DE2648968B2

DE2648968B2 - Verwendung eines hitze- und oxydationsbeständigen Chrom-Nickelstahls

Info

Publication number: DE2648968B2
Application number: DE19762648968
Authority: DE
Inventors: Kanagawa Fujisawa; Satoshi Kado; Tetsu Machida Tokio Sakamoto; Mikio Yamato Yamanaka; Taketomo Yamazaki; Kotaro Sagamihara Yoshida
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1975-10-29
Filing date: 1976-10-28
Publication date: 1980-05-22
Also published as: DE2648968A1; JPS5278612A; DE2648968C3; JPS5543498B2

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines hitze- und oxydationsbeständigen austenitischen Nikkei-Chromstahls mit guter Verformbarkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit, bestehend aus höchstens 0,2% Kohlenstoff, höchstens 1,0% Silizium, höchstens 2,0% Mangan, 12 bis 40% Nickel, 9 bis 25% Chrom, über 4,5 bis 6% Aluminium sowie einzeln oder gemeinsam höchstens 0,8% Titan und Zirkonium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Ein hitze- und oxydationsbeständiger austenitischer Stahl mit guter Verformbarkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit ist aus der US-Patentschrift 19 41 648 bekannt; er enthält unter 1,5% Kohlenstoff, unter 1% Silizium, 11 bis 35% Nickel, 5 bis 25% Chrom, 0,5 bis 6% Eisen und wesentlich unter 3% Mangan sowie fakultativ Titan und Zirkonium. Über das Langzeitverhalten dieses Stahls in oxydierender Atmosphäre und insbesondere bei zyklischer Temperaturbeanspruchung ist nichts bekannt.

Chroni-Aluminium-Stähle werden auch als Werkstoff für Heizelemente eingesetzt und bilden bei hohen Temperaluren in oxydierender Atmosphäre auf ihrer Oberfläche einen schützenden A^Oj-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.

Austenitische rostfreie Stähle besitzen zudem 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

ίο Um dem entgegenzuwirken, ist es aus der japanischen Auslegeschrift 47-11576, der britischen Patentschrift 11 47 574, der französischen Patentschrift 15 55 208, den japanischen Offenlegungsschriften 48-30 621,49-23 125, 50-24 117 und 50-51411 bekannt, hitzebeständige

r, austenitische Nickel-Chrom-Stähle mit Aluminium zu legieren. Ähnliche austenitische Stähle sind aus den japanischen Auslegeschriften 34-2 554 und 47-23 054, der japanischen Offenlegungsschrift 48-13 213 und der deutschen Patentschrift 21 35 180 bekannt. Darüber hinaus beschreibt die japanische Auslegeschrift 49-32 685 einen hitzebeständigen ferritisch-austenitischen Stahl und lehrt die russische Patentschrift 2 87 316 ein Verfahren zum pulvermetallurgischen Herstellen derartiger Stähle.

2> Be; den bekannten Stählen beträgt der Aluminiumgehalt höchstens 4,5%; sie besitzen demzufolge zwar eine verbesserte Oxydationsbeständigkeit, jedoch keinen stabilen und insbesondere gleichmäßigen Oxydfilm. Der Oxyd^film besteht wie bei üblichen rostfreien austeniti-

Jd sehen Stählen im wesentlichen aus Eisen-Nickel- und Chromspinellen. Ein derartiger Oxydüberzug ist für Sauerstoff und Stickstoff durchlässig, so daß sich bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre eine dicke oxydische Innen- bzw. Zwischenschicht bildet und

r, 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.

Obgleich die Oxydationsbeständigkeit dei aluminiumhaltigen Nickel-Chrom-Stähle besser ist als bei üblichen Nickel-Chrom-Stählen, unterliegen diese Stähle einer Gewichtsabnahme durch Abblättern. Hinzu kommt bei langzeitiger Temperaturbeanspruchung eine erhebliche

•r, Ausscheidung von Aluminiunnitrid, die naturgemäß auf Kosten der durch das Aluminium bedingten Oxydationsbeständigkeit geht. Von einem bestimmter. Zeitpunkt an kommt es daher zu einem abrupten Verlust der Oxydationsbeständigkeit.

