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Diese Erfindung betrifft einen mit Titan plattierten Stahl mit einer hohen
Verbundfestigkeit und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
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Mit Titan plattierter Stahl wurde mittels dem Explosionsplattierungsverfahren hergestellt,
welches dadurch vorteilhaft ist, daß der Verbundbereich nicht auf hohe Temperaturen
erhitzt wird, so daß die Bildung von intermetallischen Verbindungen ausgesprochen
unterdrückt wird, wobei das Verbinden durch starke Bearbeitung erreicht wird.
Bezüglich des Lärms, der Produktivität und der Herstellungskosten verfügt das
Explosionsplattierungsverfahren jedoch auch über Nachteile.
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Als ein Verfahren zur Ausschaltung dieser Nachteile, wurde zur Herstellung eines mit
Titan plattiertem Stahles ein Walzverfahren entwickelt. Wichtige Faktoren bei der
Durchführung des Walzverfahrens sind: (i) eine zwischen dem Grundmetallblech und der
Ti-Plattierung eingefügte Einlage, (ii) die Bedingungen sowohl für die Verbindung
mittels Schweißen als auch für die Evakuierung der Anordnung und (iii) die
Erwärmungstemperaturen beim Walzen.
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Am wichtigsten unter diesen Faktoren ist die Wahl einer Einlage, welche besonders
geeignet ist, die Bildung von spröden intermetallischen Verbindungen im Verbundbereich
zu verhindern.
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Titan bildet leicht intermetallische Verbindungen mit verschiedenen anderen Elementen.
Es existieren nur wenige Elemente wie Mo, Nb und V, die keine intermetallischen
Verbindungen mit Titan bilden. Es ist jedoch äußerst schwierig, solche Materialien als
Einlage zu verwenden, da diese teuer sind und gewöhnlich nicht in der Form eines
dünnen Bleches erhältlich sind. Zudem, wenn sie als Einlage verwendet werden, brechen
sie während des Walzens leicht.
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Der Grund für die Verwendung einer Einlage bei der Herstellung eines mit Titan
plattierten Stahles ist es, die Bildung sowohl von intermetallischen Verbindungen als
auch einer, durch Diffusion von Kohlenstoff aus dem Grundmetallblech in die Ti-
Plattierung im Verbundbereich zwischen dem Titan oder der Titanlegierung und dem
Grundmetallblech, verursachten spröden Titaniumcarbidschicht zu verhindern.
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Beim Stand der Technik wurde im Hinblick auf die Vermeidung der Bildung von
Titancarbiden im Verbundbereich vorgeschlagen, eine Nickel-Einlage (Japanische
Patentveröffentlichung Nr. 146763/1985) und eine Einlage aus reinem Eisen oder Stahl mit
extrem geringem Kohlenstoffgehalt (Beschreibung der offengelegten japanischen
Patentveröffentlichung Nr. 122681/1981) zu verwenden, und vor dem Plattieren die
Entkohlung des Grundmetallblechs auf der dem Titan gegenüberliegenden Seite durchzuführen
(Beschreibung der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung Nr. 220292/1984).
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Die Diffusionsgeschwindigkeit von Nickel in Titan ist hoch, und die von der Diffusion
von Nickel ins Titan während des Erhitzens und des Walzens herrührende
Transformation des Titans von der alpha-Phase zur beta-Phase beschleunigt ferner die Diffusion
von Nickel in die Ti-Plattierung. Deshalb ist der anwendbare Temperaturbereich sehr
eingeschränkt. Deswegen ist eine Nickeleinlage weniger wünschenswert als
Stahleinlagen. Jedoch auch bei der Verwendung einer Stahleinlage ist die Bildung von
intermetallischen Verbindungen unvermeidlich. Einmal gebildet, wachsen solche
intermetallischen Verbindungen während des Spinnens, Schweißens, Spannungsfreiglühens
und anderer der Plattierung folgender Verfahren, was zu einer Verschlechterung der
Verbundeigenschaften führt.
