DE102022105658A1 - Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus dem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung - Google Patents

Abstract

Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, teilweise oder ganz aus einem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung erzeugt, mit (in Masse-%) größer 18 bis 33 % Chrom, 1,8 bis 4,0 % Aluminium, 0,01 bis 7,0 % Eisen, 0,001 bis 0,50 % Silizium, 0,001 bis 2,0 % Mangan, 0,00 bis 0,60 % Titan, jeweils 0,0 bis 0,05 % Magnesium und/oder Kalzium, 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff, 0,0005 bis 0,050 % Stickstoff, 0,0001 - 0,020 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Wolfram, Rest Nickel größer gleich 50 % und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei das Bauteil artgleiche Schweißnähte enthält und/oder das Bauteil zum Einbau in eine Anlage teilweise oder ganz mit artgleichen Schweißnähten versehen ist, wobei nach dem Schweißen nur die artgleichen Schweißnähte und die Wärmeeinflusszonen zur Homogenisierung der Schweißnähte und/oder zur Verringerung von Spannungen einer Glühung zwischen größer 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis zu 24 Stunden unterworfen werden, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft, mit der Folge, dass durch diese Glühung die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der Schweißnähte verbessert wird,wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen:Cr + Al ≥ 28(1a)und Fp≤39,9 mitFp=Cr+0,272*Fe+2,36*Al+2,22*Si+2,48*Ti+0,374*Mo+0,538*W−11,8*Cwobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.

