DE2524651A1 - Austenitischer, nichtrostender stahl mit guter oxydationsbestaendigkeit und warmverarbeitbarkeit - Google Patents
Austenitischer, nichtrostender stahl mit guter oxydationsbestaendigkeit und warmverarbeitbarkeitInfo
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- DE2524651A1 DE2524651A1 DE19752524651 DE2524651A DE2524651A1 DE 2524651 A1 DE2524651 A1 DE 2524651A1 DE 19752524651 DE19752524651 DE 19752524651 DE 2524651 A DE2524651 A DE 2524651A DE 2524651 A1 DE2524651 A1 DE 2524651A1
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Description
PATCNTANWA>-TF. A. GRUNECKER
H. KlNKELDEY
DH-INCi
C 1 W· STOCKMAIR
D DR-ING-AeE(SALTEO*
K. SCHUMANN
DR REn UVC. ■ OPl-PHYS
P. H. JAKOB
D(PL-ING.
G. BE2OLD
OR RER NAT ■ DIPL. CHEM
MUNCHEN
E. K. WEIL
DR RER OEC ING
MÜNCHEN 22
LINDAU
P 9198 3. Juni 1975
Crucible Inc.
P.O. Box 88, Parkway West and Route 60,
Pittsburgh, Pennsylvania / U.S.A.
Austenitischer nichtrostender Stahl mit guter Oxydationsbeständigkeit und Warmverarbeitbarkeit
Die Erfindung bezieht sich auf oxydationsbeständige austenitische,
nichtrostende Stähle und insbesondere auf oxydationsbeständige nichtrostende Stähle mit guter Warmverarbeitbarkeit.
Durch die Energiekrise und die Erfordernisse des Umweltschutzes
sind Märkte für nichtrostende Stähle mit guter Beständigkeit gegen Oxydation, Sulfidbildung und Karburierung
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sowie mit guter Festigkeit bei erhöhten Temperaturen in Verbindung mit einer guten Warmverabeitbarkeit geschaffen
worden.
Insbesondere sind austenitische nichtrostende Stähle mit diesen guten Hochtemperatureigenschaften geeignet für die
Kohlenvergasung, die städtische Müllverbrennung sowie für Gasturbinen für Fahrzeuge und Einrichtungen zur Emissionskontrolle,
da bei derartigen. Anlagen oder Einrichtungen Betr: ten.
Betriebstemperaturen von 816 bis 1O95°C oder höher auftre-
Die gegenwärtig erhältlichen austenitischen nichtrostenden
Stähle genügen allen diesen Erfordernissen mit der Ausnahme einer Oxydationsbeständigkeit bei den extrem hohen Temperaturen,
die in derartigen Anlagen oder Einrichtungen auftreten. Demzufolge handelt es sich bei dem gegenwärtig verfügbaren
und für diese Zwecke verwendeten Werkstoffen um legierte Stähle mit hohen Gehalten an die Festigkeit steigernden
Elementen, wie Molybdän und Wolfram, deren Herstellung und Verarbeitung jedoch durch die hohen Gehalte an Legierungselementen erschwert wird. Andererseits sind auch Nickellegierungen
verfügbar, welche wegen ihres Grundmetalls Nickel über die erforderliche Oxydationsbeständigkeit bei hohen
Temperaturen verfügen. Diese Nickellegierungen sind jedoch
anfällig für die Sulfidation und für eine intergranulare Oxydation. ' .
Es besteht somit ein Bedarf an einem austenitischen, nichtrostenden
Stahl, der im Hinblick auf seine Hochtemperaturfestigkeit und Oxydationsbeständigkeit mit Nickellegierungen
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vergleichbar ist, jedoch leichter herstellbar und leichter
verarbeitbar ist, als die für den genaniten Zweck verfügbaren
hochlegierten Stähle.
Ein erflhdungs gemäß er aus teni ti scher, nichtrostender Stahl
besteht im wesentlichen aus bis zu 0,15 % Kohlenstoff, bis zu 0,15 % Stickstoff, bis zu 3 % Mangan, bis zu 0,04 %
Phosphor, bis zu 0,04- % Schwefel, bis zu 2 % Silicium, 24- bis 50 % Nickel, 21 bis 30 % Chrom, bis zu 3,5 % Molybdän,
bis zu 5 % Wolfram, bis zu 5 % Kobalt, bis zu 0,01 % Bor, bis zu 0,1 % Calcium, bis zu 0,1 % Magnesium, einem
Gesamtgehalt an Zirkonium, Titan und Niob von bis zu 0,6 %,
Rest Eisen, wobei außerdem ein Lanthangehalt von 0,01 bis 0,5 % enthalten ist, wodurch die Oxydationsbeständigkeit
des Stahls verbessert ist und die gute Warmverarbeitbarkeit erhalten bleibt.
Zur weiteren Erläuterung der Erfindung dient die Zeichnung.
In dieser zeigen:
Fig. 1 ein Strichdiagramm, welches auf der Grundlage von bei erhöhten Temperaturen durchgeführten Untersuchungszyklen die Oxydationsbeständigkeit der erfindungsgemäßen
Stahle im Vergleich zu herkömmlichen Stählen zeigt,
Fig. 2 ein Strichdiagramm, welches auf der Grundlage von simulierten kontinuierlichen Beanspruchungen bei erhöhter
Temperatur die Oxydationsbeständigkeit der erfindungsgemäßen
Stähle gegenüber herkömmlichen Stählen zeigt,
Fig. 3 ein Strichdiagramm, welches das Verhältnis des Gesamt-
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— L\. -
gehaltes an Cer, Praseodym und Neodym zu dem Gehalt
an Lanthan im Hinblick auf die Warmverarbeitbarkeit
zeigt, und
Fig. 4 ein Strichdiagramm, welches den Einfluß von Nickel
auf die Zähigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen veranschaulicht.
Der erfindungsgemäße Stahl ist ein .austenitischer, nichtrostender
Stahl mit einem Nickelgehalt von 24 bis 50 % und einem Chromgehalt von 21 bis 30 %, wobei ein zusätzlicher
Gehalt an Lanthan von 0,01 bis 0,5 % vorgesehen ist. Wie im folgenden noch in größerer Ausführlichkeit dargelegt, ist
gefunden worden, daß sich durch Zusatz von Lanthan zu einer Legierung mit diesem Gehalt an Nickel und Chrom eine merkliche
Steigerung der Oxydationsbeständigkeit hervorrufen läßt. Diese Verbesserung der Oxydationsbeständigkeit geht bei jeder
Legierung nach der Erfindung weit über dasjenige Maß hinaus, welches infolge des spezifischen Nickelgehaltes erwartet werden
kann. Außerdem ist Lanthan bei Ausschluß anderer Elemente aus der Gruppe der seltenen Erden oberhalb spezifischer maximaler
Grenzgehalte, die im folgenden noch näher erläutert werden, kritisch, um bei einem spezifischen Nickelgehalt
innerhalb des oben genannten Nickelbereiches die Oxydationsbeständigkeit zu erzielen. Außerdem müssen Wolfram, Molybdän
und Kobalt nicht in der Legierung vorliegen, aber liegen diese Elemente vor, so darf der Molybdängehalt nicht größer als
3,5 % und dürfen die Gehalte an Wolfram und Kobalt jeweils nicht größer als 5 % sein. Anderenfalls läßt sich die Legierung
schwer herstellen. Um die Hochtemperaturfestigkeit zu erhöhen, kann Bor in einer Menge von bis zu 0,01 % noch
zusätzlich hinzugefügt werden.
