und verzögern damit das Kriechen.

3) Der lösliche Niobgehalt und in gewissem Maße auch der lösliche Titangehalt bewirken eine Festigung des ferritischen Gefüges durch die Bildung fester Lösungen.

Zur Erzielung optimaler Eigenschaften besteht ein Stahl gemäß der Erfindung vorzugsweise im wesentlichen aus ca. 0,01 bis ca. 0,03% C, höchstens ca. 0,5% Mh, höchstens ca. 1% Si, ca. 1 bis ca. 19% Cr, höchstens ca. 0,3% Ni, ca. 0,75 nis 1,8% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,03% N, höchstens ca. 0,5% Ti, ca. 0,2 bis ca. 0,5% Ub, Rest im wesentlichen Ee. Wie vorstehend bereits angeführt, beträgt der Titangehalt vorzugsweise wenigstens das Vierfache des Kohlenstoffgehalts plus dem Dreieinhalbfachen des Stickstoffgehalts, und der Gesamtgehalt an Titan plus Niob liegt vorzugsweise zwischen 0,6 und 0,9%.

Die Höchstgehalte von 0,06% C und 0,05% N sind in jeder Hinsicht kritisch, da sie die zur Stabilisierung des Stahls notwendigen Mengen an Titan und Niob niedrig halten und damit die Kosten für die Legierungselemente verringern.

Zur Erzielung der gewünschten Oxydationsbeständxgkeit bei möglichst niedrigen Kosten wird ein CR-Gehalt zwischen ca. 1 und 20% verwendet. Ein Stahl mit 2% Cr ist z.B. unter zyklisch veränderlichen Bedingungen bis zu ca. 732 bis 760 ⁰C oxydationsbeständig. Ein Stahl mit ca. 4 bis 7% Cr ist bis zu ca. 815 ⁰C beständig. Ein Stahl mit ca. 11 bis 13% Cr ist bis zu ca. 925 bis 955°C beständig, und ein Stahl mit ca. 18 bis 20% Cr

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widersteht Temperaturen bis zu ca. 1093 ⁰C

Zur Erzielung von Oxydationsfestxgkeit bei erhöhten Temperaturen ist ein Mindestgehalt von 0,5%? vorzugsweise 0,75% Al notwendig. Zur Vermeidung von abträglichen Auswirkungen auf die Schweißbarkeit ist ein Höchstgehalt von 2% Al einzuhalten.

Silizium trägt zur Oxydationsbeständigkeit bei und ist zu diesem Zweck mit einem Höchstgehalt von ca. 2% vorgesehen. Sofern eine optimale Oxydationsbeständigkeit nicht erforderlich ist, kann ein Höchstgehalt von ca. 1% Si ausreichen, welcher bis auf einen Eestgehalt von ca. 0,4% verringert werden kann.

Bei einem Höchstgehalt von 1%Mn und 0,5% Ni sollte der Gehalt an diesen Elementen auf ein möglichst niedriges Maß beschränkt bleiben, da sie ein austenitisch.es Gefüge begünstigen und/oder stabilisieren, welches die Oxydationsbeständigkeit von ferritischen Stählen beeinträchtigt.

Titan ist auf einen Höchstwert von 1,0%, vorzugsweise 0,5% beschränkt. Es verbessert das Feingefüge von Schweißnähten und begünstigt die Formbarkeit. Der Titangehalt ist vorzugsweise auf das zum Stibilisieren des Kohlenstoff- und Stickstoffgehalts notwendige Maß abgestimmt, xiTodurch die Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen sowie die Schweißbarkeit verbessert werden.

Bei Niob ist ein absoluter Höchstgehalt von 1,0% einzuhalten, mit der Maßgabe daß die Gehalte an Titan und Niob zusammen ca. 1,2% nicht übersteigen. Ein bevorzugter Gehalt von 0,2 bis ca. 0,5% Kb» welcher im Endprodukt zum größten Teil in fester Lösung vorliegt, verleiht dem Stahl nach Fertigglühen bei 1010 ⁰C eine

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beträchtlich erhöhte Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen. Bei Vorhandensein von Titan und Niob verbindet sich vorzugsweise das Titan mit Stickstoff und Kohlenstoff, wobei die entstehenden Titankarbide und -nitride, wie vorstehend ausgeführt, zur Verbesserung der Kriechfestigkeit beitragen. Bei einem Titangehalt von dem ca. Vierfachen des Kohlenstoffgehalts und dem ca. Dreieinhalbfachen des Stickstoffgehalts wird daher nur wenig Niob zum Stabilisieren von Kohlenstoff und Stickstoff benötigt. Das Vorhandensein von Niob ohne Titan wirkt sich abträglich auf die Schweißbarkeit auf, da es zu einem groben dendritischen Schweißgefüge von schlechter Formbarkeit führt. Die gleichzeitige Zugabe dieser beiden Elemente ist also notwendig, um verbesserte Kriechfestigkeit und Schxireißbarkeit zu erzielen.

Normale Restgehalte an Schwefel und Phosphor sind als vernachlässigbare Verunreinigungen zulässig.

Es wurden zwei Proben von wegen Abwesenheit von Aluminium nicht erfindungsgemaßen Stählen hergestellt und nach Bearbeitung einer Wärmebehandlung unterworfen, um die durch das Fertigglühen bei 1010 bis 1120 ⁰C erzielbare Verbesserung der Kriechfestigkeit nachzuweisen. Die Zusammensetzung dieser beiden Proben A und B ist in Tabelle I, und die Ergebnisse der Kriechfestigkeitsuntersuchungen bei 871 und 899 ⁰C in unterschiedlich geglühtem Zustand sind in Tabelle II und III wiedergegeben.