5(i Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen tiefziehbaren Stahl vorzuschlagen, der den vorerwähnten Stand der Technik verbessert und insbesondere eine hohe bleibende Oxydations-, Errosions- und Abblätterungsbeständigkeit aufweist, um einer lang andauernden und/oder zyklischen Wärmebeanspruchung in oxydierender Atmosphäre gewachsen zu sein bzw. das Entstehen einer oxydischen Zwischenschicht und das Ausscheiden von Aluminiumnitrid zu vermeiden.
Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, erfindungs-

bo gemäß einen austenitischen Nickel-Chromstahl der eingangs erwähnten Zusammensetzung als Werkstoff zum Herstellen von Gegenständen zu verwenden, die eine hohe Errosions- und Abblätterungsbeständigkeit sowie eine gute Tiefziehbarkeit besitzen müssen und

hi auch bei langzeitiger Temperaturbeanspruchung in sauerstoff- und stickstoffhaltiger Atmosphäre beständig gegen die Bildung einer oxydischen Zwischenschicht und Ausscheidung von Titan- und Aluminiumnitrid sind.

Der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl bildet in oxydierender Atmosphäre einen im wesentlichen aus Aluminiumoxyd bestehenden, gleichmäßig durchgehenden, für Sauerstoff und Stickstoff undurchlässigen und insbesondere abblätterungsbeständigen Überzug. 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.

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.

Der Kohlenstoff gehört zu den Austenitbildnern und verleiht dem Stahl eine hohe Warmfestigkeit, wenn- r~> gleich sich bei Kohlenstoffgehalten über 0,2% eine unzulässige Menge Chromkarbid ausscheidet und zu Sigmaphase umwandelt. Dies führt zu einer Versprödung bei Betriebstemperaturen von 600 bis 900⁰C, deren Folge eine schlechte Verformbarkeit und >o insbesondere Kantenrisse beim Warmwalzen sowie eine unzureichende Zähigkeit ist. Der Kohlenstoffgehalt darf daher 0,2% nicht übersteigen.

Silizium verbessert die Oxydationsbeständigkeit, wenngleich diese bei dem obenerwähnten Stahl durch r> einen Aluminiumoxyd-Überzug gewährleistet wird und demzufolge das Silizium insoweit nur eine HilMunktion ausübt. Andererseits ist das Silizium ein Fer ubildner und beeinträchtigen Siliziumgehalte über 1% die Verformbarkeit, Schweißbarkeit und Zähigkeit. Der κι Stahl darf daher nicht mehr als 1,0% Silizium enihah-jn.

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. r>

Das Nickel ist wesentlich für ein austenitisches Gefüge sowie die Warmfestigkeit und Kaltzähigkeit. Der Stahl muß daher mindestens 12% Nickel enthalten, selbst wenn sich die Gehalte der Ferritbildner Chrom und Aluminium an der unteren Grenze bewegen. Liegen 4i> die Gehalte an Chrom und Aluminium hingegen im Bereich der oberen Gehaltsgrenzen, dann muß der Nickelgehalt 34% betragen, obgleich sich damit die Produktionskosten erhöhen. Der Nickelgehalt ist auf maximal 40% begrenzt. -r>

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. w

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 25% höhere Nickelgehalte und können eine gewisse Sigmaversprödung sowie eine dem Delta-Ferrit ähnliche Phase bei langzeitiger Temperaturbeanspruchung mit sich brin- wi gen. Der Chromgehalt beträgt daher 9 bis 25%.

Der Aluminiumgehalt von mindestens 4,5% gewährleistet einen gleichmäßigen und bei hohen Temperaturen in oxydierender Atmosphäre stabilen Aluminiumoxydüberzug. Bei Aluminiumgehalten unter 4,5% tn 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%.

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 übc-r 0,8% bringen hingegen eine Versprödung mit sich.

Die Seltenen Erdmetalle wie Yttrium und Lanthan verbessern sowohl die Oxydationsbeständigkeit als auch die Warmverformbarkeit. Gehalte über 0,1% beeinträchtigen hingegen die Warmverformbarkeit.

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.

Ein hitzebestär.diger 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 verbessern.

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. So bildet sich bei einem zweiundzwanzigstündigen Glühen und einer Temperatur von 1200⁰C in einer oxydierenden Atmosphäre ein gleichmäßiger und insbesondere durchgehender, mehrere μιη dicker Überzug aus Λ-AbOj, der den Stahl vor Oxydationsverlusten bewahrt und ein Eindringen von Stickstoff bei hohen Temperaturen unterbindet. Da die Wachstumsgeschwindigkeit des Λ-AbOi sehr gering ist, unterliegt der Stahl selbst bei einer langzeitigen Temperaturbeanspruchung keiner Gewichtsabnahme.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der Zeichnungen des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

Fig. 1 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Gewichtszunahme infolge Oxydations und der Glühzeit bei einer Glühtemperatur von 1200° C,