Die Legierung nach der Erfindung besteht im wesentlichen aus
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max. 0,15 % Kohlenstoff, max. 0,15 % Stickstoff, max. 3 %
Mangan, max. 0,04 % Phosphor, max. 0,04- % Schwefel, max. 2 % Silicium, 24 "bis 50 % Nickel, 21 bis 30 % Chrom, bis zu
3,5 % Molybdän, bis zu 5 % Wolfram, bis zu 5 % Kobalt, 0,01 bis 0,5 % Lanthan, bis zu 0,01 % Bor, max.· 0,1 % Calcium,
max. 0,1 % Magnesium, einem Gesamtgehalt an Zirkonium, Titan
und Niob von max. 0,6 %, Rest Eisen. Vorzugsweise kann
der Lanthangehalt der Legierung auf 0,01 bis 0,3? 0,2 oder 0,15 % beschränkt sein. In gleicher Weise kann der Nickelgehalt
auf 45 oder 40 % beschränkt sein. Wird Bor verwendet,
so liegt dessen Anteil vorzugsweise innerhalb eines Bereiches von 0,0005 bis 0,01 %.
Hinsichtlich der vox'stehend bezeichneten Gehalts grenz en ist
festgestellt worden, daß die Warmverarbeitbarkeit der Legierungen
ungünstig beeinflußt wird, wenn der Kohlenstoffgehalt mehr als 0,15 % beträgt. Das gleiche ist der Pail,
wenn der Stickstoffgehalt oberhalb von 0,15 % liegt oder wenn der Siliciumgehalt größer als 2 % ist. Mangangehalte
von mehr als 3 % führen zu einer Verringerung der Oxydationsbeständigkeit der Legierung, welche sonst durch die Kombination
von Lanthan und Nickel hervorgerufen ist. Wie Kohlenstoff,
Stickstoff und Silicium beeinträchtigen Phosphor- und Sctwefelgehalte oberhalb der angegebenen Höchstmengen
die Warmverarbeitbarkeit und außerdem werden auch die Schweißbarkeit
und die Korrosionsbeständigkeit ungünstig durch derartige Gehalte beeinflußt. Nickel und Chrom sind innerhalb
der genannten Gehaltsgrenzen erforderlich, um im Zusammenwirken mit Lanthan die angestrebte Oxydationsbeständigkeit
bei hoher Temperatur zu erzielen. Liegen Molybdän, Wolfram und Kobalt oberhalb der angegebenen Höchstmengen vor, so wird
die Warmverarbeitbarkeit ungünstig beeinflußt. Das Vorliegen
von Zirkonium, Titan und Niob oberhalb der angegebenen Höchst-
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mengen führt zu einer Beeinträchtigung der Warmverarbeitbarkeit und zu einem Anstieg der Anfälligkeit gegen das
Auftreten von Schweißrissen.
Die Zugabe von Lanthan kann auf jegliche herkömmliche Weise erfolgen, wie durch Verwendung der Zuschlagstoffe Lanthansilicid
und Mischmetall, oder durch Verwendung metallischen Lanthans. Es sei unterstrichen, daß dann, wenn zum Zusatz
von Lanthan gewisse herkömmliche Arbeitsweisen angewendet werden, unbeabsichtigterweise zusätzliche Mengen an Seltenerdelementen
in die Legierung eingebracht werden. Dabei werden um so mehr unbeabsichtigte Seltenerdelemente, wie Cer,
Neodym und Praseodym in die Legierung eingeschleppt, Je höher der Lanthangehalt innerhalb der vorstehend bezeichneten Grenzen
ist. Diese unbeabsichtigt eingebrachten Seltenerdelemente wirken sich auf die Eigenschaften der Legierung, wie auf
die Warmverarbeitbarke"1't, nicht ungünstig aus, solange ihr
Gehalt unterhalb von etwa max. 0,25 % und auch unterhalb der
Linie C-D und vorzugsweise unterhalb der Linie A-B in Figur 3 gehalten wird.
Die Wirkung des Lanthans in austenitischen, nichtrostenden Stählen mit einem Hickelgehalt von 25 bis 50 % und einem
Chromgehalt von 21 bis JO % wurde anhand der Kriechfestigkeit
und der Beständigkeit gegen das Auftreten von Sigmaphase bei hohen Temperaturen demonstriert. Dabei ergab sich,
daß die erfindungsgemäße Legierung im allgemeinen eine gute Hochtemperaturfestigkeit besitzt, zu welcher noch die kritische
Eigenschaft kommt, welche der Legierung durch die Kombination von Lanthan und Nickel erteilt worden ist, nämlich
die hohe Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Zusätzliche Versuche wurden durchgeführt, um zu zeigen, daß die
erfindungsgemäßen Legierungen über eine gute Warmverarbeitbarkeit verfügen und leicht herzustellen sind.
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Pur Versuchszwecke zur Erläuterung der Erfindung wurden
1500 g schwere Chargen im Valcuum-Lichtbogenofen mit Hilfe
von sich nicht verbrauchenden Elektroden und 22,65 kg
schwere Chargen im Luftinduktions- und Vakuuminduktionsofen
erschmolzen, wobei die letzteren für Versuche hinsichtüch
Oxydation, Kriechbruch und Sigmaphasenversprödung bestimmt waren. Die 1500 g schweren Chargen wurden zu für die Oxydationsprüfung
geeignetem Bandmaterial mit einer Dicke von 3,04-8 mm verarbeitet, wobei nach einer Oberflächenbearbeitung
und Konditionierung eine einstündige Erhitzung bei 1177°C
vorgenommen wurde, das Material zu Warmband mit 6,35 mm Dicke und 76?2 mm Breite ausgewalzt wurde, worauf ein Kaltwalzen
auf 3,048 mm erfolgte und dann an Luft 10 Minuten
lang bei 1093 C geglüht wurde, worauf sich ein Abschrecken zwischen wassergekühlten Kupferplatten anschloß. Die 22,65 kg
schweren Gußblöcke wurden zu 3,048 mm dickem Bandmaterial verarbeitet,
wozu ein zweistündiges Erhitzen auf 1204· C, ein Auswalzen zu Blech-Stabmaterial mit 28,575 mm Dicke und
88,9 mm Breite, eine Konditionierung, ein einstündiges Erhitzen auf 1177 C und ein Auswalzen zu Warmband mit 6,35
Dicke und 88,9 mm Breite erfolgte. Sodann wurde das Material
15 Minuten lang bei 1107°C an Luft geglüht, woran sich ein
Abschrecken mit Wasser anschloß, wonach das Material auf eine Dicke von 3,048 mm in der Kälte ausgewalzt wurde. Dann erfolgte
eine 10-minütige Schlußglühung bei etwa 1093 bis 114-9°C und ein Abschrecken zwischen wassergekühlten Kupferplatten. Die Zusammensetzungen der derart hergestellten Versuchsmaterialien
sind in der folgenden Tafel 1 zusammengestellt.