Die Proben A undB wurden an Luft geschmolzen, bei einer Temperatur von 1120 ⁰C auf eine Stärke von 2,54-

gewalzt, während 10 min bei 1065 ⁰C geglüht, durch Kugelstrahlen und Beizen in Salpeter- und Salzsäure entzundert, und auf eine Stärke von 1,27 ram kalt gewalzt. Ein Teil der Proben wurde während 6 min bei 871 °C»

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ein anderer Teil während 6 min bei 1038 ⁰G und ein weiterer Teil während jeweils 6 min bei 871 und 1038 ⁰C geglüht. Die fertig geglühten Probestreifen wurden schließlich in Salpeter- und Salzsäure entzundert.

Aus den Tabellen II und III ist ersichtlich, daß die bei der höheren Temperatur fertiggeglühten Proben eine besträchtlich höhere Eriechfestigkeit aufwiesen als die bei 871 ⁰C geglühten.

Mehrere Stähle mit einem Gehalt von 12% Cr, darunter zwei erfindungsgemäße, wurden hergestellt und untersucht. Zu Vergleichs zwecken wurden die übrigen Proben der Serie mit unterschiedlichen Gehalten an löslichem Hxob mit oder ohne Zusatz von Titan hergestellt. Die Zusammentsetzungen dieser Proben C bis G sind in Tabelle IT zusammengefaßt. Die Verarbeitung zu kalt gewalzten Streifen mit einer Stärke von 1,27 ram erfolgte in gleicher Weise wie vorstehend bei den Proben A und B, mit Ausnahme einer Heißwalztemperatur von 1150 ⁰C und einheitlichem Fertigglühen während 6 min bei 1065 ⁰C

Die mechanischen Eigenschaften des kaltgewalzten, geglühten Bandmaterials sind in Tabelle V zusammengefaßt. Man erkennt, daß bei allen Titan- und Hiobgehalten im wesentlichen die gleiche Festigkeit und Duktilität vorhanden ist, mit einer leichten Tendenz zu höherer Festigkeit bei höherem Gehalt an Hiob. Bemerkenswert ist die bessere Formbarkeit der erfindungsgemäßen Proben F und G im Vergleich zur Probe C, welche Weder Titan noch Mob in fester Lösung enthielt.

Die Ergebnisse von Durchhangprüfungen bei erhöhten Temperaturen sind in Tabelle "VT zusammengefaßt und zeigen die Abhängigkeit der Durchhang- oder Kriechfestigkeit vom löslichen Kiobgehalt und vom Gesamtgehalt an ITiob

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und Titan. Die weder Titan noch lösliches Niob enthaltende Probe weist sehr schlechte Werte auf. Ein Vergleich der kein Titan enthaltende^ Proben D und E mit den Titan und lösliches Niob enthaltenden Proben F und G erweist den synergistisehen Effekt des Vorhandenseins von Titan und löslichem Niob in bezug auf die Durchhang- oder Kriechfestigkeit bei erhöhten Temperaturen.

Auf die Schweißbarkeit bezogene Eigenschaften der Proben C bis G- sind in Tabelle VII zusammengefaßt. Daraus ist zu ersehen, daß der Zusatz von Titan in den Proben F und G deren Schweißbarkeit im Vergleich zu den lösliches Niob, jedoch kein Titan enthaltenden Proben D und E verbesserte. Die Schweißbarkeit der kein lösliches Niob enthaltenden Probe C war vergleichbar mit derjenigen der Proben F und G. Es ist somit offensichtlich, daß Titan für gute Schweißbarkeit notwendig ist.

Anstelle des Fertigglühens während 6 min bei 1065 C wurden mehrere Stücke der Probe G nach dem Kaltwalzen bei verschiedenen Temperaturen fertiggeglüht. Die so geglühten Probestücke wurden metallografisch untersucht, mit den folgenden Ergebnissen:

Glühtemperatur ⁰C ASTM Korngrößen

871 8 länglich 4-/1

927 8 länglich 4-/1

982 8 länglich 2/1

1038 6 gleichachsig

1093 5/6 gleichachsig

114-9 5 gleichachsig

Eine Steigerung der Glühtemperatur von 982 auf 1038 ⁰C und darüber führte also zu einem gleichachsigen Korngefüge mit doppelt so großem Korn wie beim Glühen bei 982 ⁰G und darunter. Das größere, gleichachsige Korngefüge ist jedoch für erhöhte Kriechfestigkeit bekannt.

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Beim Glühen bei 1038 ⁰C und darüber schieden sich die vorhandenen Ausscheidungen, vorwiegend Titankarbide und -nitride, im Bereich der Eorngrenzflachen ab, und wirkten so der Kornverschiebung, d.h. dem wesentlichsten Phänomen beim Kriechen des Metalls, entgegen. Diese Ergebnisse bestätigen die vorstehend in bezug auf die Gründe der verbesserten Festigkeit aufgestellten Bypothese, nämlich Zunahme der Kornkröße und Verkittung des Korns durch Ausscheidungen. Die Hypothese der tfestigkeitszunahme durch feste Lösung von Niob bestätigt sich ebenfalls bei einem Vergleich der Versuchsergebnisse für die Probe C und die Proben D bis G in Tabelle VI.

