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"Hitzebeständiger rostfreier Stahl"
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Die Erfindung bezieht sich auf einen austenitischen hitzebeständigen,
bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre einen gleichmäßigen Aluminiumoxydüberzug
bildenden Stahl mit hoher und bleibender Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen.
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Bekannte Chrom-Aluminium-Stähle werden unter anderem als Werkstoff
für Heizelemente eingesetzt und bilden bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre
auf ihrer Oberfläche einen schützenden Al20 3-Überzug, der ihnen eine hohe Beständigkeit
gegenüber Schwefel und Vanadiumpentoxyd verleiht. Bei ferritischen Stählen ergeben
sich jedoch Schwierigkeiten, die aus deren geringer Festigkeit bei hohen Temperaturen
resultieren.
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Austenitische rostfreie Stähle besitzen hingegen eine gute Kaltverformbarkeit
und Warmfestigkeit, während ihre oxydischen Überzüge eine geringe Beständigkeit
gegen ein Abblättern bzw. eine geringe Temperaturwechselbeständigkeit besitzen und
sich bei einem zyklischen Erwärmen sowie bei Errosion ein beträchtlicher Gewichtsverlust
ergibt.
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Um dem entgegenzuwirken, ist es aus der japanischen Auslegeschrift
47-11576, der britischen Patentschrift 1 147 574,
der französischen
Patentschrift 1 555 208, den japanischen Offenlegungsschriften 48-30 621, 49-23
125, 50-24 117 und 50-51 411 bekannt, hitzebeständige austenitische Nickel-Chrom-Stähle
mit Aluminium zu legieren.
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Ähnliche austenitische Stähle sind aus den japanischen Auslegeschriften
34-2554 und 47-23 054, der japanischen Offenlegungsschrift 48-13 213 und der deutschen
Patentschrift 2 135 180 bekannt. Darüber hinaus beschreibt die japanische Auslegeschrift
49-32 685 einen hitzebeständigen ferritisch-austenitischen Stahl und lehrt die russische
Patentschrift 287 316 ein Verfahren zum pulvermetallurgischen Herstellen derartiger
Stähle.
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Bei den bekannten Stählen beträgt der Aluminiumgehalt höchstens 4,5%;
sie besitzen demzufolge zwar eine verbesserte Oxydationsbeständigkeit, jedoch keinen
stabilen und insbesondere gleichmäßigen Oxydfilm. Ein weiterer Nachteil ergibt sich
daraus, daß der Oxydfilm wie bei üblichen rostfreien austenitischen Stählen im wesentlichen
aus Eisen-Nickel- und Chromspinellen besteht. Ein derartiger Oxydüberzug ist für
Sauerstoff und Stickstoff durchlässig, so daß sich bei hohen Temperaturen in oxydierender
Atmosphäre eine dicke oxydische Zwischenschicht bildet und sich darunter in der
Metalloberfläche Titan- und Aluminiumnitrid ausscheiden. Dies zeigt sich deutlich
an dem in Fig. 2b wiedergegebenen oberflächennahen Gefügequerschnitt durch einen
Stahl mit 24% Chrom, 24% Nickel und 2% Aluminium nach einer Oxydation.
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Obgleich die Oxydationsbeständigkeit der aluminiumhaltigen Nickel-ChromlStähle
besser ist als bei üblichen Nickel-Chrom-Stählen, unterliegen diese Stähle dem Nachteil
einer Gewichtsabnahme durch Abblättern. Hinzu kommt bei langzeitiger Temperaturbeanspruchung
eine erhebliche Ausscheidung von Aluminiumnitrid, die naturgemäß auf Kosten der
durch das Aluminium
bedingten Oxydationsbeständigkeit geht. Von
einem bestimmten Zeitpunkt an kommt es daher zu einem abrupten Verlust der Oxydationsbeständigkeit.
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Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen hitzebeständigen,
aluminiumhaltigen austenitischen Nickel-Chrom-Stahl mit hoher und insbesondere bleibender
Oxydations-, Errosions- und Abblätterungsbeständigkeit zu schaffen. Insbesondere
soll der Stahl auch bei langandauernder Wärmebeanspruchung in oxydierender Atmosphäre
weder eine oxydische Zwischenschicht bilden noch Aluminiumnitrid ausscheiden und
demgemäß eine hohe Langzeitbeständigkeit besitzen.