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Tafel
Werkstoffart Charge | 25 | 161097 | ■Versuchswerk stoffe: |
25 | Base AA | C | Chemische | Si | Zusammensetzungen | Ni | N | Mo | W | Co | Andere | - | |
Handelsüb liche Ma teralien: |
132017 | 25 | Base IK45 | Mn | Cr | - | |||||||||||
Crutemp | 161040 | Crutemp | 25 | Base B | 0,042 | 0,59 | 24,38 | _ | 0,32 | — | _ | _ | - | ||||
RA-330 | 800 | ΗΞΟ9Ο7Α | Crutemp | 25 | Base C | 0,032 | 1,48 | 1,22 | 24,71 | 34,60 | 0,028 | 0,12 | ■ - | - | - | - S | |
RA-333 | NZ1442M | Crutemp | 25 | Base E | 0,032 | 1,71 | 1,13 | 19,20 | 44,19 | 0,022 | 2,66 | 2,75 | 2,70 | - | |||
Incoloy | Crutemp | 25 | Base F | 0,053 | 1,11 | 0,30 | 25,11 | 31,43 | - | - | ■ - | - | TiO,45;AlO,38 | ||||
cr> | Incone1 | Crutemp | 25 | Base SC1 | 0,037 | 0,89 | 0,10 | 21,18 | 59,86 | — | — | — | — | TiO, 30; AU, 39; Fe 15,74 |
|||
O CO co |
Crutemp | 25 | Base SC2 | 0,22 | 22,33 | ||||||||||||
O co |
Crutemp | • | |||||||||||||||
O | Crutemp | 0,048 | 0,60 | 24,55 | 0,034 | - | - | - | |||||||||
cn | 0,058 | 1,56 | 0,54 | 24,90 | 24,89 | 0,060 | - | - | - | ||||||||
ca | 0,055 | 1,83 | 0,51 | 24,38 | 29,51 | 0,031 | - | - | - | ||||||||
0,047 | 1,39 | 0,42 | 23,68 | 38,91 | 0,025 | - | - | - | |||||||||
0,050 | 1,13 | 0,52 | 23,96 | 27,90 | 0,031 | - | - | - | |||||||||
0,056 | 1,36 | 0,44 | 28,31 | 27,90 | 0,030 | - | - | - | |||||||||
0,043 | 1,23 | 0,58 | 32,36 | 33,70 | 0,034 | - | - | - | |||||||||
0,038 | 1,29 | 0,49 | 24,80 | 34,01 | 0,031 | — | — | — | |||||||||
1,08 | 31,07 | ||||||||||||||||
Versuchswerkstoffe:
Charge
Si
Cr
Ni
Mo W
Co
Andere
CO
OO
O
CO
OO
O
CO
Crutemp 25 Base Crutemp 25 Base MM
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
Crutemp
25 Base 25 Base 25 Base 25 Base 25 Base
25 Base 25 Base
25Cr-35Wi Base 25Cr-35Ni Base
25Cr-35Ni Base 25Cr-35Ni Base
NN BB 1K46 DD 1K47
1K48 3965
3976
3957 3956 3958
25Cr-35Ni Base 3961
0,061 1,66 0,82 24,92 24,95 0,031 -
0,063 1,65 0,48 24,77 24,56 0,033 -
0,063 1,65 0,48 24,46 24,44 0,032 -
0,065 1,37 0,48 23,92 25,20 0,032 - 1,89 -
0,060 1,68 0,51 24,72 24,61 0,067 - 1,84
0,042 1,57 0,34 24,71 25,20 0,020 1,68 -
0,051 1,61 0,46 24,75 24,69 0,058 0,91 0,98 0,97
0,049 1,64 0,50 24,75 24,58 0,055 0,93 0,97 -
0,061 1,52 0,37 25,14 26,12 0,038 0,87 0,96 1,03
0,055 1,83 0,41 24,77 33,84 0,039 -
0,074 1,64 0,35 24,41 34,46 0,039 -
0,071 1,57 0,37 24,51 34,50 0,040 -
0,055 1,65 0,36 24,41 34,58 0,038 -
0,068 1,57 0,43 24,74 34,55 0,038 0,84 -
La 0,08 La 0,18
La 0,48
La 0,20
La 0,05 La 0,17 Ce 0,10
Ce 0,07,
La 0,04% (Mischmetal!.)
La 0,21
Fortsetzung von !Tafel Λ.
Werkstoffart:
Versuch.swerk'-stoffe:
?-35Ni Base Base Base 25Cr-35Ni Base 25Cr-35Ni Base
25Cr-35Ni Base
25Cr~44Ni Base 25Cr-44Ni Base
25Cr-44ITi Base
RA-333
RA-333
RA-333 Si-arm
RA-333
RA-333 Si-arm
Charge
3962 3963 3987 3988 3989 3990
4964 3984 3985
1K53
3986A
3986
Si Cr Ni
Oo
0,068 0,070 0,069 0,061 0,066 0,082
0,065 0,063 0,071
0,050
0,070
0,063
1,57
1,60
2,02
1,97
1,97
2,06
1,60
2,02
1,97
1,97
2,06
1,62
2,03
2,03
1,99
1,69
1,64
1,97
0,44 0,42 0,56 0,.56 0,54 0,50
0,47 0,60 0,59
1,12 1,13 0,59
24,71 24,73 24,07
24,37 24,47 24,47
24,32 24,01 25,06
34,82
34,53 35,22 34,98 34,98
34,98
43,48 44,86 44,20
25,64 46,34 24,11 44,48 25,06 44,20
0,035 0,038 0,046 0,045 0,044 0,044
0,037 0,043
0,044
0,060 0,046 0,044
0,82
0,81
1,02
1,02
0,34-
2,68
2,46
2,57
2,46
2,57
0,93 0,93 0,96
0,94 1,02
1,08 1,12
1,89 0,05
2,65 2,57
2,42 3,00
2,55 2,94
Andere
La 0,22 La 0,15 ohne La La 0,10 La 0,28 ^
La 0,47 ^J
La 0,22 '
La 0,05{B 0,004
La 0,04;B 0,005
B 0,004 B 0,007
Die Hochtemperatur-Oxydationsbeständigkeit der Stähle und der besondere Einfluß des Lanthans auf dieselbe wurde mit
Hilfe von zyklischen und kontinuierlichen Hochtemperatur-Untersuchungen
ermittelt. Die Ergebnisse der zyklischen Untersuchungen sind in den Tafeln 2 und 3 zusammengestellt
und graphisch in Figur 1 veranschaulicht. Die zyklischen Untersuchungen umfaßten eine 15-minütige Aufheizperiode,
an welche sich eine 15-minütige Abkühlungsperiode anschloß; dabei wurde dieser Zyklus wiederholt, um zu Einwirkdauern
von bis zu 508 Stunden zu gelangen, was 2032 Zyklen entsprach.
Die Proben wurden während der Untersuchung bei allen 200 bis 400 Zyklen gewogen und der durch die Oxydation verursachte
Nettogewichtsverlust wurde an jeder Probe ermittelt. Die Versuchstemperatüren betrugen 927 und 10160C.