Fig.2a die Gefügeaufnahme einer Querprobe des Stahls 2 der Tabelle I nach einem ziweihundertstündigen oxydierenden Glühen bei 1200⁰C,

Fig. 2b die Gefügeaufnahme einer Querprobe aus dem oberflächennahen Bereich des herkömmlichen NiclLel-Chrom-Aluminium-Stahls 13 der Tabelle I nach einem zweihundertstündigen oxydierenden Glühen bei 1200⁰C,

Fig. 2c eine vergrößerte Gefügeaufnahme entsprechend F i g. 1,

F i g. 3 eine grafische Darstellung der Gewichtsabnahme beim zyklischen Erwärmen auf 1200⁰C in einer Atmosphäre aus Motorabgas und

Fig.4 eine grafische Darstellung der Schweißempfindlichkeit verschiedener Stähle.

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 13 handelt es sich um einen herkömmlichen Nickel-Chrom-Aluminiurn-Siahl, bei dem Stahl tS um AiSi 310S, bei dem Stahl 16 um Incolloy 800® und bei dem Stahl 17 um einen herkömmlichen Chrom-Aluminium-Stahl.

Stahlproben der Abmessungen 1,5 χ 20 χ 50 mm wurden geschliffen und während eines zwanzigstündigen oxydierenden Glühens bei 1200⁰C an Luft fortlaufend ausgewogen. Die Meßergebnisse gibt das Diagramm der F i g. 1 für die einzelnen Proben wieder. Der Kurvenverlauf des Diagramms der F i g. 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

Tabelle I

ebenso wie der Chrom-Aluminium-Vergleichsstahl hingegen ein braunes Aussehen besaßen. Somit ist die Oxydationsbeständigkeil des unter die Erfindung fallenden Stahls der des Chrom-Aluminium-Vergleichs-Ί Stahls ähnlich.

Bei weiteren, zweihundert Stunden bei 1200°C an Lufl oxydierend geglühten, Proben wurden die Oxydüberzüge mit Hilfe eines Röntgen-Diffraktometers untersucht sowie anhand von in Kunststoff eingebette-

κι ten polierten Schliffen die Überzugsdicke und die Ausscheidungen bestimmt.

Die Versuchsergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle Il zusammengestellt. Außerdem beziehen sich die Gefügeaufnahmen der Fig.2a auf den unter die Erfindung fallenden Stahl 2 sowie die Gefügeaufnahme der F i g. 2b auf den herkömmlichen Nicke!-Chrcm-A!uminium-Stahl 13, während die Gefügeaufnahme der F i g. 2c eine vergrößerte Darstellung der Gefügeaufnahme des Stahls 2 beinhaltet.

2(i Die Gefügeaufnahmen zeigen, daß bei den unter die Erfindung fallenden Stählen die Schicht nach einem zweihundertstündigen Luftglühen bei 1200⁰C im wesentlichen aus «-Al;Oj mit einer Schichtdicke von 5 bis 8 μίτι besteht und das Gefüge lediglich geringfügige

2> Titannitrid-Ausscheidungen im Austenitkorn aufweist Bei den schwarzen Gefügebestandteilen der Gefügeaufnahme gemäß F i g. 2a handelt es sich um Delta-Ferrit.

Im Gegensatz dazu entsteht beim oxydierenden Glühen im Falle eines Nickel-Chrom-Aluminium-Stahls

in eine dicke Zwischenschicht aus Aluminiumoxyd unter einer im wesentlichen aus (Fe-Cr)₁O₄ bestehenden Außenschicht und sind im Grundgefüge große Aluminiumnitrid und Titannitrid-Ausscheidungen erkennbar.

I Stahl 1	C	Si	Mn	Ni	Cr	Al
Erfindungsgemäß
zu verwendende
Stähle
1	0,041	0,81	1,02	15,2	9,8	4,96
2	0,076	0,53	1,04	22,3	15,7	4,76
3	0,057	0,47	1,02	24,2	18,5	4,68
4	0,052	0,57	1,05	28,6	23,1	4,60
5	0,022	0,52	0,98	25,5	18,4	4,63
6	0,015	0,32	0,45	33,1	23,4	5,83
7	0,092	0,17	0,38	36,7	24,8	5,57
	0,043	0,24	1,10	22,9	10,4	5,12
I ⁹	0,023	0,25	1,07	22,8	18,0	5,05
1 10	0,043	0,60	1,06	23,7	18,8	4,85
I "	0,058	0,52	1,07	25,6	21,2	4,52
I ⁿ	0,064	0,18	1,61	33,3	24,1	5,02
Vergleichsstähle
13	0,073	0,21	1,21	23,8	22,6	1,97
14	0,023	0,54	0,27	29,3	27,9	3,59
15	0,052	0,74	0,91	20,3	25,2	-
16	0,005	0,42	1,31	31,9	20,5	0,45
17	0,018	0,10	0,12	-	21,8	2,4