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Die Lösung der Aufgabe besteht in einem Stahl mit höchstens 0,2% Kohlenstoff,
höchstens 1,096 Silizium, höchstens 2,0,' Mangan, 12 bis 40% Nickel, 9 bis 25% Chrom
und 4,5 bis 6% Aluminium sowie einzeln oder nebeneinander höchstens 0,8% Titan,
Niob und Zirkonium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen
Eisen, Der erfindungsgemäße Stahl bildet in oxydierender Atmosphäre einen im wesentlichen
aus Aluminiumoxyd bestehenden, gleichmäßig durchgehenden, für Sauerstoff und Stickstoff
undurchlässigen und insbesondere abblätterungsbeständigen Überzug.
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Hinzu kommt ein äußerst geringer Anteil von Delta-Ferrit im Gefüge
und damit eine hohe Warmfestigkeit und Verformbarkeit im Vergleich zu herkömmlichen
hitzebeständigen austenitischen Stählen.
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Außer den vorerwähnten Elementen kann der Stahl zur Verbesserung der
Oxydationsbeständigkeit und Warmverformbarkeit noch höchstens 0,1% Seltene Erdmetalle
wie Yttrium, Cerium und Lanthan enthalten.
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Der Kohlenstoff gehört zu den Austenitbildnern und verleiht
dem
Stahl eine hohe Warmfestigkeit, wenngleich sich bei Kohlenstoffgehalten über0,296
eine unzulässige Menge Chromkarbid ausscheidet und zu Sigmaphase umwandelt.
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Dies führt zu einer Versprödung bei Betriebstemperaturen von 600 bis
9000C, deren Folge eine schlechte Verformbarkeit und insbesondere Kantenrisse beim
Warmwalzen sowie eine unzureichende Zähigkeit ist0 Der Kohlenstoffgehalt darf daher
0,2% nicht übersteigen.
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Silizium verbessert die Oxydationsbeständigkeit, wenngleich diese
bei dem obenerwähnten Stahl durch einen Aluminiumoxyd-Überzug gewährleistet wird
und demzufolge das Silizium insoweit nur eine Hilfsfunktion ausübt. Andererseits
ist das Silizium ein Ferritbildner und beeinträchtigen Siliziumgehalte über 1% die
Verformbarkeit, Schweißbarkeit und Zähigkeit. Der Stahl darf daher nicht mehr als
1,0% Silizium enthalten.
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Das Mangan gehört zu den Austenitbildnern, kann jedoch die Oxydationsbeständigkeit
bei Gehalten über 2% beeinträchtigen. Der Stahl darf daher nicht mehr als 2,0% enthalten.
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Das Nickel ist wesentlich für ein austenitisches Gefüge sowie die
Warmfestigkeit und Kaltzähigkeit. Der Stahl muß daher mindestens 1296 Nickel enthalten,
selbst wenn sich die Gehalte der Ferritbildner Chrom und Aluminium an der unteren
Grenze bewegen. Liegen die Gehalte an Chrom und Aluminium hingegen im Bereich der
obren Gehaltsgrenzen, dann muß der Nickelgehalt 34% betragen, obgleich sich damit
die Produktionskosten erhöhen. Der Nickelgehalt ist auf maximal 40% begrenzt.
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Im Hinblick auf einen bei hohen Temperaturen stabilen Austenit sowie
eine hohe Festigkeit einschließlich einer hohen Kriechfestigkeit bei Temperaturen
von 10000C und mehr sollte der Nickelgehalt mindestens 22% betragen.
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Das Chrom gehört wie das Nickel und Aluminium zu den unerlässlichen
Legierungsbestandteilen und garantiert eine hohe Oxydationsbeständigkeit sowie trotz
des verhältnismäßig hohen Aluminiumgehaltes eine Duktilität und Zähigkeit, wie sie
herkömmliche Stähle besitzen. Der Chromgehalt muß daher mindestens 9,' betragen.