609808/0S73
609808/0673
Tafel
Ergebnisse der "bei 927 und 1016 C in einer Vielzahl von Zyklen durchgeführten
Oxydationsprüfungen
Charge Nr. | Zusammensetzungs- | ITi | Andere | 400 | Zyklen 800 Zyklen | 1200 Zyklen | 1600 Zyklen | -180 | +7 | -281 | 2000 Zyklen | * | -37 | handlung | bei 1O16°C ν | OJ | -825 | -1090 | |
Werkstoff | Seltene Variante | 100 | Std. 200 Std. | 300 Std. | 400 Std. | 0 | +6 | 500 Std. | +9 fe, | -285 | -240 | -530 | -990 | -1260 | |||||
Erden Cr | Gew, | .-Veränderung (mg/6,45 cm ) nach zyklischer | +10 | Be- | 0 | Gew.-Veränderung (mg/6,45 cm ) na,C5h zyklischer Be- | -359 | -675 | -245 | "558 -J* | |||||||||
24,4 | _ | handlung bei 9270C (a) | -68 | -150 |
\ji
NJ |
||||||||||||||
161097 | 44,2 | 2,7W; | -27 | -85 | -7 | +8 | -375 | -31 | |||||||||||
Crutemp 25 | 161040 | 24,7 | 2,8Mo; | -1 | -2 | -75 | -1 | -8 | +.15 | —• O) | |||||||||
RA-333 | 25,1 | 2,7Co | +10 | -3 | +14 | +17 | CJI | ||||||||||||
59,9 | 0,3Ti; | ||||||||||||||||||
ΠΧ1442 | 1,4Al | +3 | +6 | -13 | +9 | -6 | -34 -* | ||||||||||||
Inoonel601 | 22,3 | 25,0 | _ | -200 | +9 | +8 | +7 | ||||||||||||
ET | +5 | +9 | |||||||||||||||||
Versuchs | 0,08La 24,9 | 25,2 | 1,9W | ||||||||||||||||
werkstoff | BB | 25,2 | 1,7Mo | +5 | -2 | +8 | |||||||||||||
l! | DD | 23,9 | +3 | -1 | |||||||||||||||
11 | 24,7 | ||||||||||||||||||
24,4 | - | ||||||||||||||||||
161097 | 24,6 | - | |||||||||||||||||
Crutemp 25 | AA | 24,7 | 44,2 | 2,7W; | |||||||||||||||
Crutemp 25 | 161040 | 24,9 | 2,8Mo; | ||||||||||||||||
RA-333 | 25,1 | 2,7Co | |||||||||||||||||
59,9 | 0,3Ti; | ||||||||||||||||||
KX1442 ■ | 1,4Al | ||||||||||||||||||
Inconel 601 | 22,3 | ||||||||||||||||||
25,0 | |||||||||||||||||||
Versuchs | |||||||||||||||||||
werkstoff | 0,08La 24,9 | ||||||||||||||||||
(a) Die Proben wurden 15 Minuten "bei 9270C und 15 Minuten an Luft abgekühlt. Dieser Vorgang
wurde zwecks Erzielung einer Gesamtbehandlungsdauer von 508 Stunden wiederholt (2032 Zyklen)
<t> (b) Die Proben wurden 15 Minuten bei 10160G erhitzt und 15 Minuten an Luft abgekühlt, was 2012
co mal wiederholt wurde, um eine Gesamtbehandlungsdauer von 503 Stunden zu erzielen.
Ergebnisse der "bei 927 und- 1016 C in einer Vielzahl von Zyklen durchgeführten
Oxydationsprüfungen
400Zyklen 800Zyklen 1200Zyklen 1600Zyklen 2000Zyklen
lOOStd. aOOStd. 300Std. 40QStd. 500Std.
\verkstoff- art |
Charge Nr. | Seite Erden |
Zusammense __ Variante |
ITi | tzungs- Andere |
- | |
Versuchs werkstoff |
HH | 0,18 | Cr | 24,6 | - | ||
Il | MT | 0,48 | La24,8 | 24,4 | ,9W | ||
σ> | H | BB | - | La24,5 | 25,2 | 1 | ,7Mo |
O | !· | DD | - | 23,9 | 25,2 | 1 | ,0V; ,9Mo; ,0Co |
Smaß OO |
It | 3965 | 0,20 | 24,7 | 26,1 | 1 0 1 |
|
08/01 | Versuchs werkstoff |
B (d) | La25,1 | 29,5 | - | ||
W | C (d) | - | 23,7 | 38,9 | - | ||
ti | E (d) | - | 24,0 | 27,9 | - | ||
Il | ι Cd) | - | 28,3 | 27,9 | - | ||
Il | SC1 | - | 32,4 | 33,7 | |||
Versuchs- werkstoff |
SC2 | 24,8 | 34,0 | - | |||
Il | 3957 | 0,17 | 31,1 | 33,8 | - | ||
ti | 3956 | 0,10 | La24,8 | 3^,5 | |||
Ce24,5 |
Gew.-Veränderung (mg/6,45 cm ) nach zyklischer Behandlung "bei 1016QC Cb)
+9
+8 -110
-131 +10
-319 -365 -285 -191 -480
-303
+13
+12
+11
(c)
+10 | (c) |
-280 | -464 |
-330 | -504 |
_4 | (c) |
-650 | -955 |
-650 | -895 |
-565 | -850 |
-424 | -653 |
-785 | -871 |
-515 | -700 |
-6 | (c) |
-57 | (c) |
(c)
(c) -636 -687 (c)
-1217 -1099 -1084
-839 -958
-832 (c) (c)
(b) Die Proben wurden 15 Minuten "bei 10160C erhitzt und 15 Minuten an Luft abgekühlt, was 2012
mal wiederholt wurde, um eine Gesamtbehandlungsdauer von 503 Stunden zu erzielen.
^ (c) Mechanische Störungen der Versuchsapparatur verzögerten den Abschluß dieser Versuche.
ο (d) Die Ergebnisse wurden dem Bericht 391-10 des Crucible Materials Research Center Reports
^ entnommen.
Ui NJ
Ergebnisse der "bei 927 und 10160C in einer Vielzahl von Zyklen
durchgeführten Oxydationsprüfungen
Werkstoff - art |
Charge Hr. | Seltene Erden |
MM | Zusammensetzungs | Hi | Andere | 400Zyklen 800Zyklen 1200Zyklen i600Zyklen 2000Zyklen lOOStd. 200Std. 300Std. 400Std. 500Std. |
+12 | (mg/6,45 cm2) •bei 10160C (b) |
nach zyklischer Be- | (c) | |
La | variante | Gew*-Veränderung handlung |
+11 | -39 | (c) | (c) | ||||||
Versuchs werkstoff |
3958 | 0,11 | La | Cr | 34,6 | +9 | +12 | +13 | Cc)" | (c) | ||
I· | 3961 | 0,21 | La La |
34,6 | 0,8Mo | +8 | +12 +10 |
+9 | (c) | (c) Cc)* |
||
Il | 3962 | 0,22 | ^24,4 | 34,8 | 0,9W | +8 | +10 +11 |
(c) (c) |
||||
Ul CD |
ti M |
3963 3964 |
0,15 0,22 |
24,7 | 34,5 43,5 |
0,9W; 0,8Mo; 1,0Co 0,9W; 0,8Mo; 1,0 Co |
+8 +9 |
|||||
OO O |
24,7 | |||||||||||
CO O Cf> «4 er |
24,7 24,3 |
|||||||||||
(b) Die Proben wurden 15 Minuten auf 10160C und 15 Minuten an Luft abgekühlt, was 2012 mal wiederholt
wurde, um eine Gesamtbehandlungsdauer .von 503 Stunden zu erzielen.