Description

• Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus dem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium Knetlegierung mit hervorragender Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit, guter Kriechbeständigkeit und guter Verarbeitbarkeit.
• Austenitische Nickel-Chrom-Aluminium-Knetlegierungen mit unterschiedlichen Nickel-, Chrom- und Aluminiumgehalten werden seit langem im Ofenbau und in der chemischen und petrochemischen Industrie eingesetzt. Für diesen Einsatz ist eine gute Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit, auch in aufkohlenden, „Metal Dusting“ erzeugenden Atmosphären und eine gute Warmfestigkeit / Kriechbeständigkeit erforderlich.
• Generell ist zu bemerken, dass die Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit der in Tabelle 1 angegebenen Legierungen mit zunehmendem Chromgehalt steigt. Alle diese Legierungen bilden eine Chromoxidschicht (Cr₂O₃) mit einer darunter liegenden, mehr oder weniger geschlossenen, Aluminiumoxidschicht (Al₂O₃) bei den entsprechenden Aluminiumgehalten. Geringe Zugaben von stark Sauerstoff affinen Elementen wie z.B. Yttrium oder Cer verbessern die Oxidationsbeständigkeit. Der Chromgehalt wird im Verlauf des Einsatzes im Anwendungsbereich zum Aufbau der schützenden Schicht langsam verbraucht. Deshalb wird durch einen höheren Chromgehalt die Lebensdauer des Werkstoffs erhöht, da ein höherer Gehalt des die Schutzschicht bildenden Elementes Chrom den Zeitpunkt hinauszögert, an dem der Chromgehalt unter der kritischen Grenze ist und sich andere Oxide als reine Chromoxide (Cr₂O₃) bilden, was z.B. eisen- und nickelhaltige Oxide sein können. Eine weitere Steigerung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit lässt sich durch Zugaben von Aluminium und Silizium erreichen. Ab einem gewissen Mindestgehalt bilden diese Elemente eine geschlossene Schicht unterhalb der Chromoxidschicht und verringern so den Verbrauch an Chrom.
• Bei aufkohlenden Atmosphären (CO, H₂, CH₄, CO₂, H₂O Gemische mit ggf. weiteren verfahrensbedingten nicht oxidierenden Anteilen) kann Kohlenstoff in das Material eindringen, so dass es zur Bildung innerer Karbide kommen kann. Diese bewirken einen Verlust an Kerbschlagzähigkeit. Auch kann der Schmelzpunkt auf sehr niedrige Werte (bis zu 350°C) sinken und es kann zu Umwandlungsvorgängen durch Chromverarmung der Matrix kommen.
• Eine hohe Beständigkeit gegen Aufkohlung wird durch Werkstoffe mit geringer Löslichkeit für Kohlenstoff und geringer Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlenstoffs erreicht. Nickellegierungen sind deshalb generell beständiger gegen Aufkohlung als Eisenlegierungen, da sowohl die Kohlenstoffdiffusion als auch die Kohlenstofflöslichkeit in Nickel geringer sind als in Eisen. Eine Erhöhung des Chromgehaltes bewirkt eine höhere Aufkohlungsbeständigkeit durch Bildung einer schützenden Chromoxidschicht, es sei denn, dass der Sauerstoffpartialdruck im Gas zur Bildung dieser schützenden Chromoxidschicht zu niedrig ist. Bei sehr geringen Sauerstoffpartialdrücken können Silizium- oder Aluminiumhaltige Werkstoffe eingesetzt werden, die eine Schicht aus Siliziumoxid bzw. des noch stabileren Aluminiumoxids bilden, welche sich bei noch deutlich geringeren Sauerstoffpartialdrücken bilden im Vergleich zu Chromoxid.
• Falls die Kohlenstoffaktivität größer 1 ist (d.h. das Gas ist nicht im Gleichgewicht), kann es bei Nickel-, Eisen- oder Kobaltlegierungen zu „Metal Dusting“ kommen. In Kontakt mit dem Gas können die Legierungen große Mengen an Kohlenstoff aufnehmen. Die in der an Kohlenstoff übersättigten Legierung stattfindenden Entmischungsvorgänge führen zur Materialzerstörung. Dabei zerfällt die Legierung in ein Gemisch aus Metallpartikeln, Graphit, Karbiden und/oder Oxiden. Diese Art der Materialzerstörung tritt im Temperaturbereich von circa 500 bis 750°C auf.
• Typische Bedingungen für das Auftreten von „Metal Dusting“ sind stark aufkohlende CO, H₂ und/oder CH₄-Gasgemische, wie sie u.a. in der Ammoniaksynthese, in Methanolanlagen, in metallurgischen Prozessen, aber auch in Härtereiöfen auftreten.
• Tendenziell steigt die Beständigkeit gegen „Metal Dusting“ mit zunehmendem Nickelgehalt der Legierung, allerdings sind auch Nickellegierungen nicht resistent gegen „Metal Dusting“.
• Einen deutlichen Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit unter „Metal Dusting“ Bedingungen haben der Chrom- und Aluminiumgehalt (siehe 2). Nickellegierungen mit niedrigem Chromgehalt, wie z.B. die Legierung Alloy 600 (N06600) (siehe Tabelle 1) zeigen vergleichsweise hohe Korrosionsraten unter „Metal Dusting“-Bedingungen. Deutlich beständiger sind die Nickellegierungen Alloy 602 CA (N06025) mit einem Chromgehalt von 25 % und einem Aluminiumgehalt von 2,3 % sowie Alloy 690 (N06690) mit einem Chromgehalt von 30 % (Hermse, C.G.M. and van Wortel, J.C.: Metal dusting: relationship between alloy composition and degradation rate. Corrosion Engineering, Science and Technology 44 (2009), p. 182 - 185). Die Widerstandsfähigkeit gegen „Metal Dusting“ steigt mit der Summe von Chrom und Aluminium (Cr + AI).
• Die Warmfestigkeit bzw. Kriechfestigkeit bei den angegebenen Temperaturen (circa 500 bis 750°C) wird u.a. durch einen hohen Kohlenstoffgehalt verbessert. Aber auch hohe Gehalte an Mischkristallverfestigenden Elementen wie Chrom, Aluminium, Silizium, Molybdän und Wolfram verbessern die Warmfestigkeit bzw. die Kriechfestigkeit. Im Bereich von 500 bis 900°C können Zugaben von Aluminium, Titan und/oder Niob die Festigkeit verbessern durch Ausscheidung der γ'- und/oder γ''-Phase.
• Beispiele nach dem Stand der Technik zu diesen Legierungen sind in Tabelle 1 aufgelistet.
• Legierungen wie Alloy 602 CA (N06025), Alloy 693 (N06693) oder Alloy 603 (N06603) sind seit langem für ihre hervorragende Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu Alloy 600 (N06600) oder Alloy 601 (N06601) auf Grund des hohen Aluminiumgehaltes von mehr als 1,8 % bekannt. Alloy 602 CA (N06025), Alloy 693 (N06693), Alloy 603 (N06603) und Alloy 690 (N06690) zeigen auf Grund ihrer hohen Chrom- und/oder Aluminiumgehalte eine hervorragende Aufkohlungsbeständigkeit bzw. „Metal Dusting“ Beständigkeit. Zugleich zeigen Legierungen wie Alloy 602 CA (N06025), Alloy 693 (N06693) oder Alloy 603 (N06603) auf Grund des hohen Kohlenstoffgehaltes bzw. Aluminiumgehaltes eine hervorragende Warmfestigkeit bzw. Kriechfestigkeit in dem Temperaturbereich, in dem „Metal Dusting“ auftritt. Alloy 602 CA (N06025) und Alloy 603 (N06603) haben selbst bei Temperaturen oberhalb von 1000°C noch eine hervorragende Warmfestigkeit bzw. Kriechfestigkeit. Allerdings wird u.a. durch die hohen Aluminiumgehalte die Verarbeitbarkeit beeinträchtigt, wobei die Beeinträchtigung umso stärker ist, je höher der Aluminiumgehalt ist (Alloy 693 - N06693). Gleiches gilt in erhöhtem Maße für Silizium, das niedrig schmelzende Phasen mit Nickel bildet. In Alloy 602 CA (N06025) oder Alloy 603 (N06603) ist insbesondere die Kaltumformbarkeit durch einen hohen Anteil an Primärkarbiden begrenzt.
• Die WO 2013/182177 A1 offenbart mit (in Gewichts-%) 24 bis 33 % Chrom, 1,8 bis 4,0 % Aluminium, 0,10 bis 7,0 % Eisen, 0,001 bis 0,50 % Silizium, 0,005 bis 2,0 % Mangan, 0,00 bis 0,60% Titan, jeweils 0,0002 bis 0,05 % Magnesium und/oder Kalzium, 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff, 0,001 bis 0,050 % Stickstoff, 0,0001 - 0,020 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Wolfram, Rest Nickel und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen: Cr + Al ≥ 28 (2a) und $$\text{Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  
• Fp = Cr + 0,272*Fe + 2,36*AI + 2,22*Si + 2,48*Ti + 0,374*Mo + 0,538*W 11,8*C (4a) wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind. Diese Nickel-Chrom-Aluminium Legierung zeigt eine hervorragende Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit in hoch korrosiven Bedingungen, wie zum Beispiel eine hervorragende „Metal Dusting“ Beständigkeit, eine gute Korrosionsbeständigkeit an Luft, eine gute Phasenstabilität, eine gute Warmfestigkeit und eine gute Kriechfestigkeit bei gleichzeitig guter Verarbeitbarkeit.