Andererseits erfordern Chromgehalte über 2596 höhere Nickelgehalte und können eine
gewisse Sigmaversprödung sowie eine dem Delta-Ferrit ähnliche Phase bei langzeitiger
Temperaturbeanspruchung mit sich bringen, Der Chromgehalt beträgt daher 9 bis 25%.
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Der Aluminiumgehalt von mindestens 4,5% gewährleistet einen gleichmäßigen
und bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre stabilen Aluminiumoxydüberzug.
Bei Aluminium gehalten unter 4,596 besteht der Überzug hauptsächlich aus Spinellen
des Eisens, des Chroms und des Nickels. Selbst wenn sich ein Überzug aus Aluminiumoxyd
bildet, entstehen bei hohen Betriebstemperaturen Spinelle oder bildet sich das Aluminiumoxyd
nur örtlich, Andererseits gehört das Aluminium zu den starken Ferritbildnern, weswegen
Aluminiumgehalte über 6% zum Entstehen von Delta-Ferrit führen, ein Zwei-Phasen-Gefüge
bilden und die Zähigkeit beeinträchtigen. Der Aluminiumgehalt beträgt daher 4,5
bis 6,'.
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Titan, Niob und Zirkonium gehören zu den Karbid- und Sulfidbildnern;
sie verhindern demgemäß Karbid- und Sulfidausscheidungen an den Korngrenzen. Damit
unterdrücken diese Elemente das Entstehen von Kantenrissen beim Warmwalzen. Hinzu
kommt, daß sich Titan und Zirkonium in und/oder in der Nähe des Aluminiumoxydüberzugs
feindispers ausscheiden und dem überzug eine höhere Festigkeit verleihen. Gehalte
über 0,8 bringen hingegen eine Versprödung mit sich.
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Die Seltenen Erdmetalle wie Yttrium, Cerium und Lanthan verbessern
sowohl die Oxydationsbeständigkeit als auch die Warmverformbarkeit. Gehalte über
0,1% beeinträchtigen hingegen die Warmverformbarkeit.
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Phosphor, Schwefel und Stickstoff sind innerhalb der üblichen Gehaltsgrenzen
für Verunreinigungen unschädlich, wenngleich ihre Gehalte im Hinblick auf die Schweißbarkeit
und mechanischen Eigenschaften möglichst gering gehalten werden sollten.
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Ein hitzebeständiger austenitischer Stahl der obenerwähnten Zusammensetzung
enthält verhältnismäßig wenig Delta-Ferrit, der zudem noch wenig schädlich ist.
Außerdem wirkt ein beim Schweißen entstehender Delta-Ferrit dem Entstehen von Schweißrissen
und einem Kornwachstum entgegen, Die Warmverformbarkeit und Oxydationsbeständigkeit
des Stahls lassen sich durch eine Desoxydation mit Kalzium und/ oder Magnesium weiter
verbessern0 Der sich bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre bildende
Überzug aus Aluminiumoxyd verleiht-dem Stahl eine dauerhafte Oxydationsbeständigkeit.
Je nach der Verwendung des Stahls sollte das betreffende Fertigteil zunächst bei
hoher Temperatur in oxydierender Atmosphäre geglüht werden, um einen schützenden
Überzug aus Aluminiumoxyd zu erzeugen.
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So bildet sich bei einem zweiundzwanzigstündigen Glühen und einer
Temperatur von 12000C in einer oxydi erenden Atmosphäre ein gleichmäßiger und insbesondere
durchgehender, mehrere Zum dicker Überzug auso--A1203, der den Stahl vor Oxydationsverlusten
bewahrt und ein Eindringen von Stickstoff bei hohen Temperaturen unterbindet. Da
die Wachstumsgeschwindigkeit desdv-Al203 sehr gering ist, unterliegt der Stahl selbst
bei einer langzeitigen Temperaturbeanspruchung keiner GewichtsabnahmeO
Die
Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der Zeichnungen
des näheren erläutert.
