CH268905A

CH268905A - Hitzebeständige, ferritische Legierung.

Info

Publication number: CH268905A
Authority: CH
Inventors: E Hagglund; G Rehnquist
Original assignee: Kanthal Ab
Priority date: 1945-03-10
Filing date: 1946-03-09
Publication date: 1950-06-15
Also published as: FR923485A; DK69194C; ES172844A1; US2580171A; GB611515A

Description


  Hitzebeständige,     ferritisebe    Legierung.    Bisher hat man hauptsächlich zwei Haupt  typen hitzebeständiger Legierungen für elek  trische Widerstandselemente und Konstruk  tionsteile, die hohen Temperaturen ausgesetzt  sind, verwendet.  



  Der eine Legierungstypus besteht. ausser  Eisen, im wesentlichen aus Nickel und Chrom.  Kennzeichnend für Legierungen dieser Art ist,       dass    sie     austenitisch    sind und dadurch gute  Haltbarkeit beim Erhitzen auf hohe Tempe  ratur aufweisen, auch bei längerer Anwen  dung. Ihre Hitzebeständigkeit ist jedoch be  grenzt, und ausserdem werden sie von Schwe  fel und Schwefelverbindungen angegriffen.  



  Der andere     Haupttypus    hitzebeständiger  Legierungen besteht aus solchen Legierungen,  die     ferritisch    sind und sich auf der Grund  lage von Eisen und Chrom aufbauen, ge  gebenenfalls mit Zusätzen von Aluminium,  Kobalt und Nickel. Ausserdem enthalten diese  Legierungen kleinere Mengen Silicium, Man  gan und sonstige Stoffe, die normalerweise  im Stahl als Verunreinigungen vorkommen.  Besonders die Hitzebeständigkeit des     kobalt-          haltigen    Typus übertrifft bei weitem die der       austenitischen    Legierungen. Die     ferritischen     Legierungen weisen aber den Nachteil auf,  dass sie zu starkem Kornwachstum bei hohen  Temperaturen neigen.

   Dies hat zur Folge,  dass das Metall nach längerer Erhitzung  spröde wird, was besonders nach Abkühlung  auf Zimmertemperatur der Fall ist.    Um die Neigung zum Kornwachstum zu  verhindern, kann man den Legierungstypus  derart     modifizieren,    dass er bei der Erhitzung  und Abkühlung eine oder mehrere Phasen  umwandlungen erfährt, wodurch die Korn  struktur regeneriert wird.  



  Man hat bereits vorgeschlagen, Stickstoff  zu     niobhaltigen    Legierungen zwecks Bildung  von     Nitriden    zuzusetzen, die als Impfpunkte  für die Kristallbildung dienen sollen. Es hat  sich jedoch gezeigt, dass die Wirkung, die  durch die Bildung von Impfpunkten beim  Guss entsteht, bei der späteren Behandlung  wieder verloren geht. Das Endprodukt weist  daher nicht die gleiche Kornstruktur wie das       Gussgut    auf. Wie durch Versuche festgestellt  wurde, weisen die     Nitride    nicht den gleichen  günstigen Effekt wie Oxyde,     Karbide    und  Sulfide auf.  



  Weiterhin ist es bereits bekannt, Legie  rungen geringe Mengen     Erdalkalimetalle    bei  zugeben. Hierdurch soll eine Verbesserung  der Hitzebeständigkeit erzielt werden, indem  sich auf den Metallen eine Schutzschicht bil  den soll, die aus Mischkristallen mit hoher  Schmelztemperatur besteht. Bei diesem be  kannten Verfahren handelt es sich ;jedoch  nicht wie bei dem hier vorliegenden, um eine  Verzögerung der     Kornwachstumsgeschwindig-          keit    bei hoher Temperatur. Dieser Effekt  kann durch das bekannte Verfahren nicht  erreicht werden, da die gebildeten Erdalkali-           oxydmengen    viel zu klein sind, um eine der  artige Wirkung ausüben zu können.  



  Untersuchungen haben gezeigt, dass     fer-          ritische        Legierungen,    die vorwiegend aus 10       bis        40%        Chrom,        0,2-2-%        Silicium,        0,1-9%          Aluminium,    mindestens einem Metall der  Eisengruppe, sowie Kohlenstoff bestehen,       hitzebeständig    sind, wenn sie     im        Ferrit    gleich  mässig verteilte Teilchen aus mindestens einer  solchen Verbindung und in solcher Menge  enthalten,

   dass derartige Teilchen beim Er  hitzen der Legierung auf 11000 C unverändert  in der     ferritischen    Grundmasse vorhanden  sind und damit die     Neigung    der     Legierung     zum Kornwachstum bei hoher Temperatur  herabgesetzt ist.  



  Als zusätzliche Teilchen     kommen    praktisch  ein oder mehrere Oxyde oder     Karbide    bzw.       Mischungen    von Oxyden und Karbiden in  Frage.  