Eine weitere Serie von Proben mit 12% Cr und verschiedenen Gehalten an Ti, Nb und Al wurde hergestellt und in der gleichen Weise verarbeitet wie die Proben C bis 3?, jedoch bei einer Heißwalztemperatur von 1260 ⁰C. Allen Proben wurde eine zur Stabilisierung der Schmelze ausreichende Menge an Titan zugesetzt. Anhand dieser Proben sollte untersucht werden, ob durch Verringerung des Aluminiumgehalts und Zusatz von Titan eine bessere Schweißbarkeit zu erzielen ist. Die Zusammensetzung der Proben I bis P sind in Tabelle VIII angegeben, und die mechanischen Eigenschaften des kaltgewalzten und bei 1065 ⁰C fertiggeglühten Bandmaterials in Tabelle IX. Die Schweißbarkeit der Proben in bezug auf autogenes Schweißen sind in Tabelle X zusammengefaßt. Ein Vergleich der 1,7% Al enthaltenden Proben C bis G mit den 0,77 bis 1,37% Al enthaltenden Proben I bis P deutet darauf hin, daß die einen geringeren Aluminiumgehalt aufweisenden Proben im geschweißten Zustand eine erheblich verbesserte Formbarkeit und Duktilität aufweisen. Die Zugfestigkeitswerte für das geschweißte Material sind mit denen für das nicht geschweißte Basismetall vergleichbar. Eine solche Duktilität des geschweißten Materials ist wenigstens vergleichbar mit derjenigen des als Norm für

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ferritische Stähle mit 12% Cr betrachteten Typs 409.

Die Ergebnisse von Durchhangprüfungen an den Proben J bis P bei 871 ⁰C sind grafisch in Fig. 1 dargestellt. Die in Fig. 1 aufgetragenen Werte zeigen eindeutig, daß die Kriechfestigkeit in direkter Proportion zum Gesamtgehalt an Titan und Niob zunimmt. Eig. 2 zeigt eine grafische Darstellung des nach 140 h vorhandenen Durchhangs in Abhängigkeit von den Gehalten an Titan und Niob allein und vom Gesamtgehalt an Titan und Niob. Darin ist zu bemerken, daß die Daten für Titan und Niob allein eine beträchtliche Streuung aufweisen. Demgegenüber ergeben die Durchhangwerte für die Gesamtgehalte von Titan und Niob nach 140 h eine relativ gleichmäßige Kurve, welche sich bei einem Gesamtgehalt von 0,85% Ti plus Nb abzuflachen beginnt. Von einem Gesamtgehalt an Ti plus Nb von mehr als 1,2% ist daher keine weitere Verbesserung der Kriechfestigkeit bei erhöhter Temperatur zu erwarten.

Fig. 3 zeigt eine grafische Darstellung der Auswirkungen von unterschiedlichen Al-Gehalten auf die Kriechfestigkeit der Proben I bis P. Daraus ist zu erkennen, daß ein zwischen 0,77 und 1,33 veränderlicher Al-Gehalt keinen nennenswerten Einfluß auf die Kriechfestigkeit hat. Der Aluminiumgehalt kann also auf einem zur Verbesserung der Schweißbarkeit niedrigen Wert gehalten werden, ohne daß die Kriechfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle dadurch nennenswert beeinträchtigt wird. Die in Fig. 2 und 3 dargestellten Durchhanguntersuchungen wurden bei 871 ⁰C ausgeführt.

Die bekannte günstige Wirkung von Aluminium auf die Oxydationsbeständigkeit ist durch die Versuchsergebnisse in Tabelle XI dargestellt. Im Vergleich zum
Stahl Typ 409 zeigen die erfindungsgeraäßen Stähle

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erheblich bessere Ergebnisse bei Versuchen zur Bestimmung der zyklischen Oxydationsbeständigkeit.

Kir eine optimale Kombination von Qxydationsbeständigkeit und Schweißbarkeit liegt der Al-Gehalt vorzugsweise zwischen etwa 1,0 und 1,5%·

Zum Nachweis der Anwendbarkeit von Titan- und Niobzusätzen in Verbindung mit dem Fertigglühen bei hohen Temperaturen für die Verbesserung der Kriechfestigkeit in den Endbereichen des Chromgehalts wurden weitere Proben hergestellt. Die Zusammensetzungen dieser Proben Q bis S sind in Tabelle XI wiedergegeben, und die Ergebnisse von mit diesen Proben durchgeführten Durchhangprüf ungen in den Tabellen XIII und XIV. Aus Tabelle XIII ist zu erkennen, daß die Kriechfestigkeit eines Stahls mit 18% Cr durch Glühen bei 1093 ⁰C anstatt bei 927 °C sowie durch Zusatz von Niob innerhalb der vorstehend angegebenen Bereiche erheblich verbessert wird. Tabelle XIV zeigt, daß die Festigkeit eines Stahls mit 2% Cr ebenfalls durch Zusatz von Ti plus Nb und Pertigglühen bei hoher Temperatur verbessert wird.