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Somit ist es im Hinblick auf das Erzielen stabiler und verbesserter Verbundeigenschaften
notwendig, eine Einlage zu entwickeln, bei der keine Bildung intermetallischer
Verbindungen im Verbundbereich zwischen der Ti-Plattierung und der Einlage auftritt,
oder welche die Bildung oder das Wachstum solcher intermetallischer Verbindungen
verzögern kann.
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Die GB-A-1 042 603 offenbart ein zusammengesetztes Metallblech, welches aus einer
über eine Zwischenschicht aus metallischem Verbundmaterial, welches aus einer Niob
oder Vanadium umfassenden Legierung auf Eisenbasis besteht, mit dem
Grundmetallblech verbundenen Ti-Plattierung besteht.
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Die EP-A-0 060 083 offenbart einen mit Titan plattierten Stahl, welcher eine Ti-
Plattierung, ein Grundmetallblech, eine Einlage aus Niob oder einer Nioblegierung
zwischen ihnen und einer zusätzlichen Zwischenschicht aus Nickel oder einer
Nickellegierung zwischen dem Grundmetall und der Einlage umfaßt. Insofern eine
Zwischenschicht aus Tantal oder Niob oder deren Legierungen betroffen ist, beschreibt
dieses Dokument ein Explosionsplattierungsverfahren oder ein
Diffusionsverbundverfahren zur Herstellung von plattiertem Stahl.
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Das Ziel dieser Erfindung ist es, einen mit Titan plattierten Stahl, welcher weniger kostet
und im wesentlichen frei von intermetallischen Verbindungen im Verbundbereich
zwischen der Ti-Plattierung und dem Grundmetallblech ist, und ein Verfahren zu dessen
Herstellung bereitzustellen.
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Ausführlicher dargelegt, ist das Ziel dieser Erfindung ein mit Titan plattierten Stahl,
welcher auch nach erneuter Erhitzung auf hohe Temperaturen eine wie in JIS G 3603
(mit Titan plattierte Stähle) festgelegte Scherfestigkeit von 137 N/mm² (14 kgf/mm²)
oder mehr aufweist, und ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen.
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Der Erfinder dieser Erfindung beobachtete, daß (i) Niob und Vanadium keine
intermetallischen Verbindungen mit Titan bilden, (ii) Fe-V- und Fe-Nb-Legierungen leichter
als Fe-Mo-Legierungen bearbeitet werden können, und daß erstere Legierungen zu
einem dünnen, als Einlage verwendbarem Blech gewalzt werden können, und (iii) diese
Metalle Carbidbildner sind und wirksam die durch Diffusion von Kohlenstoff aus dem
Grundmetall verursachte Bildung von Ti-Carbiden verhindern.
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Unter Berücksichtigung des obigen hat der Erfinder eine Reihe von Experimenten
durchgeführt und herausgefunden, daß eine Nb und V in einer Menge von 3% oder mehr
enthaltende Stahleinlage die Bildung von intermetallischen Verbindungen aus Ti und Fe
entschieden verhindert, und daß diese intermetallischen Verbindungen nicht gebildet
werden, wenn der Gehalt an Nb und V erhöht wird. Dies passiert, da V und Nb
Stabilisatoren für die beta-Phase von Ti sind, und den Bereich der beta-Phase, wegen
dem diffusiven Inlösunggehen dieser Elemente im Ti, verbreitern, wodurch die Bildung
von intermetallischen Verbindungen zwischen Fe und Ti unterdrückt wird.
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Gemäß dieser Erfindung wird somit eine Nb und V enthaftende Stahllegierung als
Einlage verwendet.