• Die US 6623869 B1 offenbart ein metallisches Material, das aus nicht mehr als 0,2 % C, 0,01 - 4 % Si, 0,05 - 2,0 % Mn, nicht mehr als 0,04 % P, nicht mehr als 0,015 % S, 10 - 35 % Cr, 30 - 78 % Ni, 0,005 - 4,5 % AI, 0,005 - 0,2 % N, und ein Element oder beide von 0,015 - 3 % Cu und 0,015 - 3 % Co, mit dem Rest zu 100% Eisen besteht. Dabei ist der Wert von 40Si+Ni+5Al+40N+10(Cu+Co) nicht unter 50, wobei die Symbole der Elemente den Gehalt der entsprechenden Elemente in Masse-% bedeuten. Das Material hat eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der „Metal Dusting“ stattfinden kann und kann deshalb für Ofenrohre, Rohrsysteme, Wärmetauscherrohre u.ä. in Petroleumraffinerien oder petrochemischen Anlagen verwendet werden und kann die Lebensdauer und die Sicherheit der Anlage merklich verbessern.
• Die EP 0 508 058 A1 offenbart eine austenitische Nickel-Chrom-Eisen-Legierung, bestehend aus (in Gewichts-%) C: 0,12 - 0,3 %, Cr: 23 - 30 %, Fe: 8 - 11 %, Al 1,8 - 2,4 %, Y: 0,01 - 0,15 %, Ti: 0,01 - 1,0 %, Nb: 0,01 - 1,0 %, Zr: 0,01 - 0,2 %, Mg: 0,001 - 0,015 %, Ca: 0,001 - 0,01 %, N: max. 0,03 %, Si: max. 0,5 %, Mn: max. 0,25 %, P: max. 0,02 %, S: max. 0,01 %, Ni: Rest einschließlich unvermeidbarer erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.
• Legierungen für den Ofenbau und die petrochemische Industrie müssen für die Herstellung der einzelnen Bauteile einer Anlage geschweißt werden können. Auch müssen die einzelnen Bauteile ggf. beim Einbau in die Anlage geschweißt werden können. Schweißnähte zeigen auf Grund ihres Gefüges oft eine geringere Zeitstandfestigkeit und/oder neigen zur Rissbildung. Durch eine Wärmebehandlung der Schweißnaht kann die Zeitstandfestigkeit verbessert und die Neigung zur Rissbildung reduziert werden. Einige Beispiele sind im folgenden Stand der Technik aufgelistet.
• Die EP 0 234 200 A1 offenbart ein Verfahren sowie eine Vorrichtung zur Wärmebehandlung von längsnahtgeschweißten Rohren aus austenitischen, ferritischen oder austenitisch-ferritischen nichtrostenden Stählen, wobei die Rohre nach dem Schweißen der Längsnaht geglüht werden. Das Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass die Rohre nur partiell im Bereich der Schweißnaht und der Wärmeeinflußzone lösungsgeglüht werden, während die übrigen Bereiche bei niedrigerer Temperatur wärmebehandelt werden. Für hochlegierte Molybdän-haltige Stähle wird bei einer Temperatur größer 1100°C, vorzugsweise größer 1250°C, geglüht, wobei die Glühtemperatur länger als 5 s, vorzugsweise ca. 25 s, beibehalten wird.
• Die US 3865639 A offenbart ein Verfahren zur Herstellung einer geschweißten Baugruppe, deren geschweißte Teile Betriebstemperaturen im Bereich von etwa 900 bis 1050°C, widerstehen, wobei die Teile aus mindestens einem hochlegierten austenitischen Stahl bestehen, der mit Chrom, Nickel und/oder Kobalt legiert ist und weniger als 60 Gewichts-% Eisen, bis zu 0,5 Gewichts-% Kohlenstoff sowie geringe Konzentrationen an zusätzlichen Elementen wie Mangan und Silizium enthält. Hierbei werden die angegebenen Teile einer Schweißung unterzogen, wobei das Schweißen zur Bildung von mindestens einer Schweißnaht führt, die eine Erstarrungsfront entsprechend einer physikalischen und chemischen Diskontinuität in der Naht aufweist, wobei die Schweißnaht auch aus einem hochlegiertem austenitischen Stahl besteht und dann so behandelt wird, dass die Erstarrungsfront chemisch homogen wird, wodurch die Karbide der Schweißnaht in einem maximalen Ausmaß und gemäß einer feinen gleichmäßigen Verteilung im ausgeschiedenem Zustand vorliegen, was zur Folge hat, dass die Zeitstandfestigkeit und die Zugfestigkeit der Schweißnaht auf Werte erhöht wird, die denen der nicht-geschweißten Teile alle mindestens annähernd gleich sind, indem mindestens die Naht und die angrenzenden Bereiche der geschweißten Teile einer Homogenisierungswärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen etwa 1100 bis 1200°C während eines Zeitraums von mehreren Minuten bis mehreren Stunden unterzogen werden, wonach zumindest die Naht und die angrenzenden Bereiche bis auf etwa 800°C mit einer Temperaturabnahmegeschwindigkeit von etwa 100°C/h und dann mit einer Luftabkühlung auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
• Die US 3046167 A beschreibt ein Verfahren zur Wärmebehandlung von geschweißten, aushärtbaren Chrom-Nickel-Edelstählen, um diesen dann im gehärteten Zustand ein hohes Maß an Duktilität und Zähigkeit zu verleihen, wobei das Verfahren die aufeinanderfolgenden Schritte Schweißen sowie Umwandlung der geschweißten Produkte durch Glühen zu einer Struktur umfasst, die im Wesentlichen martensitisch ist, aber etwas Ferrit enthält, darauffolgend die Struktur des Stahls wieder hergestellt wird, die im Wesentlichen austenitisch ist, obwohl sie etwas Ferrit enthält. Dies geschieht durch Glühen bei einer Temperatur und für eine Zeit, die zum erneuten Austenitisieren des Martensit und Ferrit und zum Aufbrechen der ursprünglichen Gussstruktur der Schweißung ausreicht. Darauf folgt das Zurück-Umwandeln des Metalls in eine Struktur, die im Wesentlichen martensitisch ist, zusammen mit sehr wenig Ferrit und abschließend das Härten des Metalls durch eine geeignete Wärmebehandlung zu einem Zustand, der im Wesentlichen vollständig martensitisch ist. Bei der Verarbeitung von aushärtbaren Chrom-Nickel-Edelstahlprodukten, ausgewählt aus der Gruppe von Stählen mit einer Analyse von ungefähr 17 % Chrom, 7 % Nickel, 1 % Aluminium und Rest Eisen; ungefähr 17 % Chrom, 4 % Nickel, 3 % Kupfer und Rest Eisen; circa 15 % Chrom, 7 % Nickel, 2% Molybdän, 1 % Aluminium und Rest Eisen; und ungefähr 12 % Chrom, 8 % Nickel, 6 % Molybdän, 1 % Aluminium und Rest Eisen, wobei das Verfahren als erstes das Schweißen der Produkte unter Schutzgas umfasst, dann das Umwandeln der geschweißten Produkte durch Erhitzen auf etwa 760 bis 954,4°C und Abkühlen auf etwa Raumtemperatur bis -73,3°C, anschließendes Anlassen der umgewandelten Produkte bei etwa 1065,6°C, dann Umwandeln der Produkte durch Erhitzen und Kühlen wie oben beschrieben und schließlich Aushärtung durch Erhitzen auf etwa 482,2 bis 593,3°C.
• Die US 4168190 A beschreibt ein Verfahren und eine Vorrichtung zur lokalen Lösungsglühung von austenitischem Edelstahl, das teilweise z.B. durch einen lokalen Temperaturanstieg sensibilisiert wurde, ohne eine sensibilisierte Struktur an den thermischen Grenzen zwischen dem lokal behandelten Abschnitt und dem Rest des Materials zu erzeugen, umfassend die Schritte: (a) schnelles Erhitzen der sensibilisierten Teile des Materials auf eine Temperatur, bei der die Karbide in Lösung übergehen; und (b) schnelles Abschrecken des erhitzten Materials.
• Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus dem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Knetlegierung zu konzipieren, wobei das Bauteil Schweißnähte enthält und/oder der Einbau dieses Bauteils in eine Anlage teilweise oder ganz mit Schweißnähten erfolgt.
• Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, teilweise oder ganz aus einem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung erzeugt, mit (in Masse-%) größer 18 bis 33 % Chrom, 1,8 bis 4,0 % Aluminium, 0,01 bis 7,0 % Eisen, 0,001 bis 0,50 % Silizium, 0,001 bis 2,0 % Mangan, 0,00 bis 0,60 % Titan, jeweils 0,0 bis 0,05 % Magnesium und/oder Kalzium, 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff, 0,0005 bis 0,050 % Stickstoff, 0,0001 - 0,020 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Wolfram, Rest Nickel, größer gleich 50 % und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei das Bauteil artgleiche Schweißnähte enthält und/oder das Bauteil zum Einbau in eine Anlage teilweise oder ganz mit artgleichen Schweißnähten versehen ist, wobei nach dem Schweißen nur die artgleichen Schweißnähte und die Wärmeeinflusszonen zur Homogenisierung der Schweißnähte und/oder zur Verringerung von Spannungen einer Glühung zwischen größer 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis zu 24 Stunden unterworfen werden, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft, mit der Folge, dass durch diese Glühung die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der Schweißnähte verbessert wird, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen: Cr + Al ≥ 28 (1a) $$\text{und Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  

