DE1533262A1 - Chromknetlegierung - Google Patents
ChromknetlegierungInfo
- Publication number
- DE1533262A1 DE1533262A1 DE19661533262 DE1533262A DE1533262A1 DE 1533262 A1 DE1533262 A1 DE 1533262A1 DE 19661533262 DE19661533262 DE 19661533262 DE 1533262 A DE1533262 A DE 1533262A DE 1533262 A1 DE1533262 A1 DE 1533262A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- weight
- percent
- alloy
- carbide
- oxidation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
- C22C27/06—Alloys based on chromium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Forging (AREA)
Description
Chromknetlegierung
Die Erfindung betrifft Chromknetlegierungen (geschmiedete
Chromlegierungen) und insbesondere Chromknetlegierungen mit einer verbesserten Widerstandsfähigkeit gegen Oxydation und
einer verbesserten Verformbarkeit.
Der Bedarf an Legierungen, die bei erhöhten Temperaturen
wie beispielsweise bei 980° C und höher inabesondere über
IO9O0 C verwendet werden ko*nnenf führte zur Herstellung auf
Chrom basierender Legierungen. Die Verwendung dieser Legierungen beruht zum Teil darauf, dass die Chromlegierungen im Vergleich
zu anderen hltfeebeetandigen Metallen wie beispielsweise Molybdän
909850/1140
und Niob eine bessere Widerstandsfähigkeit gegen eine Oxydation
besitzen. Nichtsdestoweniger sind verfestigte Chroralegierungen,
die in einer oxydierenden Atmosphäre insbesondere bei Temperaturen über 98O0 C verwendet werden, empfindlich gegenüber einer
Oxydation oder einer Nitrierung. Durch die Oxydation und durch die dabei eintretenden Metallverluste als auch durch die Vereprödungsreaktionen
wird die Belastungsfähigkeit der Legierungen ^ nachteilig beeinflusst. Weitere Sc-hwierigkeiten treten bei der
Temperatur ein, bei der das Chrom aus einem verformbaren in einen spröden Sustand übergeht, wenn die Temperatur erniedrigt
wird.
Im US-Patent 3,174,853 ist eine Chromlegierungsdispersion
beschrieben, die durch die Bildung von Carbiden von Elementen wie beispielsweise Titan, Zirkon, Hafnium oder Mischungen davon
verfestigt wird. Die OxydationsWiderstandsfähigkeit solcher
Legierungen wird durch das Zurückhalten kleiner Mengen von ) Yttrium in der Legierung verbessert. Andere Zusätze wie beispielsweise
der in dem US-Patent 3,011,889 beschriebene Thoriumzusatz verbessert ebenfalls die Widerstandsfähigkeit solcher Legierungen
gegenüber einer Oxydation. Jedoch war eine weitere Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegenüber einer Oxydation als auch die
Verbesserung der Verformbarkeit erwünscht, um Chromlegierungen
in Vorrichtungen bei sehr hohen Temperaturen verwenden zu können, beispielsweise bei den hohen Temperaturen ausgesetzten Teilen
0/1140
von Antriebsvorrichtungen.
Die Erfindung betrifft eine Chromknetlegierung mit verbesserter
Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxydation, Nitrierung und Zündern und einer verbesserten Verformbarkeit. Die Chromknetlegierung
nach der Erfindung wird mittels einer Dispersion von Carbiden verfestigt. Dadurch wird zur gleichen Zeit die
Widerstandsfähigkeit gegen Oxydation und Nitrierung verbessert und die Bildung von schwerem Zunder und ein Eindringen von Sauer- ^
stoff und Stickstoff in die Struktur der Legierung verhindert.
Eine zusätzliche Widerstandsfähigkeit der Legierung gegen Oxydation wird durch die Einbeziehung von Yttrium und Thorium erreicht.
Es wird eine gute Verformbarkeit aufrechterhalten, die vorzugsweise durch den Einschluss eines die Lösung verstärkenden
Elementes verbessert wird.
Die Erfindung betrifft eine Chromknetlegierung mit verbesserter Verformbarkeit und Wiederstandsfähigkeit gegen Oxydation und
mit einem Gehalt von 0,05 bis 0,2 Gewichtsprozent Yttrium,, i
0,05 bis 0,2 Gewichtsprozent Thorium, bis zu 10 Gewichtsprozent
Molybdän und unwesentlichen Verunreinigungen, die dadurch gekennzeichnet sind, dass sie in Kombination zwischen 0,05 bis 0,15
Gewichtsprozent Kohlenstoff und Zirkon in einer Mndestmenge von 0,1 Gewichtsprozent und zusätzlich die 7,6-fache Gewichtsprozentmenge
des Kohlenstoffs bis zu einer Höchstmenge von 3,0
909850/ 1UO
Gewichtsprozent enthält, weiterhin eine diskontinuierliche Phase von Zirkoncarbid als Carbidpräzipitat und kein
Chromcarbid enthält.