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Gemäß dieser Erfindung ist es möglich, einen mit Titan plattierten Stahl bereitzustellen,
welcher stabile und verbesserte Verbundeigenschaften aufweist. Wird er jedoch während
der Bearbeitung oder Betriebsbeanspruchung (servicing) über einen längeren Zeitraum
auf eine Temperatur über 600ºC oder 650ºC erhitzt, reagieren Kohlenstoff aus dem
Grundmetallblech und Nb und V aus der Einlage unter Bildung einer Schicht aus
Carbiden wie NbC und VC, welche die Verbundeigenschaften verschlechtert.
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Der Erfinder dieser Erfindung hat herausgefunden, daß die Bereitstellung einer
Nickelschicht zwischen der Einlage und dem Grundmetall erfolgreich die Diffusion von
Kohlenstoff aus dem Grundmetall verhindern kann, ohne gleichzeitig einen nachteiligen
Effekt auf die Einlage der Stahllegierung zu erzeugen.
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Nach einem Gesichtspunkt betrachtet, besteht diese Erfindung somit aus einem mit Titan
plattierten Stahl mit verbesserten Verbundeigenschaften, umfassend eine Ti-Plattierung,
ein Grundmetallblech, eine Einlage zwischen diesen und eine Zwischenschicht zwischen
dem Grundmetallblech und der Einlage, wobei die Einlage eine aus, in Gew.-%, 0,05%
oder weniger Kohlenstoff, 3-20 Gew.-% wenigstens eines aus Niob (Nb) und
Vanadium (V), dem Rest Eisen sowie normalen Verunreinigungen bestehende
Stahllegierung ist, und die Zwischenschicht aus Nickel (Ni) oder einer Nickellegierung
besteht.
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Der Erfinder dieser Erfindung hat ebenfalls herausgefunden, daß Austenitlegierungen mit
einer fcc-Kristallstruktur, wie austenitischer korrosionsbeständiger Stahl, sehr wirksam
bei einer erfolgreichen Verhinderung der Kohlenstoffdiffusion aus dem Grundmetallblech
sind, und daß die Kohlenstoffdiffusion durch die Kristallstruktur der Matrixphase
bestimmt ist, und die Diffusionsgeschwindigkeit von Kohlenstoff in der dicht-gepackten
Struktur gering ist, d. h. 0,1 mm während 100 Stunden bei 600ºC.
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Nach einem anderen Gesichtspunkt betrachtet, besteht diese Erfindung somit aus einem
mit Titan plattierten Stahl mit verbesserten Verbundeigenschaften, umfassend eine Ti-
Plattierung, ein Grundmetallblech, eine Einlage zwischen diesen und eine
Zwischenschicht zwischen dem Grundmetallblech und der Einlage, wobei die Einlage
eine aus, in Gew.-%, 0,1% oder weniger Kohlenstoff, 1-20 Gew.-% wenigstens eines
aus Niob (Nb) und Vanadium (V), dem Rest Eisen sowie normalen Verunreinigungen
bestehende Stahllegierung ist, und die Zwischenschicht aus einer Fe-Ni-Cr-
Austenitlegierung besteht, welche Ni und Cr in solchen Mengen, in Gew.-%, enthält, wie
durch die folgenden Formeln definiert:
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Cr ≤ 18%, Ni ≥ -0,78 Cr% + 26
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Cr > 18%, Ni ≥ 1,13(Cr%-18)+12
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worin Cr%+Ni% ≤ 100.
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Nach noch einem anderen Gesichtspunkt betrachtet, ist diese Erfindung ein Verfahren
zur Herstellung eines wie oben definierten mit Titan plattierten Stahles mit verbesserten
Verbundeigenschaften, welches Verfahren die Herstellung einer Plattierungsanordnung
aus der Ti-Plattierung, dem Grundmetallblech, der zwischen diesen angeordneten Einlage
und der zwischen dem Grundmetallblech und der Einlage angeordneten Zwischenschicht,
das Erhitzen der Plattierungsanordnung oder des Verbundbereichs auf eine Temperatur
von 680 bis 900ºC, und vorzugsweise auf 700 bis 870ºC, und das Bewirken einer
Verbindung unter Druck umfaßt.