  $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Vorteilhafte Weiterbildungen des Erfindungsgegenstandes sind den zugehörigen Unteransprüchen zu entnehmen.
• Halbzeuge aus Metall sind Halbfertigprodukte, wie zum Beispiel Bleche, Bänder, Stangen, Schmiedeteile, Rohre und Drähte.
• Ein Bauteil kann aus zwei oder mehreren bearbeiteten Halbzeugen und/oder anderen Bauteilen zusammengefügt werden. Das Fügen kann mit einem Schmelzschweißverfahren ggf., mit extra Schweißzusatz, erfolgen. Ein Schweißzusatz kann zum Beispiel über Schweißstäbe oder Drähte beim Schweißen zugeführt werden.
• Ein artgleicher Schweißzusatzwerkstoff hat mit einer der angrenzenden bearbeiteten Halbzeuge und/oder Bauteile eine vergleichbare Zusammensetzung. Ein artgleicher Schweißzusatz kann auch, bei entsprechender Gestaltung der Schweißnahtgeometrie, aus einem Teil mindestens einer der angrenzenden zu verschweißenden Halbzeuge bestehen.
• Die in dieser Erfindung verwendete Nickel-Chrom-Aluminium-Knetlegierung, hier abkürzend Alloy NiCrAI-H genannt, wird bevorzugt offen in einem Elektroofen oder einem Lichtbogenofen erschmolzen, gefolgt von einer Behandlung in einer VOD (Vacuum, Oxidizing, Deoxidizing) oder VLF (Vacuum Ladle Furnace) Anlage. Aber auch ein Erschmelzen und Abgießen im Vakuum ist möglich. Danach wird die Legierung in Blöcken, Elektroden oder als Strangguss zur Bildung eines Vorproduktes abgegossen. Ggf. wird das Vorprodukt dann bei Temperaturen zwischen 900 und 1270°C für 0,1 Stunden bis 70 Stunden geglüht. Des Weiteren ist es möglich die Legierung zusätzlich ein oder mehrmals mit ESU (Elektro-Schlacke Umschmelzanlage) und/oder VAR (Vacuum Arc Remelting) umzuschmelzen. Danach wird die Legierung in die gewünschte Halbzeugform gebracht. Dafür wird ggf. bei Temperaturen zwischen 900 und 1270°C für 0,1 Stunden bis 70 Stunden geglüht, danach warm umgeformt, ggf. mit Zwischenglühungen zwischen 900 und 1270°C für 0,05 Stunden bis 70 Stunden. Die Oberfläche des Materials kann ggf. (auch mehrmals) zwischendurch und/oder nach Ende der Warmumformung zur Säuberung chemisch und/oder mechanisch abgetragen werden. Danach kann ggf. eine Kaltformgebung mit Umformgraden bis zu 98% in die gewünschte Halbzeugform, ggf. mit Zwischenglühungen zwischen 800 und 1250°C für 0,05 Minuten bis 70 Stunden, ggf. unter Schutzgas, wie z.B. Argon oder Wasserstoff, gefolgt von einer Abkühlung an Luft, in der bewegten Glühatmosphäre oder im Wasserbad erfolgen. Danach findet bedarfsweise eine Lösungsglühung im Temperaturbereich von 800 bis 1250°C für 0,05 Minuten bis 70 Stunden ggf. unter Schutzgas, wie z. B. Argon oder Wasserstoff, gefolgt von einer Abkühlung an Luft, in der bewegten Glühatmosphäre oder im Wasserbad statt. Ggf. können zwischendurch und/oder nach der letzten Glühung chemische und/oder mechanische Reinigungen der Materialoberfläche erfolgen.
• Bevorzugt findet die Lösungsglühung zwischen folgenden Temperaturen statt:
• - 1000 oder > 1000 bis 1200°C oder < 1200°C
• - 1000 oder > 1000 bis 1175°C oder < 1175°C
• - 025 oder > 1025 bis 1150°C oder < 1150°C
• - 1050 oder > 1050 bis 1130°C oder < 1130°C
• - 1080 oder > 1080 bis 1130°C oder < 1130°C
• Bevorzugt findet die Lösungsglühung in folgenden Zeitbereichen statt:
• - 0,05 Minuten bis 24 Stunden
• - 0,05 Minuten bis 8 Stunden
• - 0,05 Minuten bis 4 Stunden
• - 0,1 Minuten bis 1 Stunde
• - 1 Minute bis 1 Stunde
• - 5 Minuten bis 1 Stunde
• Die in dieser Erfindung verwendete Nickel-Chrom-Aluminium-Knetlegierung (Alloy NiCrAI-H) lässt sich gut in den Halbzeugformen Band, Blech, Stange, Schmiedeteile, Draht, längsnahtgeschweißtes Rohr und nahtloses Rohr herstellen und verwenden.
• Diese Halbzeugformen werden mit einer mittleren Korngröße von 30 bis 600 µm hergestellt. Bevorzugte Bereiche sind:
• - 40 µm bis 300 µm.
• - 60 µm bis 300 µm.
• - 75 µm bis 200 µm.
• Die für das Bauteil benötigten Teile werden aus dem Halbzeug geschnitten bzw. herausgetrennt, entsprechend bearbeitet und dann mittels eines Schmelzschweißverfahrens unter Schutzgas verbunden.
• Wahlweise kann das Schmelzschweißverfahren zum Beispiel eines der folgenden Verfahren sein:
• - Wolfram-Inertgasschweißen (WIG)
• - Metall-Inertgasschweißen (MIG)
• - Metall-Aktivgasschweißen (MAG)
• - Plasmaschweißen
• - Elektronenstrahlschweißen
• - Laserstrahlschweißen
• - Gasschweißen oder Autogenschweißen
• - Elektrodenschweißen / Lichtbogenhandschweißen
• Das Schutzgas kann vorzugsweise Argon oder auch Argon und Wasserstoff oder auch Argon und Stickstoff sein.
• Aber auch Unterpulverschweißen und andere Verfahren sind denkbar.
• Der artgleiche Schweißzusatzwerkstoff ist vorzugsweise eine Nickel-Chrom-Aluminium Legierung mit (in Masse-%) größer 18 bis 33 % Chrom, 1,8 bis 4,0 % Aluminium, 0,01 bis 7,0 % Eisen, 0,001 bis 0,50 % Silizium, 0,001 bis 2,0 % Mangan, 0,00 bis 0,60 % Titan, jeweils 0,0 bis 0,05 % Magnesium und/oder Kalzium, 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff, 0,0005 bis 0,050 % Stickstoff, 0,0001 - 0,020 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Wolfram, Rest Nickel größer gleich 50 % und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen: Cr + Al ≥ 28 (1a) $$\text{und Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  

  $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Die folgenden Weiterbildungen des Erfindungsgegenstandes bezüglich der Zusammensetzung sind sowohl für die Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H aus der das Halbzeug hergestellt wird als auch für den artgleichen Scheißzusatzwerkstoff vorteilhaft.
• Der Spreizungsbereich für das Element Chrom liegt zwischen 18 und 33 %, wobei bevorzugte Bereiche wie folgt eingestellt werden können:
• - 20 oder > 20 bis 33 oder < 33 %
• - 22 oder > 22 bis 33 oder < 33 %
• - 24 oder > 24 bis 33 oder < 33 %
• - 24 oder > 24 bis 32 oder < 32 %
• - 25 oder > 25 bis 32 oder < 32 %
• - 26 oder > 26 bis 32 oder < 32 %
• - 27 oder > 27 bis 32 oder < 32 %
• - 28 oder > 28 bis 32 oder < 32 %
• - 28 oder > 28 bis 31 oder < 31 %
• - 28 oder > 28 bis 30 oder < 30 %
• - 29 oder > 29 bis 31 oder < 31 %
• Der Aluminiumgehalt liegt zwischen 1,8 und 4,0 %, wobei auch hier, je nach Einsatzbereich der Legierung, bevorzugte Aluminiumgehalte wie folgt eingestellt werden können:
• - 1,8 oder > 1,8 bis < 4,0 %
• - 1,8 oder > 1,8 bis 3,2 oder < 3,2 %
• - 2,0 oder > 2,0 bis 3,2 oder < 3,2 %
• - 2,0 oder > 2,0 bis 3,0 oder < 3,0 %
• - 2,0 oder > 2,0 bis 2,8 oder < 2,8 %
• - 2,0 oder > 2,2 bis 2,8 oder < 2,8 %
• - 2,0 oder > 2,2 bis 2,6 oder < 2,6 %
• Der Eisengehalt liegt zwischen 0,01 und 7,0 %, wobei, abhängig vom Anwendungsbereich, bevorzugte Gehalte innerhalb der folgenden Spreizungsbereiche eingestellt werden können:
• - 0,01 bis 4,0 oder < 4,0 %
• - 0,01 bis 3,0 oder < 3,0 %
• - 0,01 bis 2,5 oder < 2,5 %
• - 0,1 bis 2,0 oder < 2,0 %
• - 0,1 bis 1,0 oder < 1,0 %
• Der Siliziumgehalt liegt zwischen 0,001 und 0,50 %. Bevorzugt kann Si innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,001 - 0,20 oder < 0,20 %
• - 0,001 - 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,001 - 0,05 oder < 0,05 %
• Gleiches gilt für das Element Mangan, das mit 0,001 bis 2,0 % in der Legierung enthalten sein kann. Alternativ ist auch folgender Spreizungsbereich denkbar:
• - 0,005 bis 0,50 oder < 0,20 %
• - 0,005 bis 0,20 oder < 0,20 %
• - 0,001 bis 0,20 oder < 0,20 %
• - 0,005 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,005 bis 0,05 oder < 0,05 %
• Der Titangehalt liegt zwischen 0,00 und 0,60 %. Bevorzugt kann Ti innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,001 bis 0,60 oder < 0,60 %
• - 0,001 bis 0,50 oder < 0,50 %
• - 0,001 bis 0,30 oder < 0,30 %
• - 0,001 bis 0,25 oder < 0,25 %
• - 0,001 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,001 bis 0,02 oder < 0,02 %
• - 0,01 bis 0,10 oder < 0,10 %
• Auch Magnesium und/oder Kalzium ist in Gehalten 0,00 bis 0,05 % enthalten. Bevorzugt besteht die Möglichkeit diese Elemente wie folgt in der Legierung einzustellen:
• - 0,00 bis 0,03 oder < 0,03 %
• - 0,00 bis 0,02 oder < 0,02 %
• Die Legierung enthält 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff. Bevorzugt kann dieser innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,01 bis < 0,12 %
• - 0,01 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,01 bis 0,08 oder < 0,08 %
• - 0,01 bis 0,05 oder < 0,05 %
• - 0,02 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,03 bis 0,10 oder < 0,10 %
• Dies gilt in gleicher Weise für das Element Stickstoff, das in Gehalten zwischen 0,0005 und 0,05 % enthalten ist. Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
• - 0,001 - 0,04 %.
• Die Legierung enthält des Weiteren Sauerstoff in Gehalten zwischen 0,0001 und 0,020 %, beinhaltet insbesondere 0,0001 bis 0,010 %.
• Die Legierung enthält des Weiteren Phosphor in Gehalten zwischen 0,001 und 0,030 %. Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
• - 0,001 - 0,020 %
• Das Element Schwefel ist wie folgt in der Legierung gegeben:
• - max. 0,010 %
• Molybdän und Wolfram sind einzeln oder in Kombination in der Legierung mit einem Gehalt von jeweils maximal 2,0 % enthalten. Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
• - Mo max. 1,0 %
• - W max. 1,0 %
• - Mo max. < 1,0 %
• - W max. < 1,0 %
• - Mo max. < 0,50 %
• - W max. < 0,50 %
• - Mo max. < 0,10 %
• - W max. < 0,10 %
• - Mo max. < 0,05 %
• - W max. < 0,05 %
• Nickel ist der Rest. Bevorzugt kann der Rest wie folgt angegeben sein:
• - > 50 % oder ≥ 50 %
• - > 55 % oder ≥ 55 %
• - > 60 % oder ≥ 60 %
• - > 65 % oder ≥ 65 %
• - > 67 % oder ≥ 67 %
• Für hochkorrosive Bedingungen, aber insbesondere für eine gute „Metal Dusting“ Beständigkeit ist es vorteilhaft, wenn die folgende Beziehung zwischen Cr und Al erfüllt ist: Cr + Al ≥ 28 (1a) wobei Chrom und Aluminium die Konzentration der betreffenden Elemente in Masse-% sind. Bevorzugte Bereiche können eingestellt werden mit: Cr + Al ≥ 29 (1b) Cr + Al ≥ 30 (1c) Cr + Al ≥ 31 (1d)
• Darüber hinaus muss die folgende Beziehung erfüllt sein, damit eine ausreichende Phasenstabilität gegeben ist: $$\text{Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  