Tabelle I (Fortsetzung)

Ti

Nb

Zr Ce

La

Delta-Ferrit

Erfindungsgemäß	0,41	-	-
zu verwendende	0,42	-	-
Stähle	0,38	-	-
1	0,41	-	-
2	0,22	0,19	-
3	0,34	-	0,14
4	0,22	0,10	0,13
5	-	-	0,32
6	-	0,25	0,18
7	0,20	-	0,22
8	0,35	-	-
9	-	0,33	-
10
11	0,28	-	-
12	0,24	-	0,22
Vergleichsstähle	-	-	-
13	0,56	-	-
14	0.32	_	_
15
16
17

0,02

0,01

0,03
0,02
0,02

0,03

0,01

6,5 1,5 3,7 5,0

-0,3 2,3

-7,2

-14,8

7,9

7,8

6,9

-4,7

-6,5

10,8

-5,0

-44,2

100

Die Menge des Delta-Ferrits wurde nach der Formel: 3,0[(%Cr) + 1,5 (%Si) + 2,5(%A1)] -2,8 [(% Ni) + 0,5 (% Mn) + 30 [(%C) + (% N)

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.

Die Versuchsergebnisse machen deutlich, daß der Aluminiumoxydüberzug mit einer Dicke von einigen μπι einen hervorragenden Schutz gegen Oxydation und Aufstickung bei hohen Temperaturen gewährt

Tabelle II

Stahl	Hauptbestand teil	Neben bestandteil	Schicht dicke (μπι)	Aus- schei- dungs- phase
2	C-Al₂O₃	NiCr₂O₄ Fe₃O₄ Cr₂O₃	5-7	TiN

Stahl	Hauptbestand	Neben	Schicht	Aus-
	teil	bestandteil	dicke	schei-
				dungs-
			(am)	phase

bestimmt, wobei Wi die Summe der Gewichtsprozente 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

0-Al₂O₃ NiCr₂O₄ 5-8

Fe₃O₄
Cr₂O₃

C-Al₂O₃ NiCr₂O₄ 5-7

Fe₃O₄
Cr₂O₃

C-Al₂O₃ NiCr₂O₄ 4-6

Fe₃O₄
Cr₂O₃

C-Al₂O₃ NiCr₂O₄ 5-7

Fe₃O₄
Cr₂O₃

13 (Fe Cr)₃O₄ C-Fe₂O₃ -140
Cr₂O₃

(Fe Cr)₃O₄ C-Fe₂O₃ 60-70
Cr₂O₃

TiN

TiN Al₂O₃

AlN

TiN Al₂O₃

AlN

Bei den Proben 13 und 16 schließt die angegebene Schichtdicke auch die oxydische Zwischenschicht ein.

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 1200°C in einer strömenden Atmosphäre aus dem Abgas eines Benzinmotors und Luft für die Nachverbrennung unterworfen.

Die Proben wurden auf die Abmessungen 1,5 χ 20 χ 50 mm gebracht, geschliffen und gewaschen. Jeder Glühzyklus bestand aus einem dreißigminütigem Erwärmen und einem dreißigminütigem 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.

Weiterhin geben die Daten der nachfolgenden Tabelle III die Gewichtsänderungen von unter die Erfindung fallenden Stahlproben nach einem zwei-

Tabelle IV

2(1

hundertstündigen zyklischen Glühen bei 1200⁰C 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 besonders gering ist.

Tabelle III

Stahl

10

11

17

Cr

18
18
22
IS
18
22
22

Gewichtsänderung

(mg/cm )

+ 9,6 + 8,8 + 4,1 + 3,9 + 4,2 + 3,6 + 3,1

Stahl

Streckgrenze
(N/mm²)

Zugfestigkeit Dehnung Erichsen-Tiefung Dehnung

(N/mm²) (%) (mm) (%)

Dehnungsverhältnis

10

11

12

13

14

15

16

17

330
312
328
325
295
308
248
224
372
338
324
280
278
312
271
224
385

762 718 731 742 677 694 613 553 817 792 782 634 610 824 560 579 545 32,0
37,4
35,9
35,2
38,0
40,3
48,1
47,2
32,8
30,8
31,6
39,9
47,0
22,3
41,5
43,0
27,8

10,5
11,2
11,0
11,0
11,3
11,1
12,1
12,2
10,3
10,2
10,5
11,4
12,8
7,7
11,5
11,8
10,2

33,7 36,2 36,1 36,9 37,8 41,5 45,9 42,9 33,5 33,2 33,5 40,7 26,0 17,4 42,2 36,9 5,2

105

97

101

105

99

103

95

91

102

108

105

102

55

78

102

86

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.