Aus erfindungsgemäßen Stählen mit 6% Cr wurden mehrere Proben hergestellt und in bezug auf zyklische Qxydationsbeständigkeit und Kriechfestigkeit untersucht. Zum Vergleich wurde die Qxydationsbeständigkeit eines Stahls mit 2% Cr und eines Stahls mit 12% Cr gleichzeitig untersucht. Die Zusammensetzung der Stähle mit M- bis 7% C^ sind in Tabelle XV und die Ergebnisse der zyklischen Qxydationsversuche in Tabelle XVI zusammengestellt. Die Ergebnisse der Kriechfestigkeitsuntersuchungen sind nicht tabellarisiert. Zusammenfassen sei jedoch festgestellt, daß die Stahlproben mit Cr- Gehalt en um 6% nach 96 h bei 815 °C einen Durchhang von ca. 0,635 bis 1,143 mm aufwiesen»

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Wie man aus Tabelle XVI entnehmen kann, liegt die Oxydationsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Stähle mit Cr-Gehalten um 6% zwischen denjenigen der Stähle mit Cr-Gehalten um 2% und um 12%. Ferner ist zu erkennen, daß Stähle mit einem Cr-Gehalt zwischen 4- und 7% bei Temperaturen bis zu 815 ⁰C eine gute zyklische Oxydationsbeständigkeit aufweisen.

Aus der Beschreibung der Behandlung der vorstehend erläuterten Proben ist zu erkennen, daß ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem ferritischem Stahlband oder -blech darin besteht, daß man das Band oder Blech aus einem Stahl kaltwalzt, welcher im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,05% C, höchstens ca. 1,0% Ma, höchstens ca. 2% Si, ca. 1 nis ca. 20% Cr, höchstens ca. 0,5% Ni, ca. 0,5 bis ca. 2% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,05% N, höchstens 1,0% Ti, ca. 0,1 bis 1,0% Hb, Rest im wesentlichen Fe besteht, wobei der Gehalt an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Gehalt an C plus dem dreieinhalbfachen Gehalt an N ist und der Gesamtgehalt an Ti plus Nb ca. 1,2% nicht übersteigt, und daß man das Band oder Blech bei einer Temperatur von 1010 bis 1120 ⁰C fertigglüht.

Aus den Daten der Tabelle YI sowie Fig. 1 bis 3 ist zu erkennen, daß die Erfindung ein kaltgewalztes und bei 1010 bis 1120 ⁰G fertiggeglühtes ferritisches Stahlbandoder -blechmaterial schafft, welches nach 140 h bei 870 ⁰C einen Durchhang von nicht mehr als 7»62 mm, eine hohe Oxydationsbeständigkeit bei Temperaturen von etwa 732 bis ca. 1093 ⁰C und eine gute Schweißbarkeit aufweist, und dessen Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,06% C, höchstens ca. 1% Mn, höchstens ca. 2% Si, ca. 1 bis ca. 20% Cr, höchstens ca. 0,5% Ni, ca. 0,5 bis ca. 2% Al, ca. 0,01 bis 0,05% N, höchstens 1,0% Ti, ca. 0,1 bis 1,0% Nb, Rest im wesentlichen Fe besteht, wobei der

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Gehalt an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Gehalt an C plus dem dreieinhalbfachen Gehalt an N ist und der Gesamtgehalt an Ti plus Nb ca. 1,2% nicht übersteigt.

Wie man aus den Daten der Tabelle VI und Fig. 1 erkennt, hat ein kaltgewalztes und bei 1010 bis 1120 ⁰C geglühtes Stahlband oder -blech aus einem ferritischen Stahl gemäß der Erfindung nach 140 h bei 871 °C einen Durchhang von nicht mehr als ca. 5>7 mm. Der für ein solches kaltgewalztes und bei 1010 bis 1120 ⁰C geglühtes Band oder Blech verwendete ferritische Stahl besteht im wesentlichen aus ca. 0,01 bis ca. 0,03% C, höchstens ca. 0,5% Mn, höchstens ca. 1% Si, ca. 11 bis ca. 13% Cr, höchstens ca. 0,3% Ni, ca. 0,75 bis 1,8% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,03% N, höchstens ca. 0,5% Ti, ca. 0,2 bis ca, 0,5% Nb, Rest im wesentlichen Fe, wobei der Gehalt an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Gehalt an C plus dem dreieinhalbfachen Gehalt an N ist und der Gesamtgehalt an Ti plus Nb vorzugsweise zwischen 0,6% und 0,9% liegt.

Im Hinblick auf die Formbarkeit und Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen kaltgewalzten und bei 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühten Stahls bezeiht sich die Erfindung ferner auf aus Stählen mit Zusammensetzungen innerhalb der vorstehend angegebenen Bereiche geformte und/oder geschweißte Gegenstände für den Einsatz bei hohen Temperaturen. Dabei kann der Chromgehalt je nach den im Einsatz auftretenden Temperaturen innerhalb eines weiten Bereichs bestimmt werden, so daß für jeden Verwendungszweck ein Stahl mit den geringstmöglichen Kosten für die Legierungszusätze hergestellt werden kann. So kann z.B. ein Stahl für einen Gegenstand für die Verwendung bei Temperaturen bis zu etwa 760 ⁰C ca. 1 bis ca. 3% Cr enthalten und im übrigen eine Zusammensetzung innerhalb des vorstehend angegebenen Bereichs aufweisen. Gegenstände für

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die Verwendung bei Temperaturen bis zu etwa 815 ⁰C enthalten vorzugsweise etwa 4- bis ca. ψ/ο Cr und haben im übrigen eine Zusammensetzung innerhalb der vorstehend angegebenen Bereiche. Ein Stahl für zur Verwendung bei Temperaturen bis zu etwa 1093 ⁰G bestimmte Gegenstände enthält vorzugsweise etwa 18 bis ca. 20% Cr und hat im übrigen eine Zusammensetzung innerhalb der vorstehend genannten Bereiche.