  $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Bevorzugte Bereiche können eingestellt werden mit: $$\text{Fp}\le \text{38}\text{,4}$$

  

  $$\text{Fp}\le \text{36}\text{,6}$$

  
• Wahlweise kann in der Legierung das Element Niob in Gehalten von 0,0 bis 1,10 % eingestellt werden. Bevorzugt kann Niob innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,001 bis < 1,10 %
• - 0,001 bis 1,0 oder < 1,0 %
• - 0,001 bis 0,70 oder < 0,70 %
• - 0,001 bis 0,50 oder < 0,50 %
• - 0,001 bis 0,30 oder < 0,30 %
• - 0,01 bis 0,30 oder < 0,30 %
• Ist Niob in der Legierung enthalten, so muss die Formel (3a) wie folgt um einen Term mit Niob ergänzt werden: $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{1,26}*\text{Nb}+\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Nb, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Wahlweise kann der Zirkongehalt zwischen 0,0 und 0,20 % liegen. Bevorzugt kann Zirkon innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %
• - 0,0 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,001 bis 0,07 oder < 0,07 %
• - 0,001 bis 0,04 oder < 0,04 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %
• Wahlweise kann in der Legierung das Element Yttrium in Gehalten von 0,0 bis 0,20 % eingestellt werden. Bevorzugt kann Yttrium innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %
• - 0,0 bis 0,10 % oder < 0,10 %
• - 0,0 bis 0,08 oder < 0,08 %
• - 0,001 bis < 0,045 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %
• Wahlweise kann in der Legierung das Element Lanthan in Gehalten von 0,0 bis 0,20 % eingestellt werden. Bevorzugt kann Lanthan innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %
• - 0,0 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,0 bis 0,08 oder < 0,08 %
• - 0,001 bis 0,04 oder < 0,04 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %
• Wahlweise kann in der Legierung das Element Cer in Gehalten von 0,0 bis 0,20 % eingestellt werden. Bevorzugt kann Cer innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %
• - 0,0 bis 0,10 % oder < 0,10 %
• - 0,0 bis 0,08 oder < 0,08 %
• - 0,001 bis 0,04 oder < 0,04 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %
• Wahlweise kann bei gleichzeitiger Zugabe von Cer und Lanthan auch Cer-Mischmetall verwendet werden in Gehalten von 0,0 bis 0,20 %. Bevorzugt kann Cer-Mischmetall innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %
• - 0,0 bis 0,10 % oder < 0,10 %
• - 0,0 bis 0,08 oder < 0,08 %
• - 0,001 bis 0,04 oder < 0,04 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %
• Wahlweise kann in der Legierung das Element Hafnium in Gehalten von 0,0 bis 0,20 % eingestellt werden. Bevorzugt kann Hafnium innerhalb des Spreizungsbereiches wie folgt in der Legierung eingestellt werden:
• - 0,0 bis 0,15 oder < 0,15 %.
• - 0,0 bis 0,10 oder < 0,10 %.
• - 0,001 bis 0,07 oder < 0,07 %.
• - 0,001 bis 0,04 oder < 0,04 %
• - 0,01 bis 0,04 oder < 0,04 %.
• Wahlweise kann in der Legierung auch 0,001 bis 0,60 % Tantal enthalten sein. Bevorzugte Tantal Gehalte können wie folgt gegeben sein:
• - 0,001 bis 0,50 oder < 0,50 %
• - 0,001 bis 0,40 oder < 0,40 %
• - 0,001 bis 0,30 oder < 0,30 %
• - 0,001 bis 0,20 oder < 0,30 %
• - 0,001 bis 0,10 oder < 0,10 %
• - 0,01 bis 0,10 oder < 0,10 %
• Wahlweise kann das Element Bor wie folgt in der Legierung enthalten sein:
• - Bor 0,0001 - 0,008 %
• Bevorzugte Gehalte können wie folgt gegeben sein:
• - Bor 0,0005 - 0,008 %
• - Bor 0,0005 - 0,004 %
• Des Weiteren kann die Legierung bedarfsweise zwischen 0,0 bis 5,0 % Kobalt enthalten, der darüber hinaus noch wie folgt eingeschränkt werden kann:
• - 0,01 bis 5,0 oder < 5,0 %
• - 0,01 bis 2,0 oder < 2,0 %
• - 0,10 bis 2,0 oder < 2,0 %
• - 0,01 bis 0,5 oder < 0,5 %
• - 0,01 bis 0,1 oder < 0,1 %
• Des Weiteren kann in der Legierung optional maximal 0,5 % Kupfer enthalten sein.
• Der Gehalt an Kupfer kann darüber hinaus wie folgt eingeschränkt werden:
• - Cu max. < 0,20 oder 0,20 %
• - Cu max. < 0,10 oder 0,10 %
• - Cu max. < 0,05 oder 0,05 %
• - Cu max. < 0,015 %
• Ist Kupfer in der Legierung enthalten, so muss die Formel (3a) wie folgt um einen Term mit Kupfer ergänzt werden: $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,477}*\text{Cu}+\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Cu, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Sind Niob und Kupfer in der Legierung enthalten, so muss die Formel (3a) wie folgt um einen Term mit Niob und einen Term mit Kupfer ergänzt werden: $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{1,26}*\text{Nb}+\mathrm{0,477}*\text{Cu}+\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Nb, Cu, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
• Des Weiteren kann in der Legierung optional maximal 0,5 % Vanadium enthalten sein.
• Der Gehalt an Vanadium kann darüber hinaus wie folgt eingeschränkt werden:
• - V max. < 0,10 %
• Schließlich können an Verunreinigungen noch die Elemente Blei, Zink und Zinn in Gehalten wie folgt gegeben sein:
• Blei max. 0,002 %
• Zink max. 0,002 %
• Zinn max. 0,002 %
• Die Glühung der Schweißnähte und der Wärmeeinflusszonen kann zum Beispiel u.a. durch Heizmatten, Infrarotstrahler, Laser oder induktive elektrische Erwärmung erfolgen. Wahlweise können Teilbereiche der übrigen Konstruktion gleichzeitig gekühlt werden.
• Es ist ebenfalls möglich, nach dem Schweißen das ganze Bauteil mit den artgleichen Schweißnähten zur Homogenisierung der Schweißnähte und/oder zur Verringerung von Spannungen einer Glühung zwischen 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis 24 Stunden zu unterwerfen, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft mit der Folge, dass durch diese Glühung (ggf. nach der Lösungsglühung des Halbzeugs) die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der artgleichen Schweißnähte verbessert wird.
• Weiterhin ist es möglich, nach dem Schweißen und dem Homogenisieren der artgleichen Schweißnähte, entweder durch Glühen des Ganzen, die Schweißnähte enthaltenen Bauteils oder durch eine Glühung nur der artgleichen Schweißnähte und der Wärmeeinflusszonen, diese Glühung zu wiederholen, wahlweise durch Glühen des Ganzen, die artgleichen Schweißnähte enthaltenen Bauteils oder durch eine Glühung nur der artgleichen Schweißnähte und Wärmeeinflusszonen. Dabei ist die Reihenfolge einer Teilglühung nur von artgleichen Schweißnähten und Wärmeeinflusszonen und der Glühung des ganzen Bauteils beliebig.
• Bevorzugt findet eine Glühung nach dem Schweißen zwischen folgenden Temperaturen statt:
• - 1000 oder > 1000 bis 1200 oder < 1200 °C
• - 1000 oder > 1000 bis 1175 oder < 1175 °C
• - 1025 oder > 1025 bis 1150 oder < 1150 °C
• - 1050 oder > 1050 bis 1130 oder < 1130 °C
• - 1080 oder > 1080 bis 1130 oder < 1130 °C
• Bevorzugt findet die Glühung nach dem Schweißen in folgenden Zeitbereichen statt:
• - 0,05 Minuten bis 16 Stunden
• - 0,05 Minuten bis 8 Stunden
• - 0,05 Minuten bis 4 Stunden
• - 0,1 Minuten bis 1 Stunde
• - 1 Minute bis 1 Stunde
• - 5 Minuten bis 1 Stunde
• Das Schutzgas für die Glühung nach dem Schweißen kann vorzugsweise, falls nicht unter Luft, aus folgenden Gasen bestehen:
• - Argon
• - Argon - Luft Gemische
• - Wasserstoff
• - Argon - Wasserstoff Gemische
• - Argon - Stickstoff Gemische
• Die Verbesserung der Kriechfestigkeit und der Kriechduktilität der artgleichen Schweißnähte findet insbesondere im Bereich der γ`-Bildung statt, was den Temperaturbereich kleiner gleich 750°C umfasst.
• Nach der Glühung des Bauteils mit den artgleichen Schweißnähten bzw. nach der Glühung nur der artgleichen Schweißnähte und der Wärmeeinflusszonen des Bauteils, bzw. der artgleichen Schweißnähte und der Wärmeeinflusszonen vom Einbau in die Anlage kann wahlweise die Oberfläche durch Bürsten, Beizen, Strahlen, Schleifen, Drehen, Schälen und/oder Fräsen gereinigt bzw. bearbeitet werden. Eine oder mehrerer solcher Bearbeitungen können wahlweise auch schon nach dem Schweißen stattfinden. Besonders eine Material abtragende Bearbeitung nach der letzten Glühung durch Schleifen, Drehen, Schälen, Fräsen verbessert die Korrosionsbeständigkeit, insbesondere die „Metal Dusting“ Beständigkeit, der geglühten Oberflächen, v.a. der Schweißnähte und der Wärmeeinflusszonen.
• Nach dem Schleifen der Schweißnaht und der Wärmeeinflusszone ist es vorteilhaft, wenn Rauigkeitswerte Ra von 0,01 bis 15 µm erreicht werden, da dies die Korrosionsbeständigkeit und insbesondere die Metal Dusting Beständigkeit verbessert und annährend auf den Wert des Grundwerkstoffs anhebt.
• Die erfindungsgemäß hergestellten Bauteile sollen bevorzugt in Bereichen eingesetzt werden, in denen hoch korrosive Bedingungen, wie z.B. stark aufkohlende Bedingungen, „Metal Dusting“ erzeugende Atmosphären vorherrschen, wie z.B. bei Bauteilen in der petrochemischen Industrie. Darüber hinaus sind sie auch für den Ofenbau geeignet.
• Beispiele:
• Herstellung eines Bauteils aus Halbzeug
• 1a links zeigt Skizzen von den Halbzeugen in Form von Blech (1), Band (2), Stange (3), Rohr (4), Draht bzw. Schweißzusatz in Drahtform (5) in Aufsicht und Querschnitt. 1a rechts zeigt beispielhaft wie ein Produkt oder Vorprodukt (7) entsteht, indem beispielsweise aus dem Halbzeug Blech zwei Bauteile (1a, 1b) ausgeschnitten und angefast (ii) werden und dann durch Schmelzschweißen (iii) mit einem Schweißzusatz in Form von Draht (5) mittels einer V-Naht (6a) gefügt werden (iv). 1 b links zeigt ein weiteres Beispiel für die Entstehung eines Produkts oder Vorprodukts (7), bei dem beispielsweise aus dem Halbzeug Rohr zwei Rohrbauteile (4a, 4b) abgeschnitten und angefast (ii) werden und dann durch Schmelzschweißen (iii) mit einem Schweißzusatz in Form von Draht (5) mittels einer V-Naht (6b) gefügt werden (iv). 1b Mitte zeigt noch ein weiteres Beispiel für die Entstehung eines Produkts oder Vorprodukts (7), bei dem durch ein Blechhalbzeug bzw. ein Blechbauteil (1c) ein Loch gefräst (ii) wird, in dieses ein Rohrhalbzeug bzw. ein Rohrbauteil (3c) eingesetzt wird und durch Schmelzschweißen (iii) mit einem Schweißzusatz in Form von Draht (5) mittels einer Kehlnaht (6c) eingefügt wird (iv). 1b rechts zeigt ein weiteres Beispiel für die Entstehung eines Produkts oder eines Vorprodukts (7), bei dem zwei aus dem Halbzeug Band herausgetrennte Bandabschnitte (2a, 2b) (ii), die mit den Kanten passend gearbeitet wurden, durch Schmelzschweißen (iii) mit einem Teil der Kanten als Schweißzusatz (9) auf Stoß gefügt werden (6d) (iv).
• Durchgeführte Tests:
• Die auftretenden Phasen im Gleichgewicht wurden für die verschiedenen Legierungsvarianten mit dem Programm JMatPro von Thermotech berechnet. Als Datenbasis für die Berechnungen wurde die Datenbank TTNI7 für Nickellegierungen von Thermotech verwendet.
• Die Kriechfestigkeit wird in einem nicht-unterbrochenen einachsigem Zeitstandversuch mit Dehnungsmessung unter Zugbeanspruchung nach DIN EN ISO 204 bestimmt. Dafür wird die Probe in eine Zeitstandprüfmaschine eingebaut und mit einer konstanten Prüfkraft belastet. Dabei wird die Bruchzeit t_u sowie die Zeitbruchdehnung A_u ^b ermittelt. Die Bruchzeit ist ein Maß für die Kriechfestigkeit und die Zeitbruchdehnung ist ein Maß für die Kriechduktilität. Die Versuche wurden an Rundproben mit einem Durchmesser von 10 mm im Messbereich und einer Anfangsbezugslänge L_r0 von 50 mm durchgeführt. Die Probennahme erfolgte quer zur Umformrichtung des Halbzeuges.
• Beschreibung der Eigenschaften
• Die in dieser Erfindung verwendete Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H weist neben einer hervorragenden Korrosionsbeständigkeit in hoch korrosiven Bedingungen, hier zum Beispiel eine hervorragende „Metal Dusting“ Beständigkeit, eine gute Phasenstabilität und Kriechfestigkeit auf.
• Phasenstabilität
• Im System Nickel-Chrom-Aluminium-Eisen mit Zusätzen an Titan und/oder Niob können sich je nach Legierungsgehalten verschiedene versprödende TCP-Phasen (Topologically Closed Packed-Phasen) wie z. B. die Laves-, Sigma-, oder µ-Phase oder auch die versprödende η- oder ε-Phase bilden. Die Berechnung der Gleichgewichtsphasenanteile in Abhängigkeit von der Temperatur z.B. für N06690, Charge 111389 (siehe Tabelle 2 für die hier verwendeten Zusammensetzungen) zeigen rechnerisch die Bildung von α-Chrom (BCC Phase in 3) unterhalb von 720°C (T_{s BCC}) in großen Mengenanteilen. Da diese Phase analytisch vom Grundmaterial sehr verschieden ist, wird die Bildung dieser Phase generell erschwert. Ist allerdings die Bildungstemperatur T_{s BCC} dieser Phase sehr hoch, so kann sie durchaus auftreten, wie es z.B. in „E. Slevolden, J.Z. Albertsen. U. Fink, „Tjeldbergodden Methanol Plant: Metal Dusting Investigations,“ Corrosion/2011, paper no. 11144 (Houston, TX: NACE 2011), p. 15" für eine Variante von Alloy 693 UNS 06693 beschrieben wird. 4 und 5 zeigen die Phasendiagramme der Alloy 693 Varianten (aus US 4882125 ; Table1) Alloy 3 bzw. Alloy 10 aus Tabelle 2. Diese Phase ist spröde und führt zu einer unerwünschten Versprödung des Materials. Alloy 3 hat eine Bildungstemperatur T_{s BCC} von 1079°C und Alloy 10 von 939°C. In „E. Slevolden, J.Z. Albertsen. U. Fink, Tjeldbergodden Methanol Plant: Metal Dusting Investigations,“ Corrosion/2011, paper no. 11144 (Houston, TX: NACE 2011), p. 15" wird die genaue Analyse der Legierung bei der α-Chrom (BCC) auftritt nicht beschrieben. Es ist aber davon auszugehen, dass unter den in Tabelle 2 für Alloy 693 angeführten Beispielen bzw. Analysen, die rechnerisch die höchsten Bildungstemperaturen T_{s BCC} haben (wie z.B. Alloy 10), sich α-Chrom (BCC Phase) bilden kann. Bei einer korrigierten Analyse (mit reduzierter Bildungstemperatur T_{s BCC}) wurde in „E. Slevolden, J.Z. Albertsen. U. Fink, Tjeldbergodden Methanol Plant: Metal Dusting Investigations,“ Corrosion/2011, paper no. 11144 (Houston, TX: NACE 2011), p. 15" α-Chrom dann nur noch in Oberflächennähe beobachtet. Um das Auftreten einer solchen versprödenden Phase zu vermeiden, sollte bei der in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung (Alloy NiCrAI-H) die Bildungstemperatur T_{s BCC} kleiner gleich 939°C liegen - der niedrigsten Bildungstemperatur T_{s BCC} unter den Beispielen für Alloy 693 in Tabelle 2 ( aus US 4882125 Table 1).
• Dies ist insbesondere der Fall, wenn die folgende Formel erfüllt ist: $$\text{Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  