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Die Herstellung der Plattierungsanordnung umfaßt das Versiegeln bzw. Abdichten der
Anordnung aus der Ti-Plattierung, der Einlage, der Zwischenschicht und dem
Grundmetallblech, dem Entgasen und Evakuieren der Anordnung.
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Die Ti-Plattierung kann reines Titan und Titanlegierungen enthalten. Das
Grundmetallblech ist nicht auf eine bestimmte Ausführung beschränkt, es wird jedoch bevorzugt aus
Kohlenstoffstählen und niedriglegierten hochfesten Stählen ausgewählt.
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Die Einlage kann eine Pulverschicht, eine Pulverüberzugsschicht oder eine auf dem
Grundmetall elektrochemisch aufgebrachte Schicht sein.
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Die Austenitlegierung kann 0,1 Gew.-% oder weniger an Kohlenstoff enthalten, und sie
kann Mn, Si, Mo, Ti, Nb und andere Legierungselemente in einer Gesamtmenge von
5 Gew.-% oder weniger enthalten.
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Die Fig. 1 ist ein schematischer Querschnitt einer Plattierungsanordnung dieser
Erfindung;
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die Fig. 2 und Fig. 3 sind Diagramme, welche die Testergebnisse der
Bearbeitungsbeispiele dieser Erfindung aufzeigen;
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die Fig. 4 und Fig. 5 sind Diagramme, welche Beziehungen zwischen dem Wachstum von
intermetallischen Verbindungen und der Zeitdauer der Erhitzung für Nb- und V-
enthaltende Einlagen aufzeigen; und
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die Fig. 6 ist ein Diagramm, welches den Ni- und Cr-Gehalt von als Zwischenbauteil
verwendeten Legierungen aufzeigt.
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Diese Erfindung wird nun in Verbindung mit den zugehörigen Zeichnungen erläutert.
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Die Fig. 1 zeigt einen schematischen Querschnitt einer Plattierungsanordnung 1 vor dem
Verbinden. Die Anordnung 1 umfaßt eine Ti-Plattierung 2 und ein Grundmetallblech 3,
eine zwischen diesen plazierte Einlage 4 aus einer Stahllegierung und ein
Zwischenbauteil 5 aus einer Nickel- oder einer Austenitlegierung. Die Dicke der Einlage
beträgt vorzugsweise 0,5 mm oder mehr und gewöhnlich 1 mm oder mehr. Die Dicke
des Zwischenbauteils ist üblicherweise größer als 50 um, und vorzugsweise größer als
100 um, es ist jedoch dünner als die Einlage. Eine Abdeckung 6 ist über die gesamte
Anordnung angebracht und mit dem Grundmetallblech dichtverschweißt. Deren Inneres
wird entgast und vorzugsweise auf 13,3 Pa (10&supmin;¹ Torr) oder weniger evakuiert. Die
Evakuierung wir durchgeführt, um die Oxidation an jeder der Verbundoberflächen zu
unterdrücken. Wenn ein vorbestimmtes Vakuumniveau erreicht ist, wird die gesamte
Anordnung oder zumindest deren Verbundbereich auf 680 bis 900ºC, und vorzugsweise
auf 700 bis 870ºC, erhitzt und wird zur Bewirkung der Plattierung heißgewalzt. Nach
dem Walzen wird die Abdeckung 6 entfernt, so daß ein mit Titan plattierter Stahl
erhalten wird.
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Abgesehen von den oben beschriebenen Heizbedingungen ist jeder der oben erwähnten
Schritte Stand der Technik bei einem Walzverfahren zu Erlangung einer Plattierung.
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Die Gründe für die Beschränkungen bezüglich der Zusammensetzung der in dieser
Erfindung verwendeten Einlage werden ausführlicher beschrieben.