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In der Zeichnung zeigen: Fig. 1 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs
zwischen der Gewichtszunahme infolge Oxydations und der Glühzeit bei einer Glühtemperatur
von 12O00C, Fig. 2a die Gefügeaufnahme einer Querprobe des Stahls 2 der Tabelle
I nach einem zweihundertstündigen oxydierenden Glühen bei 12000C, Fig. 2b die Gefügeaufnahme
einer Querprobe aus dem oberflächennahen Bereich des herkömmlichen Nickel-Chrom-Aiuminium-Stahls
13 der Tabelle I nach einem zweihundertstündigen oxydierenden Glühen bei 1200°C,
Fig. 2c eine vergrößerte Gefügeaufnahme entsprechend Fig. 1, Fig. 3 eine grafische
Darstellung der Gewichtsabnahme beim zyklischen Erwärmen auf 120Q°C in einer Atmosphäre
aus Motorabgas und Fig. 4 eine grafische Darstellung der Schweißempfindlichkeit
verschiedener Stähle.
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Beispiel 1 Mehrere Stähle 1 bis 12 sowie herkömmliche Stähle 13 bis
17
der aus Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung wurden eingeschmolzen,
nach dem Vergießen zunächst ausgeschmiedet und warmgewalzt, geglüht, bis auf eine
Enddicke von 1,5 mm zu Blechen ausgewalzt und abschließend lösungsgeglüht. Bei dem
Stahl 15 handelt es sich um einen herkömmlichen Nickel-Chrom-Aluminium-Stahl, bei
dem Stahl 15 um AISI 310S, bei dem Stahl 16 um Incolloy 800 und bei dem Stahl 17
um einen herkömmlichen Chrom-Aluminium-Stahl.
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Stahlproben der Abmessungen 1,5 x 20 x 50 mm wurden geschliffen und
während eines zwanzigtündigen oxydierenden Glühens bei 1200C an Luft fortlaufend
ausgewogen0 Die Messergebnisse gibt das Diagramm der Fig. 1 für die einzelnen Proben
wieder. Der Kurvenverlauf des Diagramms der Fig. 1 zeigt, daß die Proben aus dem
herkömmlichen Nickel-Chrom-Aluminium-Stahl, aus dem Stahl AISI 310 S sowie aus Incolloy
800 einer verhältnismäßig starken Gewichtszunahme unterlagen, während die Gewichtszunahmen
bei den unter die Erfindung fallenden Stählen 1 bis 12 und bei dem Chrom-Aluminium-Vergleichsstahl
12 ähnlich sowie äußerst gering sind. Bei einer makroskopischen Untersuchung ergab
sich, daß die herkömmlichen Stähle ein schwarzes, die unter die Erfindung fallenden
Stähle ebenso wie der Chrom-Aluminium-Vergleichsstahl hingegen ein braunes Aussehen
besaßen. Somit ist die Oxydationsbeständigkeit des unter die Erfindung fallenden
Stahls der des Chrom-Aluminium-Vergleichs stahls ähnlich.
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Bei weiteren, zweihundert Stunden bei 12000 C an Luft oxydierend geglühten
Proben wurden die Oxydüberzüge mit Hilfe eines Röntgen-Diffraktometers untersucht
sowie anhand von in Kunststoff eingebetteten polierten Schliffen die Uberzugsdicke
und die Ausscheidungen bestimmt.
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Die Versuchs ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle II zusammengestellt.
Außerdem beziehen sich die Gefügeaufnahmen der Fig. 2a auf den unter die Erfindung
fallenden Stahl 2 sowie die Gefügeaufnahme der Fig. 2b auf den herkömmlichen Nickel-Chrom-Aluminium-Stahl
13, während die Gefügeaufnahme der Fig. 2c eine vergrößerte Darstellung der Gefügeaufnahme
des-Stahls 2 beinhaltet.
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Die Gefügeaufnahmen zeigen, daß bei den unter die Erfindung fallenden
Stählen die Schicht nach einem zweihundertstündigen Luftglühen bei 1200 0C im wesentlichen
aus3L-Al203 mit einer Schichtdicke von 5 bis 8 >im besteht und das Gefüge lediglich
geringfügige Titannitrid-Ausscheidungen im Austenitkorn aufweist. Bei den schwarzen
Gefügebestandteilen der Gefügeaufnahme gemäß Fig. 2a handelt es sich um Delta-Ferrit.