Die vorstehend mehrfach angesprochenen Durchhang- oder Kriechfestigkeitsprüfungen werden in folgender Weise durchgeführt:

Ein für die Prüfungen verwendetes Gestell aus starkwandigem, austenitischem rostfreiem Stahl des Typs 310 weist zwei in gegenseitigem Abstand von 25,4- cm (10 Zoll) angeordnete Kanten als Auflage für die Probestücke auf. Die Probestücke werden auf 2,54 χ 30,5 cm (1 χ 12 Zoll) zugeschnitten, entgrated und gereinigt. An einem Ende wird ein Endstücks von ca. 1,25 cm Länge um 90° abgewinkelt. Das abgewinkelte Endstück dient dazu, das betreffende Ende des Probestücks festzulegen, so daß das andere Ende um ca. 3»8 cm über die Auflage hinwegreicht,, um ein über die freitragende Länge, von 25»4- cm auftretendes Kriechen ausgleichen zu können. Die Abwinkelungsstelle dient außerdem als Markierung, um zu gewährleisten, daß die Durchhangmessungen jeweils an der gleichen Stelle der Probestücke vorgenommen werden. Die Auflagen für die Enden der Probestücke werden mit pulverisiertem Ton bestreut, um das Hängenbleiben der Probestücke während der Prüfung zu verhindern.

Zum Messen der relativen Durchhang- oder Kriechfestigkeit von zwei oder mehr Werkstoffen werden Probestücke gleicher Stärke aus diesen zugeschnitten und auf die 25,4 cm voneinander entfernten Auflagen gelegt, worauf

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der anfängliche Durchhang mittels einer zwischen den Auflagen angeordneten Meßlehre gemessen wird. Am Ende der Prüfzeit wird der Durchhang dann erneut gemessen. Bei gleicher bzw. konstanter Dicke der Prüfstücke sind die Ergebnisse miteinander vergleichbar, da sich die Gleichung zum Berechnen der maximalen Zugspannung in den äußersten Fasern der Probestücke bei gleicher freitragender Länge von 25,4 cm reduziert auf die Formel:

Zugspannung = 75 €/t

worin ^. = die Dichte

und t = die Materialstärke ist.

Bei Verringerung der Temperatur Schwankungen in einem für die Untersuchungen verwendeten Ofen sind diese mit hoher Genauigkeit reproduzierbar. Um die Temperaturschwankungen möglichst niedrig zu halten, werden alle Untersuchungen in einem Ofen mit obenliegendem Gebläse durchgeführt. Außerdem wird das Prüfgestell quer in den Ofen gestellt, um den Einfluß von Temperaturunterschieden zwischen dem vorderen und dem hinteren Teil des Ofens möglichst auszuschalten.

Um die Einheitlichkeit und Reproduzierbarkeit der Untersuchungen zu gewährleisten, werden bei jeder Prüfung Probestücke aus genormten Stählen des Typs 304, 409 oder 316 mit untersucht.

Die Ergebnisse der Durchhanguntersuchungen geben die Eriechfestigkeit des jeweiligen Materials sehr genau wieder.

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Probe %C

A .021 .27 B .018 .28

	%Cr %Ni	I	%Nb	%Ti	⁰Mo	gelöst
TABELLE	18.54 .20 19.03 .18	Gew.%	.68 .71	.33 .18	.05 1.58	.68 • 71
Zusammensetzung	TABELLE	%N %A1
%Si	.023 — Il
• 50 .48	II

Ti
gelöst

.17
.03

Durchhangfestigkeit bei 871 C

Glüh-

CO CD	Probe	Temp.⁰C	1h	3h	8h	24h	96h
CD CD	A	871	6,12	7,67	8,94	9,78	11,55
CO		1058	0,56	0,99	1,60	2,41	3,35
O		871/1058	0,45	0,91	1,32	1,90	2,97
OO	B	871	4,72	6,96	8,66	9,85	10,44
CO		1058	0,55	0,91	1,32	1,80	2,89
		871/1058	0,23	0,71	1,12	1,95	3,28

cn 00

	Probe	Glüh-	TABELLE III	bei 899	%	⁰O	50h	Nb	78h	Ti
	A	Temp. C	Durchhangfestigkeit		1		9,27	.25	10,13	gelöst
		871	Durchhang (mm)	26h	ti		4,62	.49	5,61	—
	B	871/1038	2h 4h Oh	8,41	tt		9,80	.71	10,77	-
		871	5,61 6,30 7,59	3,40	ti		3,61	.27	4,83	-
		871/1038	1,24 1,85 2,54	8,97	tt			.49		.25
			6,32 7,24 8,10	2,97						.28
			1,24 1,75 2,21	IV
			TABELLE					Nb
CO	Probe			. %		%Ti	gelöst
CD	C	%0 %Mn	Zusammensetzung Gew,			—	-.15
O	D	.029 .18		%N	Al	-	.08
	E	.029 "	%S #ßi %Cr %Ni	.027	.7	-	.32
O OO	p*	.026 "	.013 -54 11.95 .24	.028		.44	.27
to	G*	.028 .19	" .55 11.88 .23	.029		.47	.49
		.029 .17	It tt /l/l QQ tt	.023
		" .61 II.92 .24	.022
	¹¹ .60 11.88 "