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Erstens wird der Kohlenstoffgehalt auf 0,05% oder weniger definiert, um V und Nb so
aktiv wie möglich zu halten. Bezüglich dieser Absicht gilt, je niedriger der
Kohlenstoffgehaft desto besser. Wenn der Kohlenstoffgehalt über 0,05% liegt, reagieren
Nb und V leicht mit Kohlenstoff unter Bildung ihrer Carbide, welche während dem
Kaltwalzen, welches zur Herstellung einer Einlage in der Form eines dünnen Bleches
angewandt wird, Risse verursachen. Die Obergrenze des Kohlenstoffgehalts wird deshalb
auf 0,05% festgesetzt, da ein befriedigender Grad an Scherfestigkeit auch bei einem auf
0,05% oder weniger beschränkten Kohlenstoffgehalt erhalten werden kann. Im Falle der
Verwendung der Fe-Ni-Cr-Legierung als Zwischenbauteil zwischen der Einlage und dem
Grundmetall kann die Obergrenze des Kohlenstoffs 0,1% betragen.
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Hinsichtlich des Gehalts an Nb und V, ist deren Gesamtmenge auf 3,0% oder mehr
beschränkt. Im Falle der Verwendung der Fe-Ni-Cr-Legierung an Stelle des Ni-Blechs
als Zwischenbauteil, kann die Untergrenze der Gesamtmenge an Nb und V 1,0%
betragen. Hierzu ist es nicht immer notwendig eine Obergrenze festzusetzen, jedoch wird
deren Obergrenze in Anbetracht der Materialkosten auf 20% beschränkt. Die
Gesamtmenge an Nb und/oder V ist vorzugsweise 5-15%.
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Eine derartige Stahllegierungseinlage kann in Form eines dünnen Bleches oder einer
Folie auf das Grundmetallblech aufgebracht werden. Die Einlage kann mittels
Pulverbeschichtung hergestellt werden.
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Um die Verbundeigenschaften weiter zu verbessern, wird in dieser Erfindung eine
zusätzliche Einlage, d. h. das Zwischenbauteil, verwendet. Das Zwischenbauteil kann ein
Nickelblech oder ein Nickellegierungsblech sein. Das Nickelblech kann aus technisch
reinem Nickel bestehen. Der Reinheitsgrad und der Gehaft an Verunreinigungen haben
keine wesentlichen Auswirkungen. Die Nickellegierung kann handelsübliche
Nickellegierungen wie Permalloy (50% Ni-50% Fe) -- Warenname -- und Invar-
Legierungen (36% Ni-64% Fe) umfassen.
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Das Nickel-Zwischenbauteil kann die Form einer Folie haben. Diese Schicht kann
ebenfalls mittels elektrochemischer Beschichtung oder Pulverbeschichtung hergestellt werden.
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Da es einer der Gründe für die Bereitstellung des Zwischenbauteils ist, die Diffusion des
Kohlenstoffs aus dem Grundmetall und die Permeation in die Stahllegierungseinlage, bei
der erneuten Erhitzung nach dem Walzen zu verhindern, wird die Dicke des
Zwischenbauteils als die Dicke nach dem Walzen ausgedrückt. Wird sie in dieser Weise
ausgedrückt, ist eine Dicke von 5 um oder mehr ausreichend.
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Andererseits, hinsichtlich des an Stelle des Nickel-Zwischenbauteils zwischen der Einlage
und dem Grundmetallblech verwendeten Zwischenbauteils aus Fe-Ni-Cr-Legierungen,
muß die Kristallstruktur eine austenitische Phase (fcc Phase) aufweisen, um die Diffusion
von Kohlenstoff aus dem Grundmetallblech zu verhindern. Solange es eine austenitische
Phase aufweist, besteht keine Einschränkung hinsichtlich des Zwischenbauteils.