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Im Gegensatz dazu entsteht beim oxydierenden Glühen im Falle eines
Nickel-Chrom-Aluminium-Stahls eine dicke Zwischenschicht aus Aluminiumoxyd unter
einer im wesentlichen aus (Fe-Cr)304 bestehenden Außenschicht und sind im Grundgefüge
große Aluminiumnitrid und Titannitrid-Ausscheidungen erkennbar.
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Tabelle I Stahl C Si Mn Ni Cr Al Ti Nb Zr Y Ce La Delta-Ferrit (%)
(%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) (%) 1 0.041 0.81 1.02 15.2 9.8 4.96
0.41 - - - - - 6.5 2 0.076 0.53 1.04 22.3 15.7 4.76 0.42 - - - - - 1.5 3 0.057 0.47
1.02 24.2 18.5 4.68 0.38 - - - - - 3.7 4 0.052 0.57 1.05 28.6 23.1 4.60 0.41 - -
- - - 5.0 5 0.022 0.52 0.98 25.5 18.4 4.63 0.22 0.19 - - - - -0.3 6 0.015 0.32 0.45
33.1 23.4 5.83 0.34 - 0.14 - - - 2.3 7 0.092 0.17 0.38 36.7 24.8 5.57 0.22 0.10
0.13 - - - -7.2 8 0.043 0.24 1.10 22.9 10.4 5.12 - - 0.32 - - - -14.8 9 0.023 0.25
1.07 22.8 18.0 5.05 - 0.25 0.18 0.02 - - 7.9 10 0.043 0.60 1.06 23.7 18.8 4.85 0.20
- 0.22 - 0.03 - 7.8 11 0.058 0.52 1.07 25.6 21.2 4.52 0.35 - - - 0.02 0.01 6.9 12
0.064 0.18 1.61 33.3 24.1 5.02 - 0.22 - 0.01 0.02 - -4.7 13 0.073 0.21 1.21 23.8
22.6 1.97 0.28 - - - - - -6.5 14 0.023 0.54 0.27 29.3 27.9 3.59 0.24 - 0.22 - 0.03
- 10.8 15 0.052 0.74 0.91 20.3 25.2 - - - - - - - -5.0 16 0.005 0.42 1.31 31.9 20.5
0.45 0.56 - - - - - -44.2 17 0.018 0.10 0.12 - 21.8 2.4 0.32 - - - - - 100
Die
Menge des Delta-Ferrits wurde nach der Formel: 3.0 [(%Cr)+1.5 (%Si) + 2.5 (%Al)]
-2.8 [(%Ni) + 0.5 (%Mn) + 30 [(%C)+(%N) -12 [Wi 7 -19.8] bestimmt, wobei Wi die
Summe der Gewichtsprozenze des Titans, des Niobs und des Zirkoniums, Mi die Summe
der Atomgewichte des Titans, des Niobs, des Zirkoniums sind und der Wert Null ist,
wenn Wi + (%N) - 12[Mi] einen negativen Wert annimmt. Der Stickstoffgehalt wurde
bei der Berechnung mit 0,02% angesetzt. Bei dem Stahl 17 wurde die Menge des Delta-Ferrits
ausgemessen.
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Die Versuchsergebnisse machen deutlich, daß der Aluminiumoxydüberzug
mit einer Dicke von einigen,um einen hervorragenden Schutz gegen Oxydation und Aufstickung
bei hohen Temperaturen gewährt.
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Tabelle II Stahl Hauptbestand- Nebenbestand- Schicht- Ausscheiteil
teil dicke dungsphase (µm) 2 #-Al2O4 NiCr2O4, Fe3O4 5- 7 Tin Cr203 5 " " 5- 8 7
" " 5- 7 " 10 " " 4- 6 " 12 " " 5- 7 " 13 (Fe#Cr)3O4 α-Fe2O3, Cr2O3 -140 TiN,
Al2O3 AlN 16 " " 60- 70
Bei den Proben 13 und 16 schließt die angegebene
Schichtdicke auch die oxydische Zwischenschicht ein.