  $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}+\mathrm{1,26}*\text{Nb}+\mathrm{0,477}*\text{Cu}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, AI, Fe, Si, Ti, Nb, Cu, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind. Die Tabelle 2 mit den Legierungen zeigt, dass Fp für Alloy 8, Alloy 3 und Alloy 2 größer 39,9 ist und für Alloy 10 genau 39,9. Für alle anderen Legierungen ist T_{s BCC} kleiner 939°C und somit ist Fp < 39,9.
• Beispiel für die Herstellung geschweißter Bauteile und ihrer Eigenschaften
• Die Tabellen 3a und 3b zeigen die Analysen von großtechnisch erschmolzenen Chargen von in dieser Erfindung verwendeten Alloy NiCrAI-H Legierungen aus denen Bleche und Schweißstäbe gefertigt wurden. Bei diesen Chargen ist die Formel (2a) Al + Cr ≥ 28 erfüllt und damit die Forderung, die an die „Metal Dusting“ Beständigkeit gestellt worden ist. Für die Zusammensetzungen in den Tabellen 3a und 3b wurde auch der Wert für Fp gemäß Formel (3a) berechnet. Fp ist wie gefordert kleiner 39,9.
• Diese Chargen wurden in Mengen von 16 t offen erschmolzen, gefolgt von einer Behandlung in einer VOD Anlage. Danach wurden Elektroden abgegossen und ESU umgeschmolzen. Danach wurde die Legierung bei Temperaturen zwischen 900 und 1270°C für 0,1 bis 70 Stunden geglüht und warm umgeformt mit Zwischenglühungen zwischen 900 und 1270°C für 0,1 bis 70 Stunden. Aus der Charge 319144 wurden warmgewalzte Bleche der Dicke 25 bzw. 16 mm hergestellt. Aus der Charge 318385 wurde warmgewalzter Draht gefertigt. Die Bleche wurden nach dem Warmwalzen bei 1100°C für 40 Minuten lösungsgeglüht und danach an Luft abgekühlt. Danach wurden sie zur Entfernung der Oxidschicht gestrahlt, gebeizt und geschliffen. Die 25 mm dicken Bleche hatten eine Korngröße von circa 89 µm, die 16 mm dicken Bleche eine Korngröße von circa 82 µm. Das 25 mm Blech und das 16 mm Blech haben damit eine vergleichbare Korngröße. Der Walzdraht wurde ebenfalls gestrahlt, gebeizt und geschliffen und dann mit Zwischenglühungen zwischen 800 und 1250°C für 0,05 Minuten bis 70 Stunden kalt an Enddicke gezogen. Anschließend wird der Draht unter Wasserstoff im Temperaturbereich von 800 bis 1250°C für 0,05 Minuten bis 70 Stunden lösungsgeglüht und zu Schweißstäben von 2,0 und 2,4 mm Durchmesser verarbeitet.
• Aus dem 25 mm dicken lösungsgeglühtem Halbzeug Blech wurden Blechabschnitte geschnitten, die bei 980°C für 3 Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung geglüht wurden. Aus den nur lösungsgeglühten und den zusätzlich geglühten Blechen bzw. Blechabschnitten wurden Proben für Zeitstandversuche quer zur Walzrichtung gefertigt. Die Ergebnisse der Zeitstandversuche gemäß DIN EN ISO 204 zeigt Tabelle 5.
• Aus dem 16 mm dicken Halbzeug Blech wurden Blechabschnitte mit der Abmessung 150 x 500 mm geschnitten. Jeweils 2 Stück wurden mit einer 70° V-Naht mittels WIG Handschweißen unter reinem Argon unter Verwendung der 2,0 und 2,4 mm dicken Schweißstäbe aus Charge 318385 als Schweißzusatz mit den in Tabelle 4 angegebenen Schweißparametern verschweißt. Die Schweißnaht und die Wärmeeinflusszone wurden direkt nach dem Schweißen gebürstet. Einige Teilstücke der so hergestellten geschweißten Bleche wurden bei 980°C für 3 Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung geglüht, andere mit 1100°C für 40 Minuten mit nachfolgender Luftabkühlung sowie wiederum andere mit 1100°C für 3 Stunden mit nachfolgender Luftabkühlung. Einige erhielten keine Glühung. Es wurden auch Nähte bzw. Nahtabschnitte hergestellt, die geschliffen bzw. gar nicht nachbehandelt wurden. Aus den geschweißten Blechen bzw. den geschweißten und geglühten Blechen bzw. Blechabschnitten wurden Proben für Zeitstandversuche quer zur Schweißnaht gefertigt. Die Ergebnisse der Zeitstandversuche gemäß DIN EN ISO 204 zeigt Tabelle 5.
• Aus Tabelle 5 wird ersichtlich, dass bei Zeitstandversuchen bei 600°C eine zusätzliche Glühung bei 980°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 19 45B bzw. 19 46B) von einem lösungsgeglühten Blech eine Verringerung der Bruchzeit t_u im Vergleich zum nur lösungsgeglühten Blech (Probe 19 23B bzw. 19 7B) zur Folge hat. Ein Zeitstandversuch (Probe 302W bzw. 303W) quer zur Schweißnaht ohne eine weitere Glühung (Stand der Technik T) zeigt ebenfalls eine deutlich verringerte Bruchzeit t_u im Vergleich zu einem Zeitstandversuch am nur lösungsgeglühten Blech. Eine zusätzliche Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 980°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 247W bzw. 249W) hat keine merkliche Auswirkung auf die Bruchzeit t_u, aber verringert die Zeitbruchdehnung A_u ^b merklich. Dagegen erzeugt eine zusätzliche erfindungsgemäße Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 1100°C für 40 Minuten gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 250W bzw. 503W), jeweils eine deutliche Erhöhung der Bruchzeit t_u um circa den Faktor 3 sowie eine Erhöhung der Zeitbruchdehnung A_u ^b teilweise über den Wert, der nach dem Schweißen nicht geglühten Proben (Probe 302W bzw. 303W). Insbesondere erzeugt eine zusätzliche erfindungsgemäße Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 1100°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 511W bzw. 506W) jeweils eine weitere Erhöhung der Bruchzeit t_u sowie eine Erhöhung der Zeitbruchdehnung A_u ^b fast auf den Wert des Zeitstandversuches am nur lösungsgeglühten nicht-geschweißten Blech (Probe 19 23B bzw. 19 7B).
• Bei 700°C zeigt ein Zeitstandversuch (Probe 306W) quer zur Schweißnaht ohne eine weitere Glühung (Stand der Technik T) ebenfalls wie bei 600°C eine verringerte Bruchzeit t_u im Vergleich zum Zeitstandversuch am nur lösungsgeglühten Blech (Probe 30 34B). Eine zusätzliche Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 980°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 248W) erzeugt wiederum eine leichte Verringerung der Bruchzeit t_u im Vergleich zur nicht nach dem Schweißen geglühten Probe 306W. Dagegen erzeugt eine zusätzliche erfindungsgemäße Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 1100°C für 40 Minuten gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 251W) eine Erhöhung der Bruchzeit t_u um circa den Faktor 2 sowie eine Erhöhung der Zeitbruchdehnung A_u ^b deutlich über den Wert der nicht nach dem Schweißen geglühten Probe (306W). Insbesondere erzeugt eine zusätzliche erfindungsgemäße Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 1100°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 253W) eine weitere Erhöhung der Bruchzeit t_u über die Bruchzeit des Zeitstandversuches am nur lösungsgeglühten Blech hinaus.
• Bei 800°C erzeugt eine zusätzliche Glühung bei 980°C für 3 Stunden gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 19 49B) von einem lösungsgeglühten Blech eine ähnliche Bruchzeit t_u im Vergleich zum nur lösungsgeglühten Blech (Probe 19 22B). Auch ein Zeitstandversuch (Probe 309W) quer zur Schweißnaht ohne eine weitere Glühung (Stand der Technik T) hat eine ähnliche Bruchzeit t_u im Vergleich zum Zeitstandversuch am nur lösungsgeglühten Blech (Probe 19 22B). Eine zusätzliche Glühung des geschweißten Abschnittes, aus dem die Zeitstandproben gefertigt werden, bei 1100°C für 40 Minuten gefolgt von einer Luftabkühlung (Probe 519W) erzeugt ebenfalls eine ähnliche Bruchzeit t_u im Vergleich zum Zeitstandversuch am nur lösungsgeglühten Blech (Probe 19 22B).
• Das bedeutet eine Wärmebehandlung der Schweißnaht nach dem Schweißen bei 1100°C für mindestens 40 Minuten verbessert erfindungsgemäß die Bruchzeit und die Zeitbruchdehnung einer Zeitstandprobe quer zur Scheißnaht bei Temperaturen von 600 und 700°C und damit im Bereich der γ`-Bildung deutlich. Bei höheren Temperaturen oberhalb der γ`-Solvus-Temperatur hat die ungeglühte Schweißnaht eine ähnliche bis bessere Bruchzeit t_u im Vergleich zum nur lösungsgeglühten Blech. Eine Glühung der artgleichen Schweißnaht beeinflusst die Bruchzeit bei Einsatztemperaturen oberhalb der γ`-Solvus-Temperatur nur unwesentlich.
• Die beanspruchten Grenzen für das Verfahren und die in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H, lassen sich daher im Einzelnen wie folgt begründen:
• Zu geringe Chromgehalte bedeuten, dass die Chromkonzentration unterhalb der Oxidschicht beim Einsatz der Legierung in einer korrosiven Atmosphäre sehr schnell unter die kritische Grenze sinkt, so dass sich keine geschlossene Chromoxidschicht mehr bilden kann. Deshalb ist 18 % Chrom die untere Grenze für Chrom. Zu hohe Chrom Gehalte verschlechtern die Phasenstabilität der Legierung, insbesondere bei den hohen Aluminiumgehalten von ≥ 1,8 %. Deshalb ist 33 % Chrom als obere Grenze anzusehen.
• Die Bildung einer Aluminiumoxidschicht unterhalb der Chromoxidschicht verringert die Oxidationsrate. Unterhalb von 1,8 % Aluminium ist die Aluminiumoxidschicht zu lückenhaft, um ihre Wirkung voll zu entfalten. Zu hohe Aluminiumgehalte beeinträchtigen die Verarbeitbarkeit der Legierung. Deshalb bildet ein Aluminiumgehalt von 4,0 % die obere Grenze.
• Die Kosten für die Legierung steigen mit der Reduzierung des Eisen Gehalts. Unterhalb von 0,01 % steigen die Kosten überproportional, da spezielles Vormaterial eingesetzt werden muss. Deshalb ist 0,01 % Eisen aus Kostengründen als untere Grenze anzusehen. Mit Erhöhung des Eisengehalts verringert sich die Phasenstabilität (Bildung von versprödenden Phasen), insbesondere bei hohen Chrom- und Aluminiumgehalten. Deshalb ist 7 % Eisen eine sinnvolle obere Grenze um die Phasenstabilität der erfindungsgemäßen Legierung sicher zu stellen.
• Silizium wird bei der Herstellung der Legierung benötigt. Es ist deshalb ein Mindestgehalt von 0,001 % notwendig. Zu hohe Gehalte wiederum beeinträchtigen die Verarbeitbarkeit und die Phasenstabilität, insbesondere bei hohen Aluminium- und Chromgehalten. Der Silizium-Gehalt ist deshalb auf 0,50 % beschränkt.
• Es ist ein Mindestgehalt von 0,001 % Mangan zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit notwendig. Mangan wird auf 2,0 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
• Titan steigert die Hochtemperaturfestigkeit. Ab 0,60 % kann das Oxidationsverhalten verschlechtert werden, weshalb 0,60 % der Maximalwert ist.
• Schon sehr geringe Magnesium Gehalte und/oder Kalzium Gehalte verbessern die Verarbeitung durch das Abbinden von Schwefel, wodurch das Auftreten von niedrig schmelzenden NiS-Eutektika vermieden wird. Bei zu hohen Gehalten können intermetallische Ni-Mg-Phasen bzw. Ni-Ca-Phasen auftreten, die die Verarbeitbarkeit wieder deutlich verschlechtern. Der Magnesium-Gehalt und/oder Kalzium-Gehalt wird deshalb auf maximal 0,05 % begrenzt.
• Es ist ein Mindestgehalt von 0,005 % Kohlenstoff für eine gute Kriechbeständigkeit notwendig. Kohlenstoff wird auf maximal 0,12 % begrenzt, da dieses Element ab diesem Gehalt die Verarbeitbarkeit durch die übermäßige Bildung von Primärkarbiden reduziert.
• Es ist ein Mindestgehalt von 0,0005 % Stickstoff erforderlich, wodurch die Verarbeitbarkeit des Werkstoffs verbessert wird. Stickstoff wird auf maximal 0,05 % begrenzt, da dieses Element durch die Bildung von groben Karbonitriden die Verarbeitbarkeit reduziert.
• Der Sauerstoffgehalt muss ≤ 0,020 % sein, um die Herstellbarkeit der Legierung zu gewährleisten. Ein zu geringer Sauerstoff-Gehalt erhöht die Kosten. Der Sauerstoff-Gehalt ist deshalb ≥ 0,0001 %.
• Der Gehalt an Phosphor sollte kleiner gleich 0,030 % sein, da dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt. Ein zu niedriger Phosphor-Gehalt erhöht die Kosten. Der Phosphor-Gehalt ist deshalb ≥ 0,001 %.
• Die Gehalte an Schwefel sollten so gering wie möglich eingestellt werden, da dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt. Es werden deshalb max. 0,010 % Schwefel festgelegt.
• Molybdän wird auf max. 2,0 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
• Wolfram wird auf max. 2,0 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit ebenfalls reduziert.
• Nickel ist das Restelement. Ein zu geringer Nickelgehalt verringert die Phasenstabilität, insbesondere bei hohen Chromgehalten. Nickel muss deshalb größer gleich 50 % sein.
• Für hoch korrosive Bedingungen, aber insbesondere für eine gute „Metal Dusting“ Beständigkeit ist es vorteilhaft, wenn die folgende Beziehung zwischen Cr und Al erfüllt ist: Cr + Al ≥ 28 (1a) wobei Cr und Al die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind. Nur dann ist der Gehalt an oxidbildenden Elementen hoch genug um eine ausreichende „Metal Dusting“ Beständigkeit zu gewährleisten.
• Darüber hinaus muss die folgende Beziehung erfüllt sein, damit eine ausreichende Phasenstabilität gegeben ist: $$\text{Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