  Die- Teilchen müssen in grosser     Anzahl     vorhanden sein und     müssen,    in der Grund  masse gleichmässig verteilt sein.  



  Bedingung für das Erzielen des     beabsieh-          tigten    Effektes ist, dass derartige Teilchen  bei den hohen Anwendungstemperaturen, wo  die     Neigung    zum Kornwachstum .am höchsten  ist, unverändert in' der Legierung vorhanden  sind.  



  . Die Stoffe können entweder in fertig  bereitetem     Zustande    in entsprechender Menge  zugesetzt werden oder aber man lässt sie sich  in der Grundmasse dadurch bilden, dass die  Grundstoffe, aus denen sie zusammengesetzt       sind,    der     Schmelze    in der     Zusammensetzung     der Legierung angepasster Menge und in       stöchiometrischem    Verhältnis zueinander zu  gesetzt werden.  



  Praktisch     kommen    alle Oxyde von Metal  len in Frage, die als kräftige     Oxydbildner          bekannt    sind, insbesondere     Li,        Be,    Mg, Ca,       Sr,    Ba, V,     Zr,        Ce,        Ta,        Ti,        Th.     



  Als Karbide kommen vor allem in Frage  die Karbide der Metalle V,     Zr,        Nb,    Mo,     Hf,          Ta,    W,     Ti,        Th.       Die Menge der zugesetzten oder in der  Schmelze gebildeten Oxyde oder Karbide  kann innerhalb weiter Grenzen schwanken.  Zweckmässig verwendet man Mengen, die bei  Oxyden zwischen 0,05 und     101/o,    bei     Karbi-          den        zwischen    0,20     und    10     1/o        liegen.    .  



  Man kann, was sich in vielen Fällen als  ganz besonders     zweckmässig        erwiesen    hat,  auch Oxyde und     Karbide        zusammen        disper-          gieren.    Ebenso kann man die Zusatzstoffe  teils fertig zubereitet zusetzen, teils sich in  der     Grilndinasse    bilden lassen.  



  Der Zusatz der Teilchen kann entweder  vor sich gehen, wenn die Legierungen sich  in schmelzflüssigem Zustand befinden, oder  sie können     auf    pulvermetallurgischem Wege  beigemischt werden, sofern die Legierungen       in    Form von     Sintermetall    hergestellt werden.  In beiden Fällen können die Teilchen im  fertigen Zustand in     äusserst    feinverteilter  Form zugesetzt werden.  



  Bestehen die     Teilchen        beispielsweise    aus  Oxyden;. so. kann man, nachdem der Schmelze  eine gut     abgepasste    Sauerstoffmenge zuge  geben wurde, ein stark     oxy        dbildendes    Metall.  zusetzen, wobei     die    Reaktionsprodukte     in     Form feinverteilter Oxyde erhalten werden.

    Die Erhöhung des Sauerstoffgehaltes der  Schmelze kann beispielsweise durch     Anwen-          ding    einer sauerstoffreichen Schlacke, durch  Einblasen von Sauerstoff, durch Zusatz       Sauemstoff    abgebender Stoffe oder aber da  durch erreicht werden, dass man der die  Schmelze umgebenden sauerstoffhaltigen Atmo  sphäre erhöhten Druck gibt.  



  Diese beiden Arbeitsweisen, nämlich Zu  satz fertiger Stoffe zur Schmelze oder Bil  dung der Stoffe in der Schmelze; können  auch miteinander     kombiniert    werden.  



  Nachstehend sind Zusammensetzungen       (in        %)        von        Legierungen        angegeben,        welche     die mit der Erfindung bezweckten Eigen  schaften aufweisen. Diese blieben nach einer  hunderttägigen Erhitzung auf 12000 C zähe.

      
EMI0003.0001     
  
    <I>Tabelle <SEP> j:</I>
<tb>  Nr. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Cr <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni <SEP> im <SEP> übrigen <SEP> Fe
<tb>  1 <SEP> a <SEP> 0,05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4,5 <SEP> - <SEP> -- <SEP> 0,553 <SEP> Ce01, <SEP> Rest
<tb>  2 <SEP> a <SEP> 0,35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1,955 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP>  
<tb>  3 <SEP> a <SEP> 0,15 <SEP> 0,5 <SEP> 30 <SEP> 6,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 2,55 <SEP> TaC <SEP> -I- <SEP> 0,35 <SEP> Ca0 <SEP>  
<tb>  4a <SEP> 0,90 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 5,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 4,655 <SEP> VC <SEP>  
<tb>  5 <SEP> a <SEP> 0,23 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 8,5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> 3,73 <SEP> WC <SEP>  
<tb>  6 <SEP> a <SEP> 0,50 <SEP> 2,5 <SEP> 40 <SEP> 9,0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> 4,30 <SEP> ZrC <SEP>  
<tb>  7a <SEP> 0,30 <SEP> 1,4 <SEP> 20 <SEP> 5,5 <SEP> 1,2 <SEP> - <SEP> 2,