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Beispiel 2 Um die Eignung des in Rede stehenden Stahls als Werkstoff
für Vorrichtungen zum Reinigen des Abgases von Kraftfahrzeugen nachzuweisen, wurden
einige der in Tabelle I aufgeführten Proben einem Zwischenglühen im Elektrorohrofen
bei 1200C in einer strömenden Atmosphäre aus dem Abgas eines Benzinmotots und Luft
für die Nachverbrennung unterworfen.
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Die Proben wurden auf die Abmessungen 1,5 x 20 x 50mm gebracht, geschliffen
und gewaschen. Jeder Glühzyklus bestand aus einem dreißigminütigen Erwärmen und
einem dreißigminütigen Abkühlen an Luft. Alle fünfzig Zyklen wurden die Proben mit:
den aus der nachfolgenden Tabelle III ersichtlichen Ergebnissen ausgewogen. Der
Kurvenverlauf im Diagramm der Fig.3 belegt den beträchtlichen Gewichtsverlust der
herkömmlichen austenitischen Stähle 13, 15 und 16 im Gegensatz zu den unter die
Erfindung fallenden Stähle 3, 5, 6 und 9 bis 11 sowie zu dem Vergleichsstahl 17,
dessen Gewichtsänderung gleichzeitig die untere Grenze des Streubandes beinhaltet.
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Weiterhin geben die Daten der nachfolgenden Tabelle III.
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die Gewichtsänderungen von unter die Erfindung fallenden Stahlproben
nach einem zweihundertstündigen zyklischen Glühen bei 1200C in einer Abgasatmosphäre
wieder.Die Daten zeigen, daß die Gewichtsänderung bei den Seltenen Erdmetalle enthaltenden
Stählen 9 bis 11 im Vergleich zu den keine Seltenen Erdmetalle enthaltenden Stählen
3, 5 und 6 6 besonders gering ist.
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Tabelle III Stahl Cr Gewichtsänderung (%) mg/cm²) 3 18 + 9,6 5 "
+ 8,8 6 22 + 4,1 9 18 + 3,9 10 " + 4,2 11 22 + 3,6 17 " + 3,1
Tabelle
IV Stahl Streck- Zugfestig- Dehnung Erichsen- Dehnung Dehnungsvergrenze keit Tiefung
hältnis (h bar) (h bar) (%) (mm) (%) (%) 1 33,0 76,2 32,0 10,5 33,7 105 2 31,2 71,8
37,4 11,2 36,2 97 3 32,8 73,1 35,9 11,0 36,1 101 4 32,5 74,2 35,2 11,0 36,9 105
5 29,5 67,7 38,0 11,3 37,8 99 6 30,8 69,4 40,3 11,1 41,5 103 7 24,8 61,3 48,1 12,1
45,9 95 8 22,4 55,3 47,2 12,2 42,9 91 9 37,2 81,7 32,8 10,3 33,5 102 10 33,8 79,2
30,8 10,2 33,2 108 11 32,4 78,2 31,6 10,5 33,5 105 12 28,0 63,4 39,9 11,4 40,7 102
13 27,8 61,0 47,0 12,8 26,0 55 14 31,2 82,4 22,3 7,7 17,4 78 15 27,1 56,0 41,5 11,5
42,2 102 16 22,4 57,9 43,0 11,8 36,9 86 17 38,5 54,5 27,8 10,2 5,2 19
Beispiel
3 Blechproben mit einer Dicke von 1,5 mm wurden einem Zugversuch bei Raumtemperatur
gemäß JIS 13-B und dem Erichsen-Tiefungsversuch unterworfen.