  

  $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

  

  wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind. Die Grenzen für Fp und die mögliche Einbeziehung weiterer Elemente wurden im vorangegangenen Text ausführlich begründet.
• Bedarfsweise kann mit Zusätzen von sauerstoffaffinen Elementen wie zum Beispiel Yttrium, Lanthan, Cer, Cer Mischmetall, Zirkon, Hafnium die Oxidationsbeständigkeit weiter verbessert werden. Sie tun dies, indem sie in die Oxidschicht mit eingebaut werden und dort auf den Korngrenzen die Diffusionswege des Sauerstoffs blockieren.
• Yttrium steigert die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % gelegt.
• Lanthan steigert die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % gelegt.
• Cer steigert die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % gelegt.
• Cer Mischmetall steigert die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % gelegt.
• Bedarfsweise kann Niob zugefügt werden, da auch Niob die Hochtemperaturfestigkeit steigert. Höhere Gehalte erhöhen die Kosten sehr stark. Die Obergrenze wird deshalb auf 1,10 % festgesetzt.
• Bedarfsweise kann die Legierung auch Tantal enthalten, da auch Tantal die Hochtemperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit steigert. Höhere Gehalte erhöhen die Kosten sehr stark. Die Obergrenze wird deshalb auf 0,60 % festgesetzt. Es ist ein Mindestgehalt von 0,001 % erforderlich, um eine Wirkung zu erzielen.
• Bedarfsweise kann die Legierung auch Zirkon enthalten. Zirkon steigert die Hochtemperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % Zirkon gelegt.
• Bedarfsweise kann die Legierung auch Hafnium enthalten. Hafnium steigert die Hochtemperaturfestigkeit und die Oxidationsbeständigkeit. Die Obergrenze wird aus Kostengründen bei 0,20 % Hafnium gelegt.
• Bedarfsweise kann der Legierung Bor zugesetzt werden, da Bor die Kriechbeständigkeit verbessert. Deshalb sollte ein Gehalt von mindestens 0,0001 % vorhanden sein. Gleichzeitig verschlechtert dieses grenzflächenaktive Element die Oxidationsbeständigkeit. Es werden deshalb max. 0,008 % Bor festgelegt.
• Kobalt kann in dieser Legierung bis zu 5,0 % enthalten sein. Höhere Gehalte reduzieren die Oxidationsbeständigkeit merklich.
• Kupfer wird auf max. 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
• Vanadium wird auf max. 0,5 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert.
• Blei wird auf max. 0,002 % begrenzt, da dieses Element die Oxidationsbeständigkeit reduziert. Das Gleiche gilt für Zink und Zinn.
• Zu kleine Korngrößen von kleiner 30 µm führen zu einer schlechten Kriechfestigkeit bei höheren Temperaturen. Zu große Korngrößen von größer 600 µm führen zu einer sehr geringen Kriechduktilität bei Temperaturen im Bereich der γ'-Bildung.
• Eine Homogenisierung der artgleichen Schweißnähte und/oder zur Verringerung von Spannungen durch eine weitere Glühung zwischen größer 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis zu 24 Stunden, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft, verbessert die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der Schweißnähte im Bereich der γ`-Bildung. Bei einer zu geringen Temperatur kleiner gleich 980°C ist die Temperatur zu gering, so dass sich eine Homogenisierung auf Grund der benötigten langen Zeiten nicht wirtschaftlich durchführen lässt. Bei einer Temperatur deutlich über der Lösungsglühung tritt merkliches Kornwachstum auf, was die Warmfestigkeit bei tiefen Temperaturen sowie die Dehnung im Zeitstandversuch im Bereich der γ'-Bildung verringert. Kurze Zeiten unterhalb von 0,05 Minuten sind selbst bei sehr hohen Temperaturen nicht ausreichend. Zeiten länger als 24 Stunden sind unwirtschaftlich, insbesondere bei größeren Bauteilen.
• Eine Glühung unter Schutzgas verringert die Oxidation des Werkstoffes während der Glühung und damit einen Materialverlust.
• Figurenbeschreibung
• 1a: Links: Skizzen in Aufsicht und Querschnitt der Halbzeugformen Blech 1, Band 2, Stange 3 Rohr 4, und Draht bzw. Schweißzusatz in Drahtform 5. Rechts: Beispielhafte Herstellung eines Bauteils 7 durch Anfasen zweier Bleche 1a,1b und Fügen durch Schmelzschweißen mit einem Schweißzusatz in Drahtform 5 mittels einer V-Naht 6a.
• 1b: Beispielhafte Herstellung von Bauteilen 7. Links: Anfasen zweier Rohre an einem Ende 4a, 4b und Fügen durch Schmelzschweißen mit einem Schweißzusatz in Drahtform 5 mittels einer V-Naht 6b. Mitte: Fräsen eines Loches in ein Blech 1c und Einsetzen und Fügen eines Rohres 4c durch Schmelzschweißen mit einem Schweißzusatz in Drahtform 5 mittels einer Kehlnaht 6c. Rechts: Fügen von zwei mit den Kanten passend gearbeiteten Bandabschnitten 2a, 2b mit einem Teil der Kanten als Schweißzusatz 9 auf Stoß durch Schmelzschweißen 6d.
• 2: Metallverlust durch „Metal Dusting“ als Funktion des Aluminium- und Chromgehaltes in einem stark aufkohlenden Gas mit 37 % CO, 9 % H₂O, 7 % CO₂, 46 % H₂ sowie den folgenden Aktivitäten a_c = 163 und p(0₂) = 2,5·10^-27. (aus (Hermse, C.G.M. and van Wortel, J.C.: Metal dusting: relationship between alloy composition and degradation rate. Corrosion Engineering, Science and Technology 44 (2009), p. 182 - 185).
• 3: Mengenanteile der Phasen im thermodynamischen Gleichgewicht in Abhängigkeit von der Temperatur von Alloy 690 (N06690) am Beispiel der Charge 111389.
• 4: Mengenanteile der Phasen im thermodynamischen Gleichgewicht in Abhängigkeit von der Temperatur von Alloy 693 (N06693) am Beispiel von Alloy 3 aus Tabelle 2.
• 5: Mengenanteile der Phasen im thermodynamischen Gleichgewicht in Abhängigkeit von der Temperatur von Alloy 693 (N06693) am Beispiel von Alloy 10 aus Tabelle 2.
• Tabelle 1: Einige Legierungen nach ASTM B 168-11. Alle Angaben in Masse-%.

  
• Tabelle 2: Zusammensetzungen von einigen Legierungen nach ASTM B 168-11. Alle Angaben in Masse-%. *) Legierungszusammensetzung aus Patent US 4,88,125 Table 1.