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Eine austenitische Phase (fcc Phase) umfassende Fe-Ni-Cr-Legierungen sind
Austenitlegierungen, welche Ni und Cr in solchen Mengen, in Gew.-%, enthalten, wie durch die
folgenden Formeln definiert:
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Cr ≤ 18% Ni ≥ Q78Cr%+26
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Cr > 18%, Ni ≥ 1,13 (Cr%-18)+ 12
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worin Cr%+Ni% ≤ 100.
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Das Austenitlegierungs-Zwischenbauteil kann die Form einer Folie haben. Diese Schicht
kann ebenfalls mittels Elektroplattierung oder Pulverbeschichtung hergestellt werden.
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Die Fig. 6 ist ein Diagramm, welches den Ni- und Cr-Gehalt von als Zwischenbauteil
verwendeten Legierungen aufzeigt. Die schraffierte Fläche im Diagramm weist auf eine
austenitsche Legierung hin, und die andere Fläche weist auf Ferrit- oder Ferrit+Austenit-
Zweiphasen-Legierungen hin. Die Bezugsziffern im Diagramm beziehen sich auf die
Legierungsnummern der Tabelle 3, welche nachfolgend eingehend aufgeführt sind.
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Das Vorliegen von Fe hat keine wesentlichen Einflüsse auf die Bildung einer
austenitischen Phase, und der Fe-Gehalt besitzt keine Obergrenze. Der Ni-Gehalt sollte jedoch
so gering wie möglich sein, da Nickel teuer ist. Der Rest ist Eisen mit zufälligen
Verunreinigungen. Deshalb ist es wünschenswert, daß der Fe-Gehalt so hoch wie
möglich ist. Wenn die Austenitlegierung mehr als 0,1% Kohlenstoff enthält, tritt
manchmal eine derart starke Kohlenstoffdiffusion auf, daß sich Ti-Carbide bilden, welche
eine Abnahme der Verbundfestigkeit erzeugen. Somit ist es wünschenswert, daß der
Kohlenstoffgehaft auf 0,1% oder weniger beschränkt ist. Wenn zudem die Gesamtmenge
der anderen Legierungselemente, wie Si, Mn, Mo, Ti und Nb, mehr als 5 Gew.-%
beträgt, wird die austenitische Phase instabil. Somit ist der Gesamtgehalt dieser
Elemente, falls vorhanden, auf 5 Gew.-% oder weniger beschränkt.
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Es besteht keine bestimmte Beschränkung bezüglich der Dicke des Zwischenbauteils. Die
Dicke ist im Hinblick auf die Temperaturen bei der erneuten Erwärmung und der
Zeitdauer der erneuten Erwärmung nach dem Walzen festgesetzt. In den meisten Fällen
ist eine Dicke von 5 um oder mehr nach der Plattierung mittels Walzen ausreichend. Die
Obergrenze kann an Hand der Umstände festgesetzt werden.
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Eine Plattierungsanordnung wird auf eine vorher festgelegte Temperatur erhitzt und
anschließend der Verbindung unter Druck unterworfen. Im Falle dieser Erfindung wird
die gesamte Plattierungsanordnung auf 680 bis 900ºC, vorzugsweise auf 700 bis 870ºC,
erhitzt und anschließend der Verbindung unter Druck unterworfen. Wenn die Anordnung
nicht auf 680ºC oder höher, und vorzugsweise auf 700ºC oder höher, erhitzt wird, ist die
Interdiffusion nicht vollständig, und es ist bei der Durchführung des Walzens eine
stärkere Walzvorrichtung notwendig. Wenn im Gegensatz dazu die Anordnung auf eine
Temperatur höher als 900ºC erhitzt wird, findet eine Umwandlung der Ti-Plattierung in
die beta-Phase statt, oder es wird die Bildung der beta-Phase beschleunigt. Als Folge
davon wird die Diffusionsgeschwindigkeit von Ti zu groß, was die Bildung von
intermetallischen Verbindungen beschleunigt, so daß die Verbundfestigkeit nicht den
Vorgaben genügt. Deshalb wird in dieser Erfindung die Obergrenze der
Erhitzungstemperatur auf 900ºC, und vorzugsweise auf 870ºC, festgesetzt.