(c) Mechanische Störungen der Versuchsapparatur verzögerten den Abschluß dieser Versuche.
(e) Das zugesetzte Mischmetall bestand aus 0,04 % La und 0,07 % Ce.
Tafel 3
Bestimmung der Probendicke an Oxydierungsproben, die bei 927°C und 10160C vielfachen
Behandlungszyklen unterworfen worden waren
Werkstoff Charge
Zusammensetzungs- Veränderung
Variante der Probendicke (mm)
durch Oxyda tion und Ab platzen
durch Oxyda tion und Ab platzen
Tiefe des in- Durch Oxydation Oxydationsforttergranulahervorgerufene.
schritt (Erzielte ren Angriffs Gesamtdicke (b) Dicke in 25,4,u
- (a) (mm) (™0 Per 3^110
Crutemp | 25 | 161097 | Base | -0,076 | 0,127 | 508 Stunden bei 9270C | 138 | • | |
,jo Crutemp | .Crutemp | 161040 | - | +0,076 | 0,229 | 0,203 | 104 | ||
RA-333 | 601 | NX1442 | -<0,025 | 0,127 | 0,152 | 86 | |||
00 Inconel | Inconel | IT | 0,08 La | +0,051 | 0,076 | 0,127 ' | 17 | TSJ cn |
|
co La Mod. | La Mod. | BB | 1,9W | +0,076 | 0,127 | 0,025 "' | 35 |
isj
JC- |
|
3 w Nod· | W Hod. | DD | 1,7Mo | -0,025 | 0,127 | 0,051 | 104 | (J) | |
2 Mo Mod. | Mo Mod. | 0,152 | cn | ||||||
Ca» | 25 | 161097 | Base | -0,481 | 0,076 | 503 Stunden bei 10160C | 385 | ||
25 | AA | Base | -0,508 | 0,102 | 0,559 | 428 | |||
161040 | - | -0,025 | 0,356 | 0,609 | 261 | ||||
601 | NX1442 | - | -0,025 | 0,432 | 0,381 | 296 | |||
m | 0,08 La | -<0,025 | 0,076 | 0,432 | 52 | ||||
BB | 1,9 W | -0,279 | 0,102 | 0,076 | 261 | ||||
DD | 1,7 Mo | -0,356 | 0,127 | 0,381 | 331 | ||||
0,483 | |||||||||
(a) Die Tiefe des intergranularen Angriffs ist die Gesamtdicke der anhaftenden Oxide, wobei die
intergranuläre Oxydation und gelegentlich die innere Oxydation von "beiden beaufschlagten
Cft Oberflächen gemessen ist.
o (b) Die durch oxydierenden Angriff bewirkte Gesamtdicke ist die Summe aus dem durch Oxidabplatzen
hervorgerufenen Metalldickenverluste und der Tiefe des intergranularen Angriffs.
Aus den in Tafel 2 zusammengestellten Daten läßt sich erkennen,
daß durch Lanthan im Bereich von 0,01 bis 0,5 % die Oxidationsbeständigkeit deutlich erhöht wird, was insbesondere
bei den Bedingungen der Hochtemperaturprüfungen bei 1016°C zu beobachten ist. Unter diesem Aspekt sollten
insbesondere die Chargen mit den Nummern ET, 3957 5 3956 und
3958 in Tafel 2 vergleichend betrachtet werden. In der Charge 3957 liegen in einer Legierung mit 24 % Chrom und 33 % Nickel
0,17 % Lanthan vor. In der Charge 3956 wurde ein vergleichbarer Zusatz an Cer bei einer im wesentlichen gleichen Chrom-Nickellegierung
verwendet, und in der Charge 3958 ein analoges Mischmetall, welches im wesentlichen aus Cer und Neodym mit
einem geringen Gehalt an Lanthan besteht. Dieses Mischmetall war gleichfalls in einer Legierung mit vergleichbaren Chrom-
und Nickelgehalten enthalten. Insbesondere bei 1200 Zyklen und 300 Stunden ist die Gewichtsveiäiderung bei der allein
Lanthan enthaltenden Charge 3957 deutlich besser als bei den anderen beiden Legierungen. Außerdem enthält die Charge ΙΈ
0,08 % Lanthan in einer Legierung mit 24 % Chrom und 25 %
Nickel. An dieser Probe ist zu erkennen, daß selbst ein bedeutend niedrigerer Nickelgehalt wenn Lanthan allein vorliegt
zu einer besseren Oxydationsbeständigkeit führt als bei den spezifischen Legierungen mit gleichen oder größeren Gehalten
an Cer und der im Mischmetall vorliegenden Kombination von Seltenerdelementen in Verbindung mit beträchtlich höheren
Niekelgehalten. An den molybdän- und wolframhaltigen Chargen,
wie der Charge 3963 ist zu erkennen, daß die Oxydationsbeständigkeit nicht beeinträchtigt wird, sofern diese Elemente
mengenmäßig unterhalb der genannten oberen Grenze gehalten werden.
Zur weiteren Auswertung der Ergebnisse der zyklischen Untersuchungen
wurden die dem Oxydationstest unterzogenen Probenabschnitte nach einer Versuchsdauer von wenigstens 500 Stunden
609808/0673
metallographisch untersucht, wobei außerdem Messungen der
Probendicke vorgenommen wurden, um die Menge des Metallverlustes infolge der Oxydation und des Abplatzens der Oxyde
und die Tiefe der intergranularen Oxydation zu bestimmen. Die in der Tafel 3 zusammengestellten Ergebnisse dieser Untersuchungen
belegen erneut die Wirksamkeit des Lanthans im Hinblick auf die Oxydationsbestandigkeit und belegen außerdem
die Tatsache, daß Molybdän- und/oder Wolframgehalte keinesfalls
die durch die Anwendung von Lanthan hervorgerufene Oxydationsbestandigkeit merkbar beeinflussen, sofern." die
genannten Elemente mengenmäßig unterhalb der angegebenen Höchstgrenzen gehalten werden. So verliert beispielsweise
bei 10160C die in Tafel 3 als CRTJTEMP 25 bezeichnete herkömmliche
Legierung 0,4-826 bis 0,508 mm an Dicke infolge der Oxydation und des Abplatzens oder Abblätterns. Im Vergleich
dazu zeigt die durch einen Lanthangehalt von 0,08 % modifizierte CRUTEMP 25-Probe keinen auf Oxydabplatzen beruhenden
Metallverlust, so daß sich diese Legierung unter diesem Gesichtspunkt ähnlich wie die Probe aus INCOWEL 601 verhält.
Außerdem zeigte die lanthanhaltige Probe nach der zyklischen
Behandlung keine Anzeichen einer intergranularen Oxydation. Demgegenüber zeigten die Proben aus INCONEL 601 und RA 335
eine sehr ungleichförmige und ausgeprägte intergranulare
Oxydpenetration, welche unterhalb der der oxydierenden Atmosphäre ausgesetzten Oberflächen bis zu Tiefen von 0,4-318 bzw.