Bevorzugte Chromlegierungen nach der Erfindung enthalten zwischen 0,1 und 0,2 Gewichtsprozent Yttrium, etwa 0,1 Gewichtsprozent
Kohlenstoff, mehr als 0,5 und vorzugsweise zwischen 1 und 2 Gewichtsprozent Zirkon und bis zu 5 Gewichtsprozent
Molybdän.
Die Chromlegierungen nach der Erfindung werden hergestellt,
indem Legierungen, die im wesentlichen aus Chrom und den spezifischen Legierungselementen bestehen, gegossen werden
und dann bei Temperaturen zwischen 1090 und 1300° C zu der
Knetform reduziert werden, um das Zirkoncarbidpräzipitat als eine diskontinuierliche Phase herzustellen·
In der folgenden Beschreibung und in den beiliegenden Zeichnungen werden die Legierungen nach der Erfindung im einzelnen
erläutert.
Fig. 1 stellt einen graphischen Vergleich der Oxydationseigenschaften zwischen den gegossenen und den geschmiedeten
LegLerungsformen dar.
Pig. 2 zeigt einen graphischen Vergleich der Oxydationswirkung
auf die Tiefenhärtung zwischen gegossenen und geschmiedeten Legierungsformen·
909850/1UG
Pig« 3 zeigt einen graphischen Vergleich der Luftoxydationseigenschaften
einer Ausführungeform der legierung nach der
Erfindung mit einer bekannten Blattlegierung.
Die Legierung nach der Erfindung ist eine Chromknetlegierung,
die durch eine Zirkoncarbiddispersion verfestigt wird. Die Zirkoncarbiddispersion besitzt noch zusätzlich einen Ausspüleffekt
(Entionisierungseffekt). Eine solche Carbiddispersion, die als
ein Korngrenzen-Netzwerk im gegossenen Zustand besteht, wird im geschmiedeten Zustand gesteuert und diskontinuierlich gemacht,
um eine Wanderung des Sauerstoffs und des Stickstoffs entlang der Carbidbahn oder des Netzwerkes, die normalerweise für Sauerstoff
und Stickstoff zugänglich sind, zu verhindern. So besitzt die diskontinuierliche Carbidphase im geschmiedeten Zustand
eine dreifache Punktion: Sie wirkt als ein Verfestigungsmechanismus,
als ein Einfangmittel duroh Absorption der in den Zwischenräumen gelegenen Teile aus der Matrix und Ale Oxydation»- und
Nitrierungsinhibitor. Die Legierung wird weiterhin durch die
Zugabe einer Kombination von Yttrium und Thorium verbessert, die in der Legierung zurückgehalten werden, um die Viederstandsfähigkeit
gegen Oxydations zusätzlich zu verbessern. Da daa
Zirkon keine feine Carbiddispezäon bildet, die der Legierung eine grosse Festigkeit verleihen würde, wird in einer bevorzugten
Ausführungsform der !Erfindung ein Lösungsverstärkungselement
wie beispieleweise Molybdän in Mengen bis au etwa 10 Gewichtsprozent
zugegeben, um die Legierung Bit der Kombination einer Dispiersions-
909850/1140
und Lösungsfestigung zu versehen, ohne dass eine merkliche Wirkung auf die Oxydations-Nitrierungswiderstandsfähigkeit
eintritt.
Die Oxydationsverhaltensweise und die strukturellen Veränderungen wurden in Legierungen untersucht, zu denen Elemente
der Gruppe IYa des periodischen Systems der Elemente (Titan, Zirkon und Hafnium) zugegeben wurden. Insbesondere bei Zugabe
" von Zirkon. Es konnte festgestellt werden, dass das Titan
zwar die Legierung durch sein Carbid verfestigt, jedoch von Nachteil für die Widerstandsfähigkeit gegen Oxydation sein
kann. Titan und Niob bilden selbst im gegossenen Zustand eine feine Dispersion von Carbiden sowohl in der Kornmatrix
als auch in dem Netzwerk entlang der Korngrenze· Dagegen bildet Zirkon keine feine Carbiddispersion, aber im gegossenen Zustand
ein Netzwerk gröaeerer Carbide in der Korngrenze. Die relativ
konzentrierte Dispersion von feinen Titancarbiden verfestigt die Legierung vielleicht stärker als es Zirkonearbid tut, liefert
jedoch zur gleichen Zeit eine viel leichter passierbare Bahn für Sauerstoff und Stickstoff zum Eindringen in die Legierung.