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Eine typische Möglichkeit die Verbindung unter Druck durchzuführen, ist das Walzen.
Es kann auch mittels Schmieden und dergleichen, welches geeignete Verfahren zur
Durchführung der Verbindung bei kleinformatigen Artikeln sind, vollzogen werden.
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Unter Bezugnahme auf Bearbeitungsbeispiele, welche lediglich zum Zweck der
Veranschaulichung aufgezeigt werden, wird diese Erfindung noch eingehender
dargestellt.
Referenzbeispiel 1
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Ein Blech eines niedriglegierten hochfesten Stahles der Güteklasse 490 N/mm²
(50 kgf/mm²) und der Dicke 90 mm wurde zur Ausbildung einer glatten Oberfläche
maschinell bearbeitet und entfettet. Dieses Blech war das Grundmetall. Ein 10 mm dickes
Ti-Blech (JIS erster Güte) wurde als Ti-Plattierung verwendet. Mittels Schweißen
wurden diese Bauteile zu der in Fig. 1 aufgeführten Plattierungsanordnung montiert. In
diesem Beispiel wurde das Zwischenbauteil 5 weggelassen. In Form eines 1 mm dicken
Bleches wurden eine Menge an Materialien, aufgezeigt in Tabelle 1, als Einlage 4
verwendet. Das Innere der Plattierungsanordnung wurde auf einen Druck von 40 Pa
(3 · 10&supmin;¹ Torr) evakuiert und dann verschlossen. Nach dem Erhitzen wurde unter Druck
die Verbindung durchgeführt, so daß ein 20 mm dicker, mit Titan plattierter Stahl
erhalten wurde.
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Um die Verbundeigenschaften zu bestimmen wurden die auf diese Weise mit Titan
plattierten Stähle dem im JIS G 0601 festgelegten Scher-Zugversuch unterworfen.
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Wenn die Erhitzungstemperatur innerhalb des Bereichs von 700-800ºC lag, war die
Scherfestigkeit für jede der Proben größer als 137 N/mm² (14 kgf/mm²). Um eine
Änderung in der Scherfestigkeit nach dem erneuten Erhitzen zu bestimmen, wurde die
Scherfestigkeit nach dem erneuten 10 Stunden langen Erhitzen auf 850ºC bestimmt. Für
den Stahl dieser Erfindung betrug die Scherfestigkeit 137 N/mm² (14 kgf/mm²) oder
mehr, was eine Verbesserung der Verbundeigenschaften aufzeigt. Die Testergebnisse
sind in Tabelle 1 zusammengefaßt, und die Beziehungen zwischen der Scherfestigkeit der
Proben im gewalzten Zustand (as-rolled) und der der Proben nach dem erneuten Erhitzen
sind in Fig. 2 bzw. 3 aufgezeigt.
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Die Beziehungen zwischen dem Gehalt an Nb und V der Stahllegierungseinlage und dem
Wachstum intermetallischer Verbindungen wurden bestimmt.
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Die Fig. 4 und 5 zeigen Diagramme von der Dicke (um) der intermetallischen
Verbindungen mit Eisen im Grenzbereich des Grundmetallblechs, die unter Bezugnahme auf die
Heizzeit (Sekunde) bei 850ºC aufgetragen sind, da die Gehalte an Nb und V variieren.
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Wenn in diesen Fällen der Gehalt an Nb und V 3% oder mehr beträgt, werden in keinem
bedeutsamen Ausmaß mehr intermetallische Verbindungen gebildet. Wenn der Gehalt
über 20% steigt, tritt eine Sättigung deren Auswirkung ein.
Beispiel 2
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In diesem Beispiel wurde das Referenzbeispiel 1 wiederholt, mit der Ausnahme, daß das
Zwischenbauteil 5 aus technisch reinem Nickel in Form einer 100 um dicken Folie
verwendet wurde.