* Stähle gemäß Erfindung

CD K) CO CD

	Probe	ffiNb	TABELLE	V	flCi	2% Dehngrenze	Zugfestigkeit	Proben	Härte	Olsen-	l
	C	.25	Mechanische Eigenschaften geglühter		MPa	MPa		^RB	Prüfung	ro
		(O)			303	440	%Dehnung	■XJ 81.0	(mm)	I
	D	.49		-.			(50.8mm)		8.0
		(.08)		303	448	29.5	80.5
	E	.71	_					8.7
		(.32)		320	473	31.5	82.0
	Έ*	.27	.44					9.0
		(.27)	(.25)	326	480	33-0	82.0
co	G*	.49	.47					8.8
O O		(.49)	(.28)	339	506	29.0	84.0
O co	( )		löslicher Anteil					9.1
			des Elements		28.0
OO
co

Stähle gemäß Erfindung

CD N) CD CD

TABELLE VI

	Durchhangfestigfreit	%Nb	4h 24h	1065^C	bei 871 ⁰C	,T,A.	Biegeradius
	Glüht emp eratur	3,05 13,21			Olsen-Prüfung Mn. 180⁰C
	Durchhang (mm)	1,52 2,41	48h		%Ti (mm)
Probe	1h	0,89 2,03	-	140h
C	-	1,52 2,28	3,04	-
D	1,02	1,39 1,90	2,79	9,65
E	0,63	Erfindung	3,09	8,25
j?*	1,14	TABELLE VII	2,28	5,21
G*	1,27		4,57
	* Stähle gemäß
		Autogen-Schweißbarkeit G.


Probe

C .25 - 1.8 OT

D- .49 - gerissen beim Schweißen

E .71 - " ^fl "

J7* .27 .44 4.2 OT

G* .49 .47 2.0 > 4T

* Stähle gemäß Erfindung
OT = Außendicke

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TABELLE VIII

Probe %C %Mh %S

	I*	.021	.25	.015	• 56	11.67	.18	.77	.43	.40	.019	.83
	J*	.013	.20	.015	.46	11.39	.20	1.24	.19	.22	.023	.41
	K*	.021	.22	.013	• 50	11.56	.27	1.31	.30	.20	.023	.50
	L*	.022	.22	.013	.51	11.59	.26	1.27	.44	.20	.022	.64
	M*	.016	.22	.014	.46	11.48	.20	1.18	.40	.36	.022	.76
	N*	.019	.20	.012	.42	11.39	.19	1.27	.18	.46	.022	.64
O	0*	.019	.26	.012	.59	11.61	.21	1.37	.30	.45	.020	.75
O	P*	.026	.25	.013	.60	11.58	.20	1.33	.42	.45	.019	.87
co
ο OO	* Stähle	gemäß	Erfindung

CO O K) CO CJ) cn

CQ

cd -P φ 0 CQ •rl CQ a pq

η φ •Ρ

«Η

CQ S H S

■Ρ

Krt

b£ Φ b£

CO

φ -ρ •a

O CQ Pi Φ. _

i -P OJ-tSl CQ

d φ

φ Pj Qj Φ I

O LTJ

cd

KN O V V V-^t^-KN 3N »

• O O O O O O

OLfNOOiAOOO OOOOiTvOOO

COC^-vOiA-d-.ij-CVIO K\ IA LA it CVJ IA VD

NVDAN^CVJCOVD OO tNcT^CTvCO CN(^O CvlCVJCvJCVJCVJCMOJKN

KN	v-	O	•3-	VD	co	O	CVJ
it	CVJ	KN	O	KN		KN	•=t
.40 .	CVJ	O	CVJ	VO	LA	LfN
	CVJ			it	it

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TABELLE X

Autogen-Schweißbarkeit G.T.A.

^s
O
CO

Probe

I*

J*
K*
L*
M*
N*
0*
P*

2% Dehngrenze Zugfestigkeit %Dehnung Ortslage Minimum Olsen Prüfung

(50.8mm) Bruch 180*31 egung mm

.43

.19
.30
.44
.40
.18
.45 .30
.45 .42

.22
.20
.20
.36
.46

MPa 282

277 291 294 288 272 300 305

MPa 445

443 457 458 450 426

455 462 29.5

30.0 27.0 28.0 29.0

30.5 28.0 26.0

B.M.

180°ge- streckt	7-7
	9.0
	6.4
	9.2
	8.0
	7.1
	5.5
	5.5






t

* Stähle gemäß Erfindung co

CD N) CD CD

cn

OO

	.77	TABELLE XI	153 Zyklen.	283 Zyklen	469 Zyklen
	1.24		1.21	1.78	2,85
Probe	1-31	ρ Gewichtszunahme (ms/cm )	0.77	1.00	1.53
I*	1.27	96 Zyklen	0.93	1.55	2.34
J*	1.18	0.94	1.27	2.03	2.96
K*	1.27	0,68	0.45	0.65	1.07
L*	1.37	0.65	0.85	1.58	2.45
M*	1.33	0.97	0.43	0-74	1.18
R*	O	0.40	0.59	0.77	1.41
0*	0.56	—		_
p*	0.34
409	0.51
	41.24