  
• Tabelle 3a: Zusammensetzung der großtechnisch erschmolzenen Chargen (G) der in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H, Teil 1. Alle Angaben in Masse-%. (H: Beispiele der in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H, G: großtechnisch erschmolzen)

  
• Tabelle 3b: Zusammensetzung der großtechnisch erschmolzenen Chargen (G) der in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H, Teil 2. Alle Angaben in Masse-% (Für alle Legierungen gilt: Pb: max. 0,002 %, Zn: max. 0,002 %, Sn: max. 0,002 %; Bedeutung von H, G: siehe Tabelle 3a).

  		Name	Charge	S	P	Mg	Ca	V	Zr	Co	Y	La	B	Hf	Ta	Ce	O
  H	G	Blech 25 mm	319144	<0,002	0,002	0,005	<0,001	<0,01	0,03	<0,01	<0,01	<0,01	0,002	<0,01	<0,01	<0,01	0,001
  H	G	Blech 16 mm	319144	<0,002	0,002	0,006	<0,001	<0,01	0,03	<0,01	<0,01	<0,01	0,002	<0,01	<0,01	<0,01	0,001
  H	G	Schweißstäbe	318385	<0,002	0,002	0,009	<0,001	<0,01	0,02	<0,01	<0,01	<0,01	0,003	<0,01	<0,01	<0,01	0,001

• Tabelle 4: Schweißparameter für die Verschweißung der 16 mm dicken Bleche (Charge 319144) mit Schweißstäben aus Charge 318385, der in dieser Erfindung verwendeten Nickel-Chrom-Aluminium Legierung Alloy NiCrAI-H.

  Dicke in mm	Schweißverfahren	Schweißzusatz Ø in mm		Wurzellage		Füll- und Decklagen		Schweißgeschwindigkeit in cm / min		Streckenenergie in kJ / cm	Schutzgas
  		Wurzel	Füll- und Decklagen	I in A	U in V	I in A	U in V	Wurzel	Füll- und Decklagen	Füll- und Decklagen
  16	m-WIG	2.0	2.0 - 2.4	120	15	190	17	5	8	20 - 25	Ar 4.6 / pure Ar

• Tabelle 5: Ergebnisse der Zeitstandversuche gemäß DIN EN ISO 204 an i) 25 mm dicken lösungsgeglühten Blechen (1100°C / 40 min / LK, Korngröße 89 µm) der Charge 319144 (BM) und ii) mit Schweißstäben aus Charge 318385 geschweißten 16 mm dicken, lösungsgeglühten Blechen (1100°C / 40 min/ LK, Korngröße 82 µm) der Charge 319144 (S). LK = Luftabkühlung.*) Bruch an der Schulter, nicht messbar, **) Probe läuft noch. E = Erfindungsgemäß; T = Stand der Technik.

  	Probe	Material	Glühung nach dem Schweißen	Temperatur T in °C	Anfangsspannung σ0 in MPa	Bruchzeit tu in h	Zeitbruchdehnung Au b in %
  	19 23B	BM	keine	600	315	4832	7,3
  	19 45B	BM	980°C/ 3 h/ LK	600	315	1175	8,1
  T	302W	S	keine	600	305	626	3,5
  	247W	S	980°C/ 3 h/ LK	600	305	593	1,5
  E	250W	S	1100°C/ 40 min/ LK	600	305	1927	3,4
  E	511W	S	1100°C/ 3 h/ LK	600	305	2013	7,4
  	19 7B	BM	keine	600	270	15744	4,5
  	19 46B	BM	980°C/ 3 h/ LK	600	270	4978	5,1
  T	303W	S	keine	600	270	1222	2,7
  	249W	S	980°C/ 3 h/ LK	600	270	1224	1,6
  E	503W	S	1100°C/ 40 min/ LK	600	270	3816	4,1
  E	506W	S	1100°C/ 3 h/ LK	600	270	5256**)	**)
  	30 34B	BM	keine	700	90	3665	3,8
  T	306W	S	keine	700	90	2450	0,7
  	248W	S	980°C/ 3 h/ LK	700	90	1727	0,8
  E	251W	S	1100°C/ 40 min/ LK	700	90	3812	2,6
  E	253W	S	1100°C/ 3 h/ LK	700	90	4987	*)
  	19 22B	BM	keine	800	39	1878	16,9
  	19 49B	BM	980°C/ 3 h/ LK	800	39	1656	16,6
  T	309W	S	keine	800	39	2936	4,8
  	519W	S	1100°C/ 40 min/ LK	800	39	1896**)	**)

• ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
• Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
• Zitierte Patentliteratur
• WO 2013182177 A1 [0013]
• US 6623869 B1 [0015]
• EP 0508058 A1 [0016]
• EP 0234200 A1 [0018]
• US 3865639 A [0019]
• US 3046167 A [0020]
• US 4168190 A [0021]
• US 4882125 [0089]

Claims (21)

1. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, teilweise oder ganz aus einem Halbzeug einer Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung erzeugt, mit (in Masse%) größer 18 bis 33 % Chrom, 1,8 bis 4,0 % Aluminium, 0,01 bis 7,0 % Eisen, 0,001 bis 0,50 % Silizium, 0,001 bis 2,0 % Mangan, 0,00 bis 0,60 % Titan, jeweils 0,0 bis 0,05 % Magnesium und/oder Kalzium, 0,005 bis 0,12 % Kohlenstoff, 0,0005 bis 0,050 % Stickstoff, 0,0001 - 0,020 % Sauerstoff, 0,001 bis 0,030 % Phosphor, max. 0,010 % Schwefel, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Wolfram, Rest Nickel größer gleich 50 % und den üblichen verfahrensbedingten Verunreinigungen, wobei das Bauteil artgleiche Schweißnähte enthält und/oder das Bauteil zum Einbau in eine Anlage teilweise oder ganz mit artgleichen Schweißnähten versehen ist, wobei nach dem Schweißen nur die artgleichen Schweißnähte und die Wärmeeinflusszonen zur Homogenisierung der Schweißnähte und/oder zur Verringerung von Spannungen einer Glühung zwischen größer 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis zu 24 Stunden unterworfen werden, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft, mit der Folge, dass durch diese Glühung die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der Schweißnähte verbessert wird, wobei die folgenden Beziehungen erfüllt sein müssen: Cr + Al ≥ 28 (1a) $$\text{und Fp}\le \text{39}\text{,9 mit}$$

   

   $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

   

   wobei Cr, Fe, Al, Si, Ti, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse-% sind.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Bauteil artgleiche Schweißnähte enthält, und nach dem Schweißen das ganze Bauteil mit den Schweißnähten zur Homogenisierung der Schweißnaht und/oder zur Verringerung von Spannungen einer Glühung zwischen größer 980 und 1250°C für Zeiten von 0,05 Minuten bis zu 24 Stunden unterworfen wird, gefolgt von einer Abkühlung in ruhendem Schutzgas oder Luft, bewegtem (geblasenem) Schutzgas oder Luft oder in Wasser, mit der Folge, dass durch diese Glühung die Kriechfestigkeit und die Kriechduktilität der Schweißnähte verbessert wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 bis 2, wobei nach einem Schleifvorgang der Schweißnaht und der Wärmeeinflusszone es vorteilhaft ist, wenn Rauigkeitswerte Ra von 0,01 bis 15 µm erreicht werden, da dies die Korrosionsbeständigkeit und insbesondere die „Metal Dusting“ Beständigkeit verbessert und annährend auf den Wert des Grundwerkstoffs des Bauteils anhebt.
4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Halbzeug eine Korngröße von 30 bis 600 µm aufweist.
5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, mit einem Chromgehalt von 20 bis 33 %.
6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, mit einem Aluminium Gehalt von 1,8 bis 3,2 %.
7. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, mit einem Eisen Gehalt von 0,01 bis 4,0 %.
8. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, mit einem bedarfsweise zusätzlichem Gehalt an Niob von 0,0 bis 1,1 %, wobei die Formel (43a) um einen Term mit Nb ergänzt wird: $$\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}$$

   

   $$\begin{array}{l}+\mathrm{1,26}*\text{Nb}+\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\\ \text{und Cr}\text{, Fe}\text{, Al}\text{, Si}\text{, Ti}\text{, Nb}\text{, Mo}\text{, W und C die Konzentrationen der}\end{array}$$

   

   betreffenden Elemente in Masse % sind.
9. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8, optional mit einem Gehalt an Zirkon von 0,0 bis 0,20 %.
10. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9, optional mit einem Yttrium Gehalt von 0,001 bis 0,20 %.
11. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 10, optional mit einem Lanthan Gehalt von 0,001 bis 0,20 %.
12. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 11, optional mit einem Cer-Gehalt von 0,001 bis 0,20 %.
13. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 12, optional mit einem Gehalt an Cer -Mischmetall von 0,001 bis 0,20 %.
14. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 13, optional mit einem Gehalt an Hafnium von 0,001 bis 0,20 %.
15. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 14, optional mit einem Gehalt an Tantal von 0,001 bis 0,60 %.
16. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 15, optional mit einem Gehalt an Bor von 0,0001 bis 0,008 %.
17. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 16, optional des Weiteren enthaltend 0,0 bis 5,0 % Kobalt.
18. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 17, optional des Weiteren enthaltend maximal 0,5 % Kupfer, wobei die Formel (4a) um einen Term mit Cu ergänzt wird: $$\begin{array}{l}\text{Fp}=\text{Cr}+\mathrm{0,272}*\text{Fe}+\mathrm{2,36}*\text{Al}+\mathrm{2,22}*\text{Si}+\mathrm{2,48}*\text{Ti}+\mathrm{0,477}*\text{Cu}\\ +\mathrm{0,374}*\text{Mo}+\mathrm{0,538}*\text{W}-\mathrm{11,8}*\text{C}\end{array}$$

    

    und Cr, Fe, Al, Si, Ti, Cu, Mo, W und C die Konzentrationen der betreffenden Elemente in Masse % sind.
19. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 18, optional des Weiteren enthaltend maximal 0,5 % Vanadium.
20. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 19, worin die Verunreinigungen in Gehalten von max. 0,002 % Pb, max. 0,002 % Zn, max. 0,002 % Sn eingestellt sind.
21. Verwendung des Verfahrens nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 20 in der petrochemischen Industrie.

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