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Wenn die Heiztemperatur innerhalb des Bereichs von 700-800ºC lag, war auch in
diesem Beispiel die Scherfestigkeit bei jeder Probe über 137 N/mm² (14 kgf/mm²). Um
eine Änderung der Scherfestigkeit nach dem erneuten Erhitzen zu bestimmen, wurde die
Scherfestigkeit nach dem erneuten Erhitzen auf 850ºC während 10 Stunden, während
30 Stunden und während 100 Stunden bestimmt. Für die Stähle dieser Erfindung betrug
die Scherfestigkeit, auch nachdem sie erneut auf 850ºC 100 Stunden erhitzt wurden,
137 N/mm² (14 kgf/mm²) oder mehr, was eine bemerkenswerte Verbesserung der
Verbundeigenschaften aufzeigt. Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 zusammengefaßt.
Beispiel 3
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In diesem Beispiel wurde das Beispiel 2 wiederholt, mit der Ausnahme, daß an Stelle des
Ni-Bauteils eine Fe-Ni-Cr-Legierung in Form einer 100 um dicken Folie als
Zwischenbauteil verwendet wurde.
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Um die Verbundeigenschaften nach dem erneuten Erhitzen zu bestimmen, wurden die
Teststücke 100 Stunden lang auf 850ºC erhitzt und die Änderung in der Scherfestigkeit
bestimmt.
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Die Legierungszusammensetzungen der Austenitlegierungen der in diesem Beispiel
verwendeten Zwischenbauteile sind in Tabelle 3 aufgeführt.
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Die Testergebnisse sind in Tabelle 4 zusammengefaßt.
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Wie aus den in der Tabelle 4 aufgeführten Testergebnissen ersichtlich ist, betrug gemäß
dieser Erfindung für jede der zu untersuchenden Proben die Scherfestigkeit des Stahles
im gewalzten Zustand 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder mehr. Überdies beträgt die in der
JIS Beschreibung definierte Scherfestigkeit nach dem 100 Stunden langen Erhitzen auf
850ºC 137 N/mm² (14 kgf/mm²) oder höher, z. B. 196 N/mm² (20 kgf/mm²) oder
höher. Somit wurden die Verbundeigenschaften gemäß dieser Erfindung bemerkenswert
verbessert.
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Wie aus dem vorangegangenem ersichtlich ist, kann diese Erfindung einen mit Titan
plattierten Stahl bereitstellen, in welchem im Verbundbereich keine intermetallischen
Verbindungen getunden werden, und welcher verbesserte Eigenschaften, inbegriffen
einen hohen Grad an Verbundfestigkeit auch nach dem erneuten Erhitzen auf hohe
Temperaturen, aufweist. Aus praktischer Sicht ist diese Erfindung somit sehr vorteilhaft.
Tabelle 1
Versuch Nr. Stahllegierungseinlage Heiztemperatur Scherfestigkeit im gewalzten Zustand erneut erhitzt Bemerkungen Referenz Vergleich
Tabelle 2
Versuch Nr. Stahllegierungseinlage Zwischenbauteil Heiztemperatur Scherfestigkeit im gewalzten Zustand Zeitdauer nach Erhitzen auf 850ºC Bemerkungen vorhanden Erfindung ohne* Vergleich Anmerkung: * bedeutet auußerhalb des Bereichs der Erfindung
Tabelle 3
Legierung Nr. Andere Anmerkung: * bedeutet außerhalb des Bereichs der Erfindung
Tabelle 4
Versuch Nr. Stahllegierungseinlage Fe-Ni-Cr-Legierung (Legierung Nr. aus Tabelle 3) Scherfestigkeit im gewalzten Zustand 100 Stunden nach Erhitzen auf 850ºC Bemerkungen Erfindung Vergleich Anmerkung: * bedeutet außerhalb des Bereichs
der Erfindung