Die Behandlung von Titancarbid enthaltenden Chromlegierungen aus der gegossenen in die geschmiedete Form verbessert nicht
diesen Zustand. Es konnte festgestellt werden, dass die Behandlung von Zirkoncarbid enthaltenden Chromlegierungen nach der
Erfindung das Komgrenzen-Zirkoncarbidnetzwerk aufbricht und
909850/1140
grosse isolierte Massen von Zirkoncarbid in der legierung verteilt. Dadurch wird die legierung verfestigt, erfordert
jedoch irgendeinen Sauerstoff oder Stickstoffangriff, um die Legierungsstruktur zu durchdringen und durch die schwierigere
Querchrommatrix durchzudringen. Zunächst wird Zirkon eine feste Lösung mit Chrom eingehen bis zur Löslichkeit von Zirkon,
die geringer ist als etwa 0,1 Gewichtsprozent Zirkon· Zusätzlich zugefügtes Zirkon wird sich mit dem zur Verfügung stehenden
Kohlenstoff verbinden und relativ grosse Mengen von Zirkoncarbid f
bilden· Danach bilden überschüssige Mengen an Zirkon ein intermetallisches ZrC^. Bei Abwesenheit von Kohlenstoff
würde sich ein Niederschlag der ZrCrg-Phase bilden mit Zirkon im Überschuss von dem in der festen Lösung·
Wenn Kohlenstoff zusammen mit Zirkon vorhanden ist, bildet sich Zirkoncarbid vorzugsweise in den Korngrenzen, Diese werden
nach dem Gießen einer Legierung dieser Art als letzte fest, eher als in der Kornmatrix· Da die Kohlenstoffmengen, die für \
die Dispersionsverfestigung der Legierung notwendig sind, hoch genug sind, fällt beim Giessen genug Zirkoncarbid aus, um ein
kontinuierliches Netzwerk entlang der Korngrenzen zu bilden. Zusätzlich zu der Verfestigung der Legierung besitzt das Zirkoncarbid
die Eigenschaft beträchtliche Mengen Sauerstoff und Stickstoff aufzunehmen. Diese Einfangeigenschaft ist von Vorteil
909850/1 UO
in bezug auf die Entfernung von in den Zwischenräumen
gelegenen Partikeln aus der Kornmatrix. Jedoch liefert das kontinuierliche Carbid Korngrenzen-Netzwerk in gegossenen
Zustand eine fertige Oxidationsbahn durch die Legierung, in der das Zirkoncarbid zunächst eine Zr (C, O, N) Verbindung
bildet, die sich zu ZrO_ verändert. Die Legierung nach der
Erfindung ist gekennzeichnet durch eine diskontinuierliche, isolierte Carbid (Phase) Struktur, die ein Durchdringen des
W Sauerstoffs und des Stickstoffs verhindert und zugleich Einfang·
und Verfestigungseigenschaften besitzt.
Es ist notwendig, die relativen Zirkon- und Kohlenstoffmengen innerhalb eines Bereiches zu steuern, der ein Optimum
darstellt für die Herstellung möglichst fester Legierungen, jedoch die Verformbarkeit aufrechterhalten bleibt· Zusätzlich
zu dem Problem der Steuerung der Zirkon- und Kohlenstoffmenge im Zusammenhang mit der Bildung des Zirkonoarbids und des
intermetallischen ZrCr2 ergibt sich das Problem» daß Kohlenstoff im Überschuß über die Menge, die sich vorzugsweise mit
Zirkon verbinden würde, um das Carbid zu bilden, nur ein Chromcarbid, wie beispielsweise Cr2-Cg bilden würde. Während ZrC
die Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation verbessert, läßt Cr23C6 die LeSierung spröde werden, wie im Zusammenhang mit
der in Beispiel 1 erwähnten Legierung diskutiert wird. Cr2-Cg
verbessert nicht die Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation.
Es wurde festgestellt, daß mindestens eine bestimmte Zirkonmenge notwendig ist, um mit Kohlenstoff die Kombination
909850/1U0
der Carbiddispersionsverfestigung und die Bildung einer diskontinuierlichen, isolierten Carbidstruktur zu schaffen, um
d,ie Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation zu verbessern und zur gleichen Zeit die Verformbarkeit aufrechtzuerhalten. Die
mindest erforderliche Zirkonmenge ist die Summe der Zirkonmenge,
die in Chrom löslich ist (bis zu etwa 0,1 Gewichtsprozent) und die Zirkonmenge, die zur Kombination mit den gesamten vorhandenen Kohlenstoff notwendig ist, um vorzugsweise eher Zirkoncar- -bid als Chromoarbid zu bilden.
Die Kohlenstoffmenge, die zur Dispersionsverfestigung der erfindungsgemäßen Legierung erforderlich ist, beträgt mindestens
etwa 0,05 Gewichtsprozente. Weniger- als 0,05 Gewichtsprozente Kohlenstoff würden nicht genug Zirkoncarbid bilden, um die
Zwischengitterteilchen einzufangen. Auf diese Weise würde sowohl während des Schmelzene als auch während der Aussetzung '
in einer oxidierenden Umgebung ein ungenügender Einfang (scavenging) stattfinden. Mehr als etwa 0,15 Gewichtsprozente {
Kohlenstoff mit genügend Zirkon bilden überschüssige Garbide
und würden die Bildung einer diskontinuierlichen Carbidstruktur verhindern. Mit ungenügend Zirkon bildet sich spröde machendes Chromcarbid. Aus diesem Grunde sollte die erfindungsgemäße
Legierung Zirkon in einer Mindestmenge von 0,1 Gewichtsprozente und zusätzlich die 7,6-fache Gewichtsprozent-Menge des Kohlenstoffs enthalten, basierend auf einem Atomverhältnis unter Berücksichtigung von einem Zirkonatom zu einem Kohlenstoffatom.