Zyklus: 25 min. heiß 5 min. kalt

* Stähle gemäß Erfindung

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TABELLE XII

Zusammensetzung Gew. %

Probe %G %Mn %S %Si %Cr

Q .036 .27 .014 .68 17-68

R .037 .29 " -76 19.09

S* .03^ .21 .012 .57 1.69

.29 .028 .27 .029 " .20 .012 1.89 .48 .06

" .80

.39 .35

♦Stähle gemäß Erfindung

TABELLE XIII Durchhangfestigkeit bei

	Glüh-	S	Durchhang	4 h	(mm)	18	26	h	50	h	78	h
Probe	Temp. C	7	h	11,	8 h	62	13	,99	14,	65	15,	87
Q	927	2	,52	2,	53 13,	95	8	,68	9,	65	11.	56
	1093	0	,11	1.	89 4,		3	.35	4.	70	5,	94
R	1093	,99	42 1,

VM VJI

CO CD fsj CO CO

TABELLE XIV

Durchhangfestigkeit bei 815°(

Durchhang (mm)
Glüh-,

Probe Temp.⁰G 2 h 4 h 9 h 23 h 112,5 h

^ S* 1038 0,86. 0,89 0,99 1,06 1,70

ο 12 CR-

o CB-Ti 1065 0,94 1,04 1,09 1,22 1,65

* Stahl gemäß Erfindung

	/O\j	%Mn	TABELLE XV	96Bi %Cr \	.%	%	Al	ft	%Ti	%Nb
	.009 .011 .006	.32 .38 .41	Zusammensetzung Gew	.43 6.69 .38 5.85 1.03 5.93	%Ή±	1 1 1	.41 .94 .50	.016 .014 .025	.39 .40 .37	.39 .41 .40
Probe			*B ·		.22 .30 .20
T* U* V*		.014 .014 .014

* Stähle gemäß Erfindung °°

TABELLE XVI

Gewichtszunahme (mg/cm )

Probe	%Gr	%A1 5	töi	11 Zyklen	41 Zyklen	182 Zyklen	229 Zyklen	369 Zyklen	I
T*	6,69	1.41 ,		2.81	3.O5	3.16	3.19	3.22	UJ
U*	5.85	I.94 ,	.38	3.81	4.71	7-33	7-89	9.19	I
V*	5-93	1.50 1,	.03	1.10	1.13	1.15	1.18	1.19
2SB	1.8	1.8	.6	23.02	eingestellt	—	—	—
12SR	12.0	1.4	.5	O.O7	0.09	0.14	0.15	0.18
Zyklus	: 25	min. heiß
	5	min. kalt

♦Stähle gemäß Erfindung

cn cn 00

-SS-

L e e r s e i t e

Claims

DIPL-ING. HANS H. HILGERS

D-8000 MÜNCHEN Maximilianstraße 43 Telefon (089) 222862 Telex 05-29 38O Telekopierer (0 89) 22 28

Postscheckkonto München Nr. 25571-8O9 Deutsche Bank München Nr. 46/29226

Ihr Zeichen/Your Ref.

Mein Zeichen/Our. Ref.

H-PH 164

Datum/Date

5. August 1980

Arraco Inc.

703 Curtis Street

Middletown, Ohio

U.S.A.

Ferritischer Stahl

P_a_t_e_n_t_a_n_s_£_r_ü_c_h_e

1. Ferritischer Stahl, vielcher nach iertigglühen bei 1010 bis 1120 ⁰C einen hohen Widerstand gegen Oxydation sowie eine hohe Kriechfestigkeit bei Temperaturen von etwa 732 bis 1093 °0 im Verein mit guter Schweißbarkeit aufweist, dadurch gekennz ei chnet,

:i (J (j 0 9 / 0 8 7 9

3029B58

daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,06 Gew.% Kohlenstoff, höchstens ca. 1 Gew.% Mangan, höchstens etwa 2 Gew.% Silizium, ca. 1 bis ca. 20 Gew.% Chrom, höchstens ca. 0,5 Gew.% Nickel, ca. 0,5 bis ca. 2 Gew.% Aluminium, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% Stickstoff, höchstens etwa 1,0 Gew.% Titan, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Niobium, Rest Eisen besteht, wobei der Anteil an Titan wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an Kohlenstoff zuzüglich dem dreieinhalbfachen Anteil an Stickstoff ist und der Gesamtanteil an Titan und Niobium ca. 1,2 Gew.% nickt übersteigt.

2. Ferritischer Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch ca. 0,01% bis ca. 0,03% C, höchstens ca. 0,5% Mn, höchstens ca. 1% Si, ca. 1%

bis ca. 19% Cr, höchstens ca. 0,3% Ni, ca. 0,75% bis ca. 1,8% Al, ca. 0,01% bis ca. 0,03% N, höchstens ca. 0,5% Ti, ca. 0,2 bis ca. 0,5% Nb, Rest Fe.

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an Cr ca. 1 bis ca 3% beträgt.

4. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an Cr ca. 11 bis 13% beträgt.

5. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an Cr ca. 18 bis ca. 20% beträgt.