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Übereinstimmende Proben wurden außerdem dreihundert Stunden bei 11
5O0C an Luft geglüht und ebenfalls dem Zugversuch unterworfen. Die Versuchsergebnisse
einschließlich des Verhältnisses der Dehnungen vor und nach dem Glühen (letzte Spalte)
sind in der Tabelle IV zunächst für die ungeglühten und dann für die geglühten Proben
zusammengestellt; sie zeigen, daß die Stähle 1 bis 12 trotz ihres hohen Aluminiumgehaltes
eine Dehnung über 30% und eine Erichsen-Tiefung über 10 mm besitzen und demzufolge
ebensogut verformbar sind wie herkömmliche Stähle. Des weiteren ergibt sich nach
Tabelle IV eine wesentliche Beeinträchtigung der Zugfestigkeit und Dehnung der herkömmlichen
Stähle 13, 14 und 17 nach dem dreihundertstündigen Glühen bei 1150°C. Im Gegensatz
zu einer teilweise besseren Dehnung oder allenfalls mit wenig beeinträchtigter Dehnung
bei den Stählen 1 bis 12, deren Dehnung in jedem Falle über 33% liegt. Bei der metallografischen
Untersuchung des Nickel-Chrom-Aluminium-Vergleichsstahls 13 ergaben sich zahlreiche
Titan- und Aluminiumnitridausscheidungen im Grundgefüge, bei dem Eisen-Chrom-Aluminium-Vergleichsstsh1
17 hingegen ein außerordentlich starkes Kornwachstum, vermutlich als Ursache für
die verringerte Dehnung. Bei den Stählen 1 bis 12 wurden hingegen lediglich geringfügige
Titannitrid-Ausscheidungen festgestellt, die bei den Seltene Erdmetalle enthaltenden
Stählen 9 bis 12 besonders gering waren.
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Somit zeigen die Versuche, daß sich die unter die Erfindung fallenden
Stähle ebenso leicht verformen lassen wie herkömmliche Vergleichsstähle, darüber
hinaus aber auch einen dichten und zusammenhängenden, gegen Oxydation und Aufsticken
bei hohen Temperaturen dauerhaft schützenden Uberzug aus Aluminiumoxyd besitzen.
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Beispiel 4 Um die Schweißbarkeit der in Rede stehenden Stähle nachzuweisen,
wurden einige Proben der aus Tabelle I ersichtlichen Zusammensetzung dem Tigama-Jig-Schweißriss-Versuch
unterworfen. Bei diesem Versuch wird die austenitischen Stählen eigentümliche Schweißrissempfindlichkeit
bei hohen Temperaturen am Schweißgut gemessen und dabei der mittlere Teil eines
Stahlblechs bei einem WIG-Umfangsscbeißen stark verspannt. Das Verspannen geschieht
dabei mit Hilfe eines von unten wirksamen Kugelstempels unmittelbar nach Beendigung
des Schweißens.
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Bei diesem Versuch wird die Schweißrissempfindlichkeit aus dem Verhältnis
der Schweißrisslänge zum Durchmesser des Schweißguts gemessen. Der Schweißversuch
wurde mit einer Stromstärke von 5A, einem Stromdurchgang von 5 Sekunden mit Argon
als Inertgas sowie einer Zusatzspannung von1,096 durchgeführt. Die Schweißrisslänge
wurde mit Hilfe eines Mikroskops bei dreißigfacher Vergrößerung ermittelt. Die Versuchsergebnisse
sind aus dergrafischen Darstellung der Fig. 4 ersichtlich. Wie Fig.4ohne weiteres
erkennen läßt, besitzen die Stähle 3, 4, 10 und 11 eine weitaus geringere Schweißrissempfindlichkeit
als die herkömmlichen Vergleichsstähle 13 und 15.
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Insgesamt beweisen die Ausführungsbeispiele, daß die unter die Erfindung
fallenden Stähle bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre einen dichten,
zusammenhängenden und insbesondere dauerhaften, gegen Korrosion, insbesondere Oxydation
und Aufstickung schützenden ueberzug aus Aluminiumoxyd bildn. Des weiteren besitzen
diese
Stähle auch bei hohen Temperaturen beständige Eigenschaften
und lassen sich ohne Schwierigkeiten warmverformen und schweißen. Die Stähle eignen
sich daher als Werkstoff für Teile von Abgassystemen, für Strahlungsrohre, Reaktoren,
Heizelemente und andere, hohen Temperaturen und korrodierenden Atmosphären ausgesetzte
Gegenstände; sie lassen sich auf verschiedene Weise, beispielsweise im Elektroofen
oder Konveter, im Vakuum oder nach dem ESU-Verfahren erschmelzen und in üblicher
Weise vergießen sowie warm- und kaltwalzen und zu Rohren strangpressen.
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L e e r s e i t e