Obgleich ein geringer Überschuß an Zirkon, der zur Bildung des
909850/1140
intermetallischen ZrCr2 führt, toleriert werden kann, sollten
nicht mehr als etwa 3 Gewichtsprozente Zirkon verwendet werden, da die Bildung größerer Mengen von ZrCr2 die Legierung
verspröden lassen wUrde. Weiterhin erhöht sich die Langzeit-Oxidationswiderstandsfähigkeit mit steigendem Zirkoncarbidgehalt bis zu dem Punkt, an den eine Oxidationsbahn geschaffen
wird.
™ Die Steuerung der Zirkon- und Kohlenstoffmenge der erfindungsgemäßen Chromlegierung zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften, der Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation und der
Verformbarkeit, insbesondere bei 1.20O0C und höher, kann in
bezug auf die Oxidationseigenschaften weiterhin durch die Zugabe einer Kombination von zurückgehaltenem Yttrium und
Thorium im Bereich von etwa 0,05 bis 0,2 Gewichtsprozenten Yttrium und etwa 0,05 bis 0,2 Gewichtsprozenten Thorium verbessert werden. Der Einschluß geringerer Mengen eines jeden
^ dieser Elemente würde eine ungenügende Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation ergeben. Dor Zusatz größerer
Mengen als oben angegeben würde während der Reduktion eine Yersprödung der Legierung verursachen. Manchmal wird dieser
Zustand als "heiß kurz11 bezeichnet.
Das Sohmelzen und das Gießen einer Legierung mit der obenbescbpiebenen Zusammensetzung reicht nicht aus, um die diskontinuierliche, isolierte oder unterbrochene Carbidetruktur,
die ein wichtiges Kennzeichen der erfindungsgemäßen Legierung
909850/1140
ist, herzustellen. Es wurde festgestellt, daß eine solche
gegossene Zusammensetzung zu einer geschmiedeten Form (gekneteten Form) beispielsweise durch Strangpressen oder Schmieden
bei Temperaturen zwischen etwa I.090 und 1,37O°C reduziert
werden muß. Eine Reduktion unter etwa 1.0900C ergibt ein
Aufreißen und Absplittern des Materials, während ein Reduzieren oberhalb 1.37O0C zu einem Anschmelzen führt. Demnach
wird eine AusfUhrungsform der erfindungsgemäßen Legierung
hergestellt, indem zunächst eine Legierung mit einem Gehalt von 0,05 bis 0,15 Gewichtsprozenten Kohlenstoff, etwa 0,05
bis 2 Gewichtsprozente Yttrium, etwa 0,05 bis 0,2 Gewichtsprozente Thorium, von mindestens 0,1 Gewichtsprozente und
zusätzlich die 7»6-fach· Gewichtsprozent-Menge des Kohlenstoffs bis zu einer Hochstmenge von 3 Gewichtsprozenten Zir-
kon, bis zu etwa 10 Gewichtsprozenten Molybdän, und Rest im wesentlichen Chrom, gegossen wird, und dann die gegossene
Form bei einer Temperatur zwischen I.090 bis 1.37O0C zu der
geschmiedeten Form reduziert wird.
In der folgenden Tabelle I sind die Zusammensetzungen
einiger typischer Beispiele erfindungsgemäßer Legierungen zusammengestellt.
9Q9850/1UQ
Gew.-4> - Rest Chrom
Beispiel Zjr C Y Th
1 0,6 0,11 0,07 0,11
2 1,8 0,09 0,09 0,06
Die in Tabelle I angeführten Legierungen wurden unter Argon induktionsgeschmolzen, um eine Homogenität sicherzustellen und ein Blockbrechen auf ein Mindestmaß zu
halten.
Die Legierung wurde in einem mit Y2 0- stabilisierten
Zirkoniaschmelztiegel mit einem Durchmesser von 7,6 cm gegossen. Die Yttrium-und Thoriumzusätze zu den Chargen
waren etwa 6 und 2mal so groß bzw. größer als die nominellen Inhalte, um ihre Verluste durch Einfangeffekte zu
kompensieren. Aus diesem Grunde beziehen sich die in der Beschreibung angegebenen Prozentsätze für diese Elemente
vielmehr auf die zurückgehaltene Menge als auf die zugesetzte Menge.