6. Kaltgewalztes und bei 1010 bis 1120 ⁰C geglühtes ferritisches Stahlband oder -blech dadurch gekennzeichnet, daß es unter nachstehend definierten Bedingungen nach 140 h bei 871 ⁰C einen Durchhang von nicht mehr als 0,0762, einen hohen Widerstand, gegen Oxy-

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dation bei Temperaturen von ca. 732 bis ca. 1093 °C und gute Schweißbarkeit aufweist, und daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,06 Gew.% C, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 1 bis ca. 20 Gew.% Cr, höchstens ca. 0,5 Gew.% Ni, ca. 0,5 bis ca. 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% N, höchstens 1,0 Gew.% Ti, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Pe besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an G plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesaratanteil an Ti plus Nb ca. 1,2% nicht übersteigt.

7. Kaltgewalztes ferritisches Stahlband oder -blech nach Anspruch 6 dadurch gekennzeichnet, daß es unter den genannten Bedingungen nach 140 h bei 871 ⁰C einen Durchhang von nicht mehr als ca. 0,0571 rom aufweist und daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis ca. 0,03 Gew.% C, höchstens ca. 0,5 Gew.% Mh, höchstens ca. 1 Gew.% Si, ca. 11 bis ca. 13 Gew.% Cr, höchstens ca. 0,3 Gew.% Ni, ca. 0,75 bis ca. 1,8 Gew.% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,03 Gew.% N, höchstens ca. 0,5 Gew.% Ti, ca. 0,2 bis ca. 0,5 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Ee besteht.

8. Für den Einsatz bei hohen Temperaturen verwendbarer Gegenstand aus bei einer Temperatur von 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühtem ferritischem Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 Gew.% bis ca. 0,06 Gew.% C, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 1 bis

ca. 20 Gew.% Cr, höchstens ca. 0,5 Gew.% Ni, ca. 0,5 bis 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% N, höchstens 1,0 Gew.% Ti, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Pe besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an C plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesamtanteil an Ti plus

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Nb ca. 1,2% nicht übersteigt.

9. Für den Einsatz bei hohen Temperaturen verwendbarer, geschweißter Gegenstand aus einem bei 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühten ferritischem Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis ca. 0,05 Gew.% C, höchstens ca. 0,5 Gew.% Mn, höchstens ca. 1 Gew.% Si, ca. 1 bis ca. 19 Gew.% Gr, höchstens ca. 0,3 Gew.% Ni, ca. 0,75 bis 1,8 Gew.% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,03 Gew.% N, höchstens ca. 0,5 Gew.% Ti, ca. 0,2 bis ca. 0,5 Gew.% Nb, Eest im wesentlichen Eisen besteht.

10. Mir den Einsatz bei Temperaturen bis zu ca. 760 ⁰C verwendbarer Gegenstand aus einem bei 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühten ferritischen Stahl, dadurch gekennz eichnet, daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0,01 bis ca. 0,06 Gew.% C, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 1 bis ca. 3 Gew.% Cr, höchstens ca. 0,5 Gew.% Ni, ca. 0,5 bis 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis ca. 0,05 Gew.% N, höchstens ca. 1,0 Gew.% Ti, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Fe besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an C plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesamtanteil an Ti plus Nb ca. 1,2% nicht übersteigt.

11. Für den Einsatz bei Temperaturen bis zu ca. 815 ⁰C verwendbarer Gegenstand aus einem bei 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühten ferritischen Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl im wesentlichen aus

ca. 0,01 bis 0,06 Gextf.% G, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 4 bis ca. 7 Gew.% Gr, höchstens ca. 0,5 Gevi.% Ni, ca. 0,5 bis 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% N, höchstens 1 Gew.% Ti,

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ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Eh, Rest im wesentlichen Pe besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an C plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesamtanteil an Ti plus Nb ca. 1,2 Gew.% nicht übersteigt.

12. Für den Einsatz bei Temperaturen bis ca. 1093 °C verwendbarer Gegenstand aus einem bei 1010 bis 1120 ⁰C fertiggeglühten ferritischen Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl im wesentlichen aus ca. 0.01 bis 0,06 Gew.% C, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 18 bis ca. 20 Gew.% Cr, höchstens ca. 0.5 Gew.% Ni, ca. 0,5 bis 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% N, höchstens 1 Gew.% Ti, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Pe besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an C plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesamtanteil an Ti plus Nb ca. 1,2 Gew.% nicht übersteigt.

13· Verfahren zum Herstellen von kaltgewalztem ferritischem Stahlband oder -blech, welches einen hohen Widerstand gegen Oxydation und eine hohe Eriechfestigkeit bei Temperaturen von etwa 732 bis ca. 1093 °C, vereint mit guter Schweißbarkeit und hoher Zähigkeit aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß man das Band oder Blech aus einem Stahl kaltwalzt, welcher im wesentlichen aus ca. 0,01 bis 0,06 Gew.% C, höchstens ca. 1 Gew.% Mn, höchstens ca. 2 Gew.% Si, ca. 1 bis ca. 20 Gew.% Cr, höchstens ca. 0,5 Gew.%' Ni, ca. 0,5 bis 2 Gew.% Al, ca. 0,01 bis 0,05 Gew.% N, höchstens 1 Gew.% Ti, ca. 0,1 bis 1,0 Gew.% Nb, Rest im wesentlichen Έβ besteht, wobei der Anteil an Ti wenigstens gleich dem vierfachen Anteil an C plus dem dreieinhalbfachen Anteil an N ist und der Gesamtanteil an Ti plus Nb ca. 1,2 Gew.% nicht übersteigt, und daß man das Blech

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oder Band bei einer Temperatur von 1010 bis 1120 ⁰C fertigglüht.

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