0,3556 mm erkennbar war. Unter Bezug auf Figur 1 wird daraus deutlich sichbar, daß ein Lanthanzusatz von 0,08 % zu einer
als CRUTEMP 25 bezeichneten Legierung mit 25 % Chrom und 25 %
Nickel die zyklische Oxydationsbestandigkeit auf ein Maß verstärkt,
welches von dem der Werkstoffe INCONEL 601 und RA weit entfernt ist.
Die Ergebnisse der zur Bestimmung der Oxydationsbestandigkeit
609808/0673
"bei kontinuierlichen Hochtemperaturbehandlungen durchgeführten
Versuche sind in der folgenden Tafel 4- zusammengestellt.
609808/0673
Tafel
Oxydationsbeständigkeit von Crutemp 25-Modifikationen "bei eine kontinuierliche Hochtemperatur-
Beanspruchung simulierenden Versuchen
CD
O
CO
OO
O
OO
O
CO
OO
O
OO
Charge Nr.Seltene Ni Erden
Andere
0,08La 0,18La
0,48La
0,05La 0,17La 0,10Ce
0,11MM* 0,21La 0,22La 0,20La
0,15La 0,22La
25,0 Crutemp 25 Base
45,0 EA-333
60,0 Inconel
25,0
25,0
25,0
25,0 1,7
35,0
35,0
35,0
35,0 35,0 35,0 25,0
35,0 44,0
0,8 Mo 0,9 W
1,0 Mo;1,0W; 1,0 Co 1,0Mo;1,0W;
1,0 Co 1,0Mo;1,0W; 1,0 Co
Gew | .-Zunahme (mg/6 | bei | den | ,45 cur | ) nach den | 100 | aufgeführten Behandlungs- | 300 | 1204° | C | * |
dauern | 1149 | 0C | angegebenen | Std. | Temperaturen (a) | Std. | 400 | 500 | |||
300 | 400 | 46 | 153 | Std. | Std. | ||||||
100 | 200 | Std. | Std | 500 | 48 | 200 | 116 | 389 | — | ||
Std | . Std. | 58 | 78 | . Std. | 43 | Std. | 79 | 143 | 212 | ||
34 | 46 | 66 | 76 | 104 | 33 | 103 | 140 | 99 | _ | PO | |
37 | 53 | "46 | 54 | 98 | 22 | 94 | 128 | 362 | _ | cn | |
31 | 39 | 37 | 48 | 61 | 21 | 64 | 35 | 173 | 222 | ||
23 | 29 | 33 | 36 | — | 46 | 74 | 114 | 45 | 58 | ||
22 | 29 | 29 | 32 | 42 | 37 | 59 | 81 | 171 | |||
19 | 26 | 68 | 76 | 34 | 23 | 27 | 42 | 92 | 109 | ||
33 | 48 | 54 | 56 | 35 | 80 | 93 | 53 | 71 | |||
32 | 42 | 31 | 34 | 61 | 30 | 65 | 67 | 130 | 252 | ||
19 | 26 | 42 | 51 | 37 | 26 | 31 | 42 | 106 | 200 | ||
22 | 36 | 45 | 56 | 62 | 26 | 62 | 44 | 49 | 69 | ||
24 | 38 | 31 | 36 | 68 | 24 | 47 | 34 | 52 | 72 | ||
19 | 26 | 37 | 41 | 41 | 17 | 34 | 49 | 40 | 66 | ||
24 | 33 | 32 | 36 | 46 | 33 | 54 | 83 | ||||
17 | 28 | 24 | 28 | 41 | 23 | 30 | 42 | ||||
13 | 21 | 33 | 34 | 49 | 70 | ||||||
39 | 44 | ||||||||||
29 | 34 | 48 | 34 | ||||||||
151097
161040
NX1442
NX1442
HM
NN
DD
3976
3957
3956
3958
3961
3962
3965
3961
3962
3965
3963
3964
3964
'*x>ii'schiaeta'il'"mit~O"",~Ö4~% La + 0",07 % Ce
(a) Bei diesen Versuchen wurden die Proben in Porzellangefäßen 20 Stunden erhitzt und an Luft
abgekühlt.
Dieses wurde bis zu einer Gesamtbehandlungsdauer von bis zu 510 Stunden wiederholt»
Die simulierten Bedingungen einer kontinuierlichen Hochtemperaturbeanspruchung
unifaßten das Einsetzen von Probekörpern in einen Ofen und ein 20-stündiges Erhitzen in
ruhender Luft, woran sich ein Abkühlen an Luft anschloß. Die zuvor gewogenen Glühbehälter und die dem Versuch unterworfenen
Probekörper wurden gewogen und da alle gebildeten Oxyde im Glühgefäß aufgefangen wurden, mirde eine Zunahme
des Nettogewichtes ermittelt. Der 20 Stunden dauernde Versuch wurde wiederholt, um Versuchsdauern oder Behandlungszeiträume von bis zu 510 Stunden zu erzielen. Nach der Beendigung
der Teste wurden die Oxydationsproben metallographisch miteinander verglichen, um .das Ausmaß des Metallverlustes infolge
des Abplatzens und um die Tiefe der intergranularen Oxydation zu bestimmen. Die Versuche wurden mit Hilfe von
20-stündigen Erhitzungsperioden bei 1149 und 12O4°C durchgeführt, wodurch Behandlungszeiträume von bis zu 510 Stunden
erzielt wurden. Die in Tafel 4 zusammengestellten Ergebnisse zeigen, daß Zusätze an Lanthan von 0,05 "bis 0,48 % die Zunderbeständigkeit
von Stählen mit 25 % Chrom und 25 % Nickel merklich steigern. Bei nichtrostenden Stählen mit 25 % Chrom und
25 % Nickel waren diese Lanthanzusätze im Hinblick auf die Oxydationsbeständigkeit weit wirkungsvoller als merkliche
Erhöhungen des Chrom- oder Nickelgehaltes. Unter diesem Aspekt erwies sich die 0,08 % Lanthan enthaltende Probe als
besser als Proben des Materials EA 333 und des Materials
INCONEL 601. Der Einfluß des Nickels auf die Oxydationsbeständigkeit
wird durch diese Versuchsergebnisse veranschaulicht, bei welchen etwa 0,2 % Lanthan benötigt wurde, um
dem rostfreien Stahl mit 25 % Chrom und 25 % Nickel eine Oxydationsbeständigkeit zu erteilen, die mit derjenigen des
Werkstoffs INCONEL 601 vergleichbar ist. Vergleichbare Oxydationsbeständigkeiten
wurden jedoch bei einem nichtrostenden
609808/0673
Stahl mit 25 % Chrom und 35 % Nickel erreicht, der lediglich 0,05 °/° Lanthan enthielt. Weitere Zusätze an Wolfram
oder Molybdän, einzeln oder in Verbindung mit Kobalt, zeigten keinen beträchtlichen Einfluß auf die Oxydationsbeständigkeit
der durch Lanthanzusätze modifizierten rostfreien Stähle bei 1149 und 12040C. Die in Tafel 4 zusammengestellten Ergebnisse
sind graphisch in Figur 2 veranschaulicht.