Mikrographische Untersuchungen dieser Legierungen im gegossenen Zustand zeigen ein fast kontinuierliches Korngrenzen-Netzwerk.
Röntgenstrahlbeugungs- und Emissionsunter-
suchungen zeigten, daß das Netzwerk hauptsächlich aus ZrC und geringeren Mengen an ZrO„ besteht und in einigen
Fällen ein wenig der flächenzentrierten-kubischen, Hochtemperaturform der intermetallischen Verbindung ZrCr2 enthält.
Die in Beispiel 1 angegebene Legierung, die außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung liegt, enthält neben dem
vorherrschenden ZrC noch spröde machendes Cr2-Cg. Die Reduzierung der Verformbarkeit der Legierung von Beispiel 1 ist ™
charakteristisch und wird später im Zusammenhang mit der Tabelle III erläutert.
Um die Legierungsform nach der Erfindung duroh die Erzeugung einer diskontinuierlichen oder unterbrochenen Carbidstruktur von ZrC herzustellen, werden Blöcke hintereinander
bei 1.32O°C zu Platinen extrudiert,- ohne daß irgendeine Schwierigkeit bei einem Extrudierungsverhältnis von etwa 9 bis 1
eintritt. Wie bereits erwähnt, werde diese Temperatur gewählt, . j
um ein Absplittern des Blockes während der Reduzierung und ein Ansohmelzen zu verhindern. Durch eine Extrusionstempera tür von etwa 1.32O0C wird das Verfahren erleichtert und zur
gleichen Zeit ein Überschüssiges Kornwachstum verhindert.
Für die Untersuchungen wurde die extrudierte Platine zu
0,127 cm dicken Blättern ausgewalzt. Die erste Reduzierung betrug 50 % im Durohmesser bei 1.09O0C. Die Hälfte des dabei
erhaltenen Materials wurde bei 98O0C, die andere Hälfte bei
8200C ausgewalzt. Mit beiden Verfahren erhielt man ausgezeich-
909850/1140
nete, 0,12? cm dicke Blätter. Die photomikrographische
Analyse der Kornstruktur nach der Extrudierung und nach dem Auswalzen zeigte diskontinuierliche, isolierte Teile von
ZrC und ZrCr„. In der in Beispiel 2 aufgeführten Legierung von Tabelle I enthält die Korngrenze im gegossenen Zustand
etwa 92$ ZrC und etwa 8$ ZrCr0. Nach dem Walzen waren etwa
75/0 der Teilchen ZrC und etwa 25$ ZrCr2, wobei ZrC fragmentiert und diskontinuierlich war." Die bevorzugte Korngrenzenausscheidung im gegossenen Zustand basiert auf der niedrigen
Löslichkeit von Zirkon und Chrom und auf der Tatsache, daß sich Zirkon in der letzten festwerdenden Masse-Korngrenzeaussondert, die das ZrC-Netzwerk nach der vollständigen Pestwerdung bildet. In Abwesenheit von Kohlenstoff würde das
Netzwerk sich aus Cr-ZrCr2 zusammensetzen.
Hundert Stunden dauernde Oxidationsversuche wurden bei Temperaturen zwischen 870 und 1.2000C durchgeführt. Für diese
Versuche wurden 0,56 ca χ 0,89 cm χ 1,27 cm große Strangproben für die gewalzten Bedingungen verwendet. Die Proben wurden zunächst abgeschliffen, mit Schleifpapier von der Korngröße 400 (400 grit) poliert und mit Wasser und Alkohol abgespült. Die Proben wurden in Zirkoniaschmelztiegel eingesetzt und kontinuierlich in einem Röhrenofen unter natürlicher Lmftkonvektion oxidiert. In der folgenden Tabelle II
sind Vereuchswerte für Proben zusammengestellt, die sich im
gegossenen Zustand befinden, in dem das Korngrenzencarbidpräzipitat kontinuierlich war und im geschmiedeten (gekneteten)
909850/1140
- 15 -Zustand, in den das Zirkoncarbid diskontinuierlich war.
Tabelle II
100 Stunden-Oxidationswerte
Gewichtszunahme (mg/cm )
Deispiel | Temp. C |
1 | 870 |
980 | |
1090 | |
1200 | |
1320 | |
2 | 870 |
980 | |
1080 | |
1200 | |
1320 |
im gegossenen | im gewalzten |
Zustand | Zustand |
0,7 | 0,2 |
1,7 | 0,5 |
1,6 | 0,8 |
28,6 | 2,0 |
58,3 | |
4.6 | 0,4 |
16,1 | 0,9 |
104,5 | 1,2 |
239,5 | 3,6 |
15,3 |
Auf der Oberfläche der Legierungen von Beispielen 1 und 2 befand sich nach den Oxidationsversuchen ein kontinuierlicher
Zunder, der jedoch fest anhaftete und nicht dick genug war, um ein Springen des Zunders zu verursachen.
Wenn der Zunder freibleibt von mechanischen Defekten, wurde eine Aniondiffusion von Sauerstoff und Stickstoff als unwesentlich
gefunden. Aus diesem Grunde findet gar keine oder nur eine geringe Nitrierung statt. Wenn jedoch der Oberflächenzunder
zu dick ist, können mechanische Fehler durch den Zunder entstehen. Sauerstoff und Stickstoff diffundieren
909850/1U0
dann zum Nachteil für die Verformbarkeit in die Legierungestruktur. Die Legierung»nach der Erfindung ist feet anhaftend und widersteht einem starken Oxidationszundern.
Die Wirkung der Oxidationstemperatur bei der 100 Stunden Gewichtszunahme der Legierung von Beispiel 2 naoh der Erfindung
wird in Figur 1 dargestellt. Die obere Kurve zeigt die Gewichts· ^ zunähme für eine gegossene Strangprobe während die untere Kurve
den Bereich für einen extrudierten Strang, einen extrudierten Bogen und einen gewalzten Bogen darstellt.
In Figur 2 ist die Wirkung der Oxidationstemperatur auf die Tiefenhärtung der Legierung von Beispiel bei einem 100 Stunden
Versuch dargestellt. Die obere Kurve gilt zugleich für einen extrudierten Strang und einen gewalzten Bogen.
Aus Figur 3 ist zu ersehen, daß die erfindungsgemäße Le-) gierung eine bedeutende verbesserte Widerstandefähigkeit gegen Oxidation und Nitrierung besitzt. In dieser Zeichnung sind
die Luftoxidationswerte für eine bekannte Bogenlegierung (sheet alloy), die eine der besten Legierungen auf Chrombasis
darstellt, mit den entsprechenden Werten für eine erfindungsgemäße Bogenlegierungsform nach Beispiel 2 verglichen. Die
bekannte Legierung hat folgende Zusammensetzung: 93,5 Gewichtsprozente Chrom, 0,5 Gewichtsprozente Titan und 6 Gewichtsprozente Magnesiumoxid. Beide Legierungsbögen hatten die gleiche
Dicke mit etwa 0,125 cm. In Figur 3 zeigen die durchgezogenen
909850/1U0
die Nitriddioke. Der bedeutende Unterschied zwischen
den beiden Legierungen ist leicht zu erkennen. Für die .Legierung nach Beispiel 2 ist keine Nitridlinie eingezeichnet,
weil bei dem 100 Stunden Versuch bis zu einer Temperatur von 1.32O0C kein Nitrid festgestellt werden
konnte.
Obgleich die Legierung naoh Beispiel 1 bei niedrigen Temperaturen eine bessere Widerstandsfähigkeit gegen
Oxidation zeigt als die Legierung naoh Beispiel 2 (dies ist im Rahmen der vorliegenden Erfindung), tritt bei Temperaturen
über etwa 1.09O0C das Entgegengesetzte ein. Weiterhin zeigten metallographische Mikrostudien der
Legierungsstrukturen von Beispielen 1 und 2, daß wegen des Überschusses an Kohlenstoff in Beispiel 1 im Vergleich
mit Zirkon, dass Carbid C**23C6 Destent» welches eine wesentliche
Versprödungswirkung auf die Legierung nach Beispiel 1 zu haben scheint. Diese Ergebnisse werden im einzelnen
in der folgenden Tabelle III erläutert.
Biegefähigkeitsversuche bei Raumtemperatur
Bogenform
Bogenform
Beispiel Biegyngawink«! rekristallisiert
im gewä1«ten entspannt
. Zustand
. Zustand
1 0° 35
2 ganz ge-. ganz ge- ganz gebogen
bogWw°) bögen (110°) (110°)
(a) 95O°C/Stunde
909850/1U0
Die Verformbarkeit der erfindungsgemäßen Legierungen bei niedrigen Temperaturen wurde zuerst durch Biegefähigkeitsversuche von elektropolieren Proben bei Raumtemperatur untersucht. Sie elektropolieren Proben hatten eine Breite von
etwa 0,62 cm und eine Länge von 5 em. Diese Versuche wurden auf einer Instron-Versuchsraaschine durchgeführt, wobei ein
^T Stempelradius und ein 110 V-Block mit einer 1,9 cm großen
Spanne verwendet wurde. Die Durohbiegungrate betrug 0,127 cm/min,
In Tabelle III ist mit ganz gebogen eine Biegung von 110° gemeint. Die Verformbarkeit der Legierung von Beispiel 2
ist besonders gut, weil eine ganze Biegung bei Raumtemperatur bei allen Zuständen erhalten wurde. Es wurde festgestellt,
daß die Temperatur, bei der die Legierung nach Beispiel 2 von einer spröden in eine verformbare Form umgewandelt wird,
zwischen -180C und Raumtemperatur liegt, während die Übergangstemperatur der Legierung von Beispiel 1 bei etwa 66 C liegt.
) Die Mikrostrukturuntersuchungen der Legierungen von Beispiel 1 und Beispiel 2 zeigen, daß eine Nitrierung der Legierungen in einer 100 Stunden langen Behandlung bei Temperaturen von 870 bis 1.20O0C in wirksamer Weise durch die
Gegenwart des fragmentierten, diskontinuierlichen ZrC blockiert wird. Die Gewichtszunahmewerte in Tabelle II zeigen die
Verhinderung der Nitrierung, welche die Verformbarkeit der Legierung beeinflußt. Jedoch hat die Gegenwart des spröde
machenden c^ozC6 iB Falle der Legierung von Beispiel 1 eine
charakteristische Wirkung auf die Verformbarkeit, wie in Tabelle III gezeigt wird. Diese Legierung war durch den
909850/1U0
Einschluß von cr„_Cg so spröde, daß sie ohne irgendeine
Durchbiegung im gewalzten Zustand brach und in den anderen 'Zuständen eine wesentlich geringere Verformbarkeit zeigte.
Obgleich die Legierung von Beispiel 1 bei niedrigeren Temperaturen -einen etwas besseren Widerstand gegen Oxidation
zeigte als die Legierung nach Beispiel 2, ergibt das Vorhandensein von Chromcarbid, daß aus dem Mangel einer weiteren
Kontrolle der Elemente Zirkon und Kohlenstoff entstehen, eine Legierung, die bedeutend schlechtere Kombinationseigenschaften
hat in bezug auf eine Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation und Verformbarkeit.
In Tabelle IV sind Werte zusammengestellt, die bei mechanischen Untersuchungen von erfindungsgemäßen Legierungen
erhalten wurden.
Tabelle IV
Zugfestigkeitswerte
Gewalzter Bogen - Rekristallisierter Zustand (a)
Zugfestigkeitswerte
Gewalzter Bogen - Rekristallisierter Zustand (a)
äußerste o,2# Streck- Dehnung Beispiel Temp.UC Festigk. (ksi) grenze (ksi) #
1 26 59 540 39 820 25 980 15
1090 10
1200 7
2 26 66 5Ί0 42
820 27 980 16
1090 12
1200 8
909850/1UQ
39 | Ik |
13 | k2 |
11 | 46 |
8 | 5h |
5 | 71 |
5 | 90 |
29 | 21 |
19 | 29 |
13 | 32 |
10 | 37 |
9 | 50 |
h | 52 |
(a) Beispiele 1 und 2 wurden eine Stunde lang bei 1.0>i0°C rekristallisiert.
Zugabe von 3$ Molybdän zu der Legierungszusammensetzung
von Beispiel 2 ergab ein Material, das einen ähnlichen Widerstand gegen Oxidation und gute Verformbarkeit besaß, doch
bedeutend bessere Festigkeitseigenschaften, d.h. höhere äußerste Festigkeiten besaß.
909850/1 UO
Claims (2)
1. Chromknetlegierung mit verbesserter Verformbarkeit
und Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation und alt eines Gehalt von 0,05-0,2 Gewichtsprozent· Yttrium, 0,05-0,2 Gewichtsprozente Thorium, bis zu 10 Gewichtsprozent· Molybdän und unwesentlichen Verunreinigungen, daduroh gekennzeichnet, dafi sie in Kombination zwisoh·» 0,05-0,15 Gewichtsprozent· Kohlenstoff und
Zirkon in einer Mlndeatacng· tos 0,1 Gewichtsprozente und »usätzlioh die 7,6-faoh· Gewiohtspreieat-Meag· d·· K«kl«nst»ffs bis
zu einer Htiohstmeag· von 3 §ewiout«present· «nthillt, weiterhin
•in« diskontinuierlich· Phas· von Zirkamoarbid als Carbidprlteipitat «nd kein Chreswarbid enthält.
2. ChremlraeUegierung naoh Anspruoh 1, dadurch gekennzeichnet, da8 si· mindestens 0,5 Gewichtsprozent« Sirk»n enthält.
3» Chroeknetlegierung naoh Anapruoh 1, dadmroh gekennzeichnet, daß sie etwa 0,1-0,2 Gewichtsprozente Yttrium, etwa
0,1 Gewichtsprozente Kohlenstoff, etwa 1-2 Gewichtsprozente
Patentanwalt» Dipl.-lng. MwHn licht, Djpl.-WirtKh.-Ing. Axel Hansmann, DipL-Phys. SeboiKan Herrmann
I MONCHIN», THItESIENSTIASSi 3J · T*Mmti»21tt · TihyoiinAJwimi Uyaffl/Mlmfciii
PATENTANWALT DU. »«,IHHOIP SCHMIDT BAD
Zirkon und bis zu 5 Gewichtsprozente Molybdän enthält.
k. Verfahren zur Herstellung einer Chromknetlegierung
nach Ansprüchen 1 bis 3» dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung, die im wesentlichen aus Chrom und den spezifischen
Legierungskomponenten besteht, gegossen wird und dann bei Temperaturen zwischen 1.09O0C und 1.37O0C in die geschraiedei
Form reduziert wird, um das Zirkoncarbidpra 'pitat als eine
diskontinuierliche Phase zu bilden.
909850/1140
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US49197865A | 1965-10-01 | 1965-10-01 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE1533262A1 true DE1533262A1 (de) | 1969-12-11 |
Family
ID=23954450
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19661533262 Pending DE1533262A1 (de) | 1965-10-01 | 1966-09-30 | Chromknetlegierung |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US3458366A (de) |
DE (1) | DE1533262A1 (de) |
GB (1) | GB1106835A (de) |
NL (1) | NL6613946A (de) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4710425A (en) * | 1985-12-17 | 1987-12-01 | Gte Laboratories Inc. | Abrasion resistant articles and composition utilizing a boron-doped refractory particle |
JP4255877B2 (ja) * | 2004-04-30 | 2009-04-15 | 株式会社アライドマテリアル | 高強度・高再結晶温度の高融点金属系合金材料とその製造方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3011889A (en) * | 1959-09-25 | 1961-12-05 | Gen Electric | Oxidation resistant alloy |
US3174853A (en) * | 1962-03-15 | 1965-03-23 | Gen Electric | Chromium base alloys |
US3227548A (en) * | 1963-02-18 | 1966-01-04 | Gen Electric | Chromium base alloy |
US3347667A (en) * | 1964-05-21 | 1967-10-17 | Gen Electric | Chromium base alloy |
-
1965
- 1965-10-01 US US491978A patent/US3458366A/en not_active Expired - Lifetime
-
1966
- 1966-09-19 GB GB41735/66A patent/GB1106835A/en not_active Expired
- 1966-09-30 DE DE19661533262 patent/DE1533262A1/de active Pending
- 1966-10-03 NL NL6613946A patent/NL6613946A/xx unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
NL6613946A (de) | 1967-04-03 |
US3458366A (en) | 1969-07-29 |
GB1106835A (en) | 1968-03-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2535516C2 (de) | Verwendung eines austenitischen rostfreien Stahls, insbesondere zur Herstellung von Ventilen für Diesel- und Benzinmotoren | |
DE19937184B4 (de) | Magnesiumlegierung für Hochtemperatur-Anwendungen | |
DE4121215C2 (de) | Gußlegierung auf Basis von gamma-Titanaluminid sowie deren Verwendung | |
DE4121228C2 (de) | Gußlegierung auf Basis von gamma-Titanaluminid und deren Verwendung | |
DE2517275B2 (de) | Verfahren zur Herstellung und Weiterverarbeitung eines plastisch verformbaren Gußerzeugnisses auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung und die Verwendung des weiterverarbeiteten Gußerzeugnisses | |
DE2921222C2 (de) | ||
DE2348247A1 (de) | Verfahren zum behandeln einer nickelgrundlegierung | |
DE2348248A1 (de) | Verfahren zum behandeln einer nickelgrundlegierung | |
DE2606632A1 (de) | Kohlenstoffstahl von sehr hohem kohlenstoffgehalt und verfahren zur herstellung desselben | |
DE1966949C3 (de) | Verfahren zur Herstellung von zu hochwarmfesten Gußstücken verarbeitbaren Legierungen auf Nickelbasis | |
DE2821524C2 (de) | Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Körpers aus einer Nickel-Superlegierung | |
DE1533262A1 (de) | Chromknetlegierung | |
DE2742729A1 (de) | Weissmetall-lagerlegierungen auf zinnbasis | |
DE1458388A1 (de) | Tantallegierung mit besonderer Festigkeit | |
CH545850A (en) | Nodular cast iron containing nodular - graphite | |
DE2630833C2 (de) | Verwendung einer Kobaltgußlegierung mit hoher Kriechfestigkeit | |
DE2250165C3 (de) | Nodularisierungszusammensetzung zur Verwendung bei der Herstellung von Gußeisen mit Kugelgraphit | |
DE459132C (de) | Herstellung von Gussstuecken aus Aluminiumlegierungen mit erheblichem Siliciumgehalt | |
DE1258608B (de) | Mechanisch formbare Eisen-Aluminium-Legierung mit relativ hohem Aluminiumgehalt | |
DE1533346B1 (de) | Duktile,hochtemperaturfeste Wolfram-Rhenium-Legierungen | |
DE1246256B (de) | Verfahren zur Verbesserung der Festigkeit und Duktilitaet von Aluminium-Silicium-Gusslegierungen | |
AT254536B (de) | Tantallegierung | |
DE1204831B (de) | Verfahren zur Herstellung von vergueteten Gussteilen aus einer Magnesium-Aluminium-Zink-Legierung | |
DE416487C (de) | Aluminiumlegierung | |
AT242375B (de) | Chromlegierung |