DE2809081C3

DE2809081C3 - Verwendung einer Legierung des Eisen-Nickel-Chrom-Molybdän-Systems

Info

Publication number: DE2809081C3
Application number: DE2809081A
Authority: DE
Inventors: Yutaka Fukui; Fumio Hataya; Tetsuo Kashimura
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1977-03-04
Filing date: 1978-03-02
Publication date: 1980-12-04
Also published as: US4174213A; CA1099956A; DE2809081A1; GB1597046A; JPS53108022A; DE2809081B2

Description

Die Erfindung betrifft eine Verwendung einer Legierung bestehend aus den nachstehenden Komponenten in Gew.-°/o:

0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0.5 bis 3 Mn, 42 bis 70 Ni, 15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti und/oder Nb, 7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare Verunreinigungen,

als Auskleidungs- und als Übergangsstück einer Gasturbinenkammer, wobei das Übergangsstück ein verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases einer Gasturbinendüse aufweist, sowie als Schweißzusatzwerkstoff.

Bevorzugte Legierungen für die Verwendungen haben in Gew.-°/o folgende Komponenten:

0,06 C, 0,8 Si, 1,5 Mn, 47 Ni, 26,5 Cr₁ 6 Mo, 0,4 Ti, 0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sowie 0,1 C, 0,5 Si, 0,7 Mn, 46 Ni, 22 Cr, 9 Mo, 0,6 W, 1,5 Co, 0,4 Ti, 0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Es sind bereits Nickelspeziallegierungen bekannt, die in oxydierenden Atmosphären eine ausgezeichnete Hochtemperaturkorrosionsfestigkeit haben sollen. Die Nickellegierungen bestehen in Gew.-°/o aus 0,04 bis 0,25 C, 10,0 bis 25,0 Cr und sollen wenigstens eines der nachstehenden Elemente zusätzlich aufweisen, nämlich 0,1 bis 30,0 Fe, 0,1 bis 25 W, 0,1 bis 10,0 Mo, 0,05 bis 30 Co. Zusätzlich können noch vorhanden sein 0,4 bis 1,5 Mn, 0,05 bis 0,5 Si, wobei der Rest jeweils Nickel ist. Als weitere Zusatzstoffe werden 0,001 bis 0,05 B, 0,01 bis 0,1 Zr ausgewiesen, wobei in diesen Zusammensetzungen wenigstens zusätzlich 0,001 bis 0,02 Mg, 0,001 bis 0,05 Ca und 0,001 bis 0,02 Seltene Erden vorhanden sein sollen.

Weitere Legierungszusätze können 0,001 bis 0,2 Al und 0,001 bis 0,05 Ti sein (DE-OS 26 38 793).

Die bekannte Legierung hat bei hohen Temperaturen eine ausgezeichnete Korrosionsfestigkeit und bildet an ihrer Oberfläche einen Oxydfilm, der nicht abblättert und bei hohen Temperaturen nur sehr geringe Korrosion durch Oxydation zeigt. Eine selektive Oxydation der Korngrenzen und eine innere Oxydation in einer Atmosphäre mit geringer Oxydationsfähigkeit, ίο beispielsweise einer Inertgasatmosphäre aus Helium oder Argon oder in Vakuum findet nicht statt so daß die bekannte Legierung unter solchen Umgebungsbedingungen im industriellen Maßstab eingesetzt wird.

Die Festigkeit bei hohen Temperaturen wird durch die Zeitstandfestigkeit festgelegt Die Duktilität bei hohen Temperaturen nach einem langzeitigen Erhitzen wird durch die Prozentdehnung und die Prozentreduktion der Fläche nach dem Kriechbruch bzw. dem Zeitstandsbruch beurteilt.

Eine übermäßige Abscheidung von Karbiden, von Chrom, Wolfram, Molybdän usw. wie sie bei der bekannten Legierung eintreten kann, verringert nicht nur die Duktilität, sondern übt auch einen nachteiligen Einfluß auf den Widerstand gegen die Korrosion bei hohen Temperaturen auch in Inertgasatmosphären oder hinsichtlich Reparaturen durch Schweißen von Rissen aus, die sich während des Betriebs bilden. Bisher kennt man keinen geeigneten Schweißzusatzwerkstoff für die Durchführung solcher Schweißreparaturen.

Die bekannten wärmebeständigen Legierungen mit einem hohen Nickel- und Chromgehalt und einem Anteil an Molybdän, Wolfram und Kobalt haben zwar eine relativ gute Zeitstandsfestigkeit, jedoch eine niedrige Duktilität, die nach einem Erhitzen auf hohe Temperaturen während eines langen Zeitraums sehr schlecht wird. Aufgrund thermischer Ermüdung entstehen Risse. Wenn solche Lgierungen für Zwecke eingesetzt werden, bei denen wiederholt eine thermische Beanspruchung während eines langen Zeitraums auftritt, wie dies beispielsweise bei Gasturbinenbrennkammern der Fall ist, treten an deren Schlitzlöcher für den Einlaß von Kühlluft Risse auf, die die Gasturbinenbrennkammer unbrauchbar machen. Diese Risse sind auch mangels eines brauchbaren Schweißzusatzwerkstoffes nicht durch Schweißen reparabel.

Wenn die bekannte Legierung bei hohen Temperaturen über lange Zeiträume benutzt wird, scheidet sich Chromkarbid in übermäßigen Mengen ah, wodurch der an sich hohe Chromgehalt stark reduziert wird, was zu einem Absinken des Korrosionswiderstands bei hohen Temperaturen während längerer Einsatzzeiten führt. Insbesondere stellt sich eine sehr starke Korrosion aufgrund von Schwefelverbindungen im Verbrennungsgas ein, so daß sich eine solche Legierung auch aus diesem Grund für die Verwendung in einer Gasturbinenbrennkammer nicht eignet, da die Lebensdauer zu kurz wäre.

Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht deshalb darin, den Legierungen der genannten Art bei hohen Temperaturen eine hohe Festigkeit und eine hohe, auch während langer Einsatzzeiten konstant bleibenden Duktilität zu geben, damit sie für die erfindungsgemäßen Verwendungszwecke als thermisch nicht ermüdende Werkstoffe eingesetzt werden können, wobei gleichzeitig eine gute Schweißbarkeit gewährleistet sein soll.

Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen haben insgesamt eine hohe Festigkeit bei hohen

Temperaturen, eine hohe Duktilität auch bei langzeitigem Erhitzen auf sehr hohe Temperaturen und weisen einen ausgezeichneten Widerstand gegen thermische Ermüdung und Korrosion in den korrosiven Atmosphären auf, wie sie beispielsweise in Gasturbinenbrennkammem vorliegen. Eine besonders hohe Duktilität und einen besonders guten Korrosionswiderstand erhält man, wenn die Legierung nur Titan, aber kein Niob enthält. Wenn stattdessen die Legierung kein Titan aber Niob enthält, erhält man eine sehr hohe Duktilität und eine hohe Festigkeit bei den genannten Einsatztemperaturen. Wenn beide Elemente in der Legierung vorhanden sind, sind sowohl die Duktilität auch bei sehr langen Einsatzzeiträumen, die Festigkeit und der Korrosionswiderstand bei den hohen Einsatztemperaturen sehr gut Durch die gute Duktilität ergibt sich zunächst eine gute Formbarkeit der Werkstoffe, so daß Auskleidungen für Gasturbinenbrennkammern und Übergangsstücke für die