Das Vorliegen von Lanthan ist - im Gegensatz zu anderen Seltenerdelementen,
wie Cer, Neodym und Praseodym - nicht nur von ausschlaggebender Bedeutung zur Steigerung der Oxydationsbeständigkeit, sondern ist - innerhalb der erfindungsgemäß
gezogenen ,Grenzen - auch von ausschlaggebender Bedeutung gegenüber
den anderen Seltenerdelementen im Hinblick auf das Erzielen einer guten Warmverarbeitbarkeit. Um dieses noch besser
zu verdeutlichen sei erwähnt, daß gefunden wurde, daß Seltenerdelemente, wie Cer, Neodym und Praseodym, die Warmverarbeitbarkeit
ungünstig beeinflussen, sofern diese anderen Seltenerdelemente nicht unterhalb der Linie C-D und vorzugsweise
unterhalb der Linie A-B in Figur 3 und unterhalb etwa max. 0,25 % gehalten werden. Die im Einblick auf die Warmverarbeitbarkeit
zulässigen Gesamtgehalte an Cer, Neodym und Praseodym verringern sich drastisch mit zunehmenden Lanthangehalten, wie
sich in Übereinstimmung mit den durch Figur 3 definierten Grenzen ergibt. Der ungünstige Einfluß dieser zusätzlichen Seltenerdelemente
auf lanthanhaltige Legierungen wurde gezeigt und die zulässigen und bevorzugten Grenzen wurden mit Hilfe einer
Anzahl von lanthanhaltigen Laborchargen definiert, welche unterschiedliche Mengen der zusätzlichen Seltenerdelemente
Cer, Neodym und Praseodym enthielten.
609808/0673
Tafel 5
Charge | Zusammensetzungen der | La | Ce | Yersuchslegierungen | Pr | Ce + Nd + Pr | Warmverarbeitbarkeit | * | CJl ro |
|
ΡΑ-1 | Art des La- Zusatzes |
0,10 | _ | Nd | _ | 0,01 | gut | σ> an |
||
5964 | La-Metall | 0,22 | - | 0,01 | 0,01 | 0,03 | gut | |||
PA-3 | La-Metall | 0,25 | - | 0,02 | 0,01 | 0,04 | gut | |||
3989 | La-Metall | 0,28 | - | 0,03 | 0,01 | 0,04 | gut | |||
cn ο |
PA-4 | La-Metall | 0,50 | - | 0,05 | 0,02 | 0,07 | schlecht | ||
cö co |
PA-5 | La-Metall | 0,10 | 0,04 | 0,05 | 0,01 | 0,09 | gut | ||
O co |
PA-? | La-Silicid | 0,25 | 0,09 | 0,04 | 0,04 | 0,23 | schlecht | ||
"*"«»■ | PA-8 PA-9 |
LA-Silicid | 0,50 0,10 |
0,18 0,20 |
0,10 | 0,07 0,02 |
0,45 0,29 |
schlecht annehmbar |
||
1673 | PA-10 | LA-Silicid Mischmetall |
0,10 | - | 0,20 0,07 |
0,04 | 0,14 | annehmbar | ||
PA-11 | Ce-freies Mischmetall |
0,15 | - | 0,10 | 0,05 | 0,21 | annehmbar | |||
PA-12 | Ce-freies Mischmetall |
0,10 | 0,15 | 0,16 | 0,02 | 0,21 | annehmbar | |||
Seltenerd- Silicide |
0,04 | |||||||||
Bei diesem Versuch wurden 22,65 kg schwere im Vakuum-Induktionsofen
erschmolzene Chargen eines austenitischen, nichtrostenden Stahls mit 25 % Chrom und 35 % Nickel erzeugt,
welche die in Tafel 5 zusammengestellten Gehalte an Seltenerdelementen enthielten. Diese Chargen wurden unter
Anwendung einer Durchwärm- und Warmwalztemperatur von 1177 C
zu Knüppeln ausgewalzt, wobei die genannte Temperatur der entsprechenden in der Industrie verwandten Temperatur entspricht.
Die zum Erschmelzen dieser Chargen verwendeten Einsatzmaterialien wurden dahingehend ausgewählt, daß eine Vielzahl
von in Präge kommenden Quellen für die Lanthangehalte berücksichtigt
wurde. Zu diesen als Lanthanlieferanten in
Frage kommenden Stoffen zählen metallisches Lanthan, Lanthansilicid, Mischmetall, ceriumfreies Mischmetall und die Silicide
der seltenen Erden. Die Lanthanzusätze oder -gehalte wurden so eingestellt, daß Lanthangehalte von bis zu 0,5 % erzielt
wurden. Da jedoch alle Lanthanlieferanten andere Seltenerdelemente
in unterschiedlichen Gehalten enthielten, waren in allen Chargen unterschiedliche Gehalte an Cerium, Neodym
und Praseodym enthalten, deren Menge vom beabsichtigten Lanthangehalt und der Reinheit der für die Lanthanzusätze
verwendeten Ausgangsmaterialien abhängt. An diesen Chargen vorgenommene Warmwalz- Untersuchungen zeigten, daß die Warmverarbeitbarkeit
vom Lanthangehalt der Legierungen abhängt, wobei jedoch bä_einem gegebenen Lanthangehalt außerdem Schwankungen
zu beobachten waren. Die unerwartete Schwankung der Warmverarbeitbarkeit bei einem gegebenen Lanthangehalt stimmte
überein mit dem Gehalt an Cer plus Neodym plus Praseodym und
in allen Fällen war der polerierbare Gesamtgehalt an Cer, Neodym und Praseodym beträchtlich niedriger als eine vergleichbare
Menge an Lanthan, wie in Figur 3 veranschaulicht. Bei einem gegebenen Lanthangehalt innerhalb der erfindungsgemäß
gezogenen Grenzen traten gute Warmverarbeitkeit und Frei-
609808/0673
-Vi-
heit von Warmverarbeitungsfehlern innerhalb eines relativ engen Bereiches an Cer, Neodym und Praseodym auf, was durch
die Linien A-B in Figur 3 veranschaulicht ist. Die Gehaltsbereiche für eine gute Warmverarbeitbarkeit können auch mit
Hilfe der folgenden mathematischen Gleichung "beschrieben werden:
Ce + Nd + Pr< 0,15 - 0,33 La
Innerhalb dieser Grenzen ist die Warmverarbeitbarkeit ausreichend hoch, um alle Metallverarbeitungsvorgänge zu gestatten,
die "bei der Stahlbearbeitung oder -verarbeitung
üblich sind.
Eine annehmbare Warmverarbeitbarkeit wurde erzielt, wenn die Gehalte an Cerium, Neodym und Praseodym oberhalb der durch
die Linien A-B in Figur 3 definierten Grenzen lagen. Oberhalb dieser Grenze war die Warmverarbeitbarkeit, wenngleich nicht
so gut wie beim Arbeiten innerhalb der bevorzugten Grenze in Figur 3, noch ausreichend hoch, um viele, aber nicht alle
Warmreduktionsvorgange zu gestatten, die bei der technischen
Stahlherstellung gebräuchlich sind. Gehaltsgrenzen für eine als annehmbar oder besser bezeichnete Warmverarbeitbarkeit
lassen sich durch die folgende Gleichung beschreiben:
Ce + Nd + Pr<0,4 - 0,8 La
Gehalte an Cer, Neodym und Praseodym oberhalb der Linie C-D in Figur 3 und jenseits der durch die obige Gleichung gezogenen
Grenzen führen zu einer sehr schlechten Warmverarbeitbarkeit, die nicht einmal ausreicht, um die einfachsten Metallverarbeitungsschritte
bei hoher Temperatur zu gestatten.