Übereinstimmende Proben wurden außerdem dreihundert Stunden bei 115O⁰C 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

bo dem Eisen-Chrom-Aluminium-Vergleichsstahl 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,

b5 die bei den Seltene Erdmetalle enthaltenden Stählen bis 12 besonders gering waren.

Somit zeigen die Versuche, daß sich die erfindungsgemäß zu verwendenden 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 Überzug aus Aluminiumoxyd besitzen. -,

Beispiel 4

Um die Schweißbarkeit der in Rede stehenden Stähle nachzuweisen, wurden einige Proben der aus Tabelle I m ersichtlichen Zusammensetzung dem Tigama-Jigbchweißriß-Versuch unterworfen. Bei diesem Versuch wird die austenitischen Stählen eigentümliche Schweißrißempfindlichkeit bei hohen Temperaturen am Schweißgut gemessen und dabei der mittlere Teil eines ι -, Stahlblechs bei einem WIG-Umfangsschweißen stark verspannt. Das Verspannen geschieht dabei mit Hilfe eines von unten wirksamen Kugelstempels unmittelbar nach Beendigung des Schweißens. Bei diesem Versuch wird die Schweißrißempfindlichkeit aus dem Verhältnis >o der Schweißrißlänge zum Durchmesser des Schweißguts gemessen. Der Schweißversuch wurde mit einer Stromstärke von 5 A, einem Stromdurchgang von 5 Sekunden mit Argon als Inertgas sowie einer Zusatzspannung von 1,0% durchgeführt. Die Schweißrißlänge _>-, wurde mit Hilfe eines Mikroskops bei dreißigfacher Vergrößerung ermitte't. Die Versuchsergebnisse sind aus der grafischen Darstellung der Fig. 4 ersichtlich. Wie Fig.4 ohne weiteres erkennen läßt, besitzen die Stähle 3, 4, IO und 11 eine weitaus geringere Schweißrißempfindlichkeit als die herkömmlichen Vergleichsstähle 13 und 15.

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 Überzug aus Aluminiumoxyd bilden. Des weiteren besitzen diese Stähle auch bei hohen Temperaturen beständige Eigenschaften und lassen sich ohne Schwierigkeiten warmverformen und schweißen. Die Stähie 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 Konverter, im Vakuum oder nach dem ESU-Verfahren erschmelzen und in üblicher Weise vergießen sowie warm- und kaltwalzen und zu Rohren strangpressen.

Hici/u 4 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung eines hitze- und oxydationsbeständigen austenitischen Nickel-Chromstahls mit guter Verformbarkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit, bestehend aus höchstens 0,2% Kohlenstoff, höchstens 1,0% Silizium, höchstens 2,0% Mangan, 12 bis 40% Nickel, 9 bis 25% Chrom, über 4,5% bis 6% Aluminium, einzeln oder gemeinsam höchstens 0,8% Titan, Niob und Zirkonium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, als Werkstoff zum Herstellen von Gegenständen, die eine hohe Erosions- und Abblätterungsbeständigkeit sowie eine gute Tiefziehbarkeit besitzen müssen und auch bei langzeitiger Temperaturbeanspruchung in sauerstoff- und stickstoffhaltiger Atmosphäre beständig gegen die Bildung einer oxydischen Zwischenschicht und Ausscheidung von Titan- und Aluminiumnitrid sind.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 als Werkstoff zur Herstellung von Kraftfahrzeugabgassystemen, Strahlungsrohren, Reaktoren und Heizelementen.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, der höchstens 0,8% Zirkonium und/oder höchstens 0,1 % Seltene Erdmetalle enthält, für den Zweck nach Anspruch 1 oder 2.

4. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dessen Nickelgehalt jedoch mindestens 22% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1 oder 2.

5. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dessen Nickelgehak jedoch mindestens 34% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1 oder 2.

6. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 5, der jedoch mit Kalzium und/oder Magnesium desoxydiert worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1 oder 2.