  95 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP>         Als Vergleich kann angegeben werden,  dass Legierungen mit folgenden Analysen    bereits nach zweistündiger Erhitzung auf die  gleiche Temperatur spröde geworden waren.  
EMI0003.0002     
  
    <I>Tabelle <SEP> 2:</I>
<tb>  <U>Nr. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Or <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni</U> <SEP> 02 <SEP> <U>im <SEP> üb</U>rig<U>e</U>n <SEP> Fe
<tb>  1 <SEP> b <SEP> 0,05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> Rest
<tb>  2 <SEP> b <SEP> 0,35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  3 <SEP> b <SEP> 0,15 <SEP> 0,5 <SEP> 30 <SEP> 6,0 <SEP> - <SEP>  
<tb>  4b <SEP> 0,90 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 5,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  5 <SEP> b <SEP> 0,23 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 8,5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  6 <SEP> b <SEP> 0,50 <SEP> 2,

  5 <SEP> 40 <SEP> 9;0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  7 <SEP> b <SEP> 0,30 <SEP> 1,4 <SEP> 20 <SEP> 5,5 <SEP> 1,2 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>         Die Zähigkeit der Legierung wurde durch       Biegungsproben    nach DIN     DVIVI    1211 festge  stellt. Die Proben wurden an Drähten von  3 mm Durchmesser ausgeführt, die so lange  über einen Zylinder mit 20 mm Durchmesser  gebogen wurden, bis Bruch eintrat.  



  In der nachstehenden Tabelle sind die  Ergebnisse einiger mit Legierungen gemäss    den Tabellen 1 und 2 ausgeführten     Biegungs-          proben    zusammengestellt, welche den grossen  Unterschied in der Zähigkeit erläutern, der  mit den hier genannten Zusätzen erreicht  wird. Sämtliche Proben wurden 100 Tage  lang bei 1200  C unter gleichartigen Bedin  gungen geglüht.  
EMI0003.0007

Claims

PATENTANSPRUCH l:: Hitzebeständige, ferritische Legierung, die vorwiegend aus 10-401/o Cr, 0,2-2,51/o Si, 0,1-9:

% Al, mindestens einem Metall der Eisengruppe, sowie Kohlenstoff besteht, da durch gekennzeichnet, . dass sie im Ferrit gleichmässig verteilte Teilchen aus mindestens einer solchen Verbindung und in solcher Menge enthält, dass derartige Teilchen beim Erhitzen der Legierung auf 1100 C unver ändert in der ferritischen Grundmasse vor hangen sind und damit die Neigung der Le- gerimg zum Kornwachstum bei hoher Tem peratur herabgesetzt ist.

UNTERANSPRÜCHE 1. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einem Oxyd in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 2. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einer Mischung von Oxyden in einer Menge von höchstens 101/o bestehen. 3.

Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einem Karbid in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 4.

Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, 'dass .die feinverteilten Teilchen aus einer Mischung von Karbiden in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 5.

Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus mindestens einem Oxyd und mindestens einem Karbid in einer Gesamt- menge von höchstens 10% bestehen. PATENTANSPRUCH II: Verfahren _zur Herstellung einer Legie rung nach Patentanspruch I, .dadurch gekenn zeichnet, dass man eine feine, gleichmässige Verteilung der Teilchen in der Legierung be wirkt. .

.UNTERANSPRÜCHE 6. Verfahren nach Patentanspruch II, da durch- gekennzeichnet, -dass der Zusatz der Teilchen in die schmelzflüssige Legierung erfolgt. 7. Verfahren nach Patentanspruch II, da durch gekennzeichnet, dass die Legierung auf pulvermetallurgischem. Wege erzeugt wird und die Teilchen dem zu sinterndem Pulver beigemischt werden. B.

Verfahren nach Patentanspruch II, da durch gekennzeichnet, dass die Grundstoffe; aus denen die Teilchen zusammengesetzt sind, der schmelzflüssigen Legierung im stöchiome- trischen Verhältnis zueinander zugesetzt wer den. 9. Verfahren nach Patentanspruch TI und Unteranspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass ein oxydbildendes Metall zugesetzt wird, nachdem idie Schmelze eine der zuzusetzenden Metallmenge angepasste Sauerstoffmenge er halten hat. 10.

Verfahren nach Patentanspruch 1I und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch ge kennzeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze durch Einblasen von Sauerstoff erhöht wird. " 11. Verfahren nach Patentanspruch II und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch gekenn zeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze durch Anwendung einer sauerstoff reichen Schlacke erhöht wird. 12. Verfahren nach Patentanspruch II und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch ge kennzeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze dadurch erhöht wird, dass der die Schmelzeumgebenden sauerstoffhaltigen Atmo sphäre erhöhter Druck erteilt wird. 13.

Verfahren nach Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusatzstoffe teils fertig gebildet zugesetzt, teils in der Schmelze gebildet werden.