609808/0673
- as -
Hinsichtlich der Ausbildung von Sigmaphase und der Kriechfestigkeit
bei erhöhten Temperaturen wurde gefunden, daß diese beiden Komplexe miteinander verwoben sind. Zeichnete sich
eine Legierung durch große Mengen an Sigmaphase bei erhöhten Temperaturen im Bereich von etwa 732 bis 954 C aus, so
war das Material nicht nur brüchig und wenig zäh bei Raumtemperatur , sondern waren auch die Kriecheigenschaften während
der Verweilzeit auf der Temperatur, bei welcher sich die Sigmaphase ausbildet, nachteilig beeinflußt. Um eine gute Beständigkeit
gegen die Sigmaphasen-Brüchigkeit und eine gute Kriechfestigkeit bei 732 bis 954-0C zu gewährleisten, war es erforderlich,
den Nickelgehalt auf mehr als 25 % einzustellen. So zeigt beispielsweise Figur 4, daß die erfindungsgemäßen
Chargen 3957, 3961, 3962 und 3963 dank ihres Nickelgehaltes von mehr als 25 % eine weit größere Beständigkeit gegen die
Ausbildung von Sigmaphase bei 816°C besitzen, wodurch sie ihre guten Zähigkeitseigenscnaften noch nach langen Behandlungsdauern auf dieser Temperatur beibehalten, als solches bei
Stählen mit weniger als 25 % Nickel beobachtet wa? den kann,
wie beispielsweise dem Material T-310, welches 20 % Nickel enthält. Außerdem wird durch Erhöhung des Nickelgehaltes auf
mehr als 25 % die Beständigkeit gegen die Kriechdehnung erhöht, was eine Folge der Verringerung der Ausbildung von Sigmaphase
ist, wie aus den in Tafel 6 zusammengestellten Ergebnissen ersichtlich. Diese Tafel zeigt, daß in lanthanhaltigen
Stählen mit 25 % Chrom und jeweils 1 % Wolfram, Molybdän und Kobalt steigende Nickelgehalte von 26,12 % bis 34,53%
und sogar bis 43,48% zu einer verringerten Kriechdehnung
nach 15OO Stunden bei 9270C von 31,8 % bis 3,8 bzw. 0,9 %
führten.
609808/0673
*** Tafel 6
σ>
α> Kriecheigenschaften bei 927 C 'und 0,879 kg/mm von Stählen mit unterschiedlichen
Nickelgehalten
Charge Ni* Hindestkriechgeschwindigkeit Dehnung (%) nach
(%/Std. χ 10"^ 1000 Std. 1500 Std.
8,3 0,8 0,06
* Alle Legierungen enthielten ca. 25 % Cr und 1 % jeweils an W, Mo und Co.
3965 | 26 | ,12 |
3963 | 34 | ,53 |
3964 | 43 | ,48 |
14, | 8 | 31 | ,8 |
1, | 3 | 3 | ,8 |
0, | 0 | ,9 , |
Bei einem gegebenen Niekelgehalt führen Zusätze an Wolfram,
Molybdän Tina/oder Kobalt zu einer verbesserten Kriechfestigkeit
infolge Verfestigung in fester Lösung. V/erden diese Zusatse
jedoch in Mengen oberhalb der erfindungsgemäßen Grenzen
zugesetzt, so wird dadurch die Varmverarbeitbarkeit in
einem Ausmaß verschlechtert, daß eine kontinuierliche Erzeugung im großtechnischen Maßstab äußerst erschwert, wenn
nicht gar unmöglich gemacht wird.
Sofern nicht anders angegeben, beziehen sich alle Prozentsätze In der Beschreibung und in den Ansprüchen auf Angaben
in Gew.-%.
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Claims (8)
1. Aus teni ti scher, nichtrostender Stahl, "bestehend im wesentlichen
aus max. 0,15 % Kohlenstoff, max. 0,15 % Stickstoff, max- 3 % Mangan, max. 0,04- % Phosphor, max.
0,04 % Schwefel, max. 2 % Silicium, 24 Ms 50 % Nickel,
21 "bis 30 % Chrom, bis zu 3,5 % Molybdän, bis zu 5 % Wolfram, bis zu 5 % Kobalt, bis zu 0,01 % Bor, max.
0,1 % Calcium, max. 0,1 % Magnesium, einem Gesamtgehalt an Zirkonium, Titan und Niob von max. 0,6 %, Rest Eisen,
gekennzei ch net. durch einen zusätzlichen
Gehalt an Lanthan von 0,01 bis 0,5 %·> wodurch die Oxydationsbeständigkeit
des Stahls verbessert ist, während die gute Warmverarbeitbarkeit erhalten bleibt.
2. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Lanthangehalt von 0,01 bis 0,3 %·
i>.. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Lanthangehalt von 0,01 bis 0,2 %.
4. Stahl nach Anspruch 3» gekennzeichnet, durch
einen Borgehalt von 0,0005 bis 0,01 %.
5. Stahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Lanthangehalt von 0,01 bis 0,15 %·
6. Stahl nach Anspruch 5» gekennzeichnet durch
einen Borgehalt von 0,0005 bis 0,01 %.
7. Austenitischer, nichtrostender Stahl, bestehend im wesentlichen
aus max. 0,15 % Kohlenstoff, max. 0,15 Stick-
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stoff, max. 3 % Mangan, max. 0,04 % Phosphor, max. 0,04- %
Schwefel, max. 2 % Silicium, 25 bis 50 % Nickel, 21 bis
30 % Chrom, bis zu 3,5 % Molybdän, bis zu 5 % Wolfram, bis zu 5 % Kobalt, bis zu 0,01 % Bor, max. 0,1 % Calcium,
max. 0,1 % Magnesium, einem Gesamtgehalt an Zirkonium, Titan und Niob von max. 0,6 %, Rest Eisen, g e k e η nz
e i c h η et durch einen zusätzlichen Gehalt an Lanthan von 0,01 bis 0,5 % und einen Gesamtgehalt an zusätzlichen
Seltenerdelementen, welcher unterhalb von etwa max. 0,25 % und unterhalb der Linie C-D in Figur 3 liegt.
8. Stahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet,
daß der Gesamtgehalt der zusätzlichen Seltenerdelemente unterhalb
der Linie A-B in Figur 3 liegt.
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Leerseite
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DE3221833A1 (de) * | 1981-06-10 | 1982-12-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd., Osaka | Legierung, insbesondere zur herstellung von hochbelastbaren verrohrungen von tiefbohrungen oder dergleichen |
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- 1975-06-03 DE DE19752524651 patent/DE2524651A1/de active Pending
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FR2281435A1 (fr) | 1976-03-05 |
SE7506229L (sv) | 1976-02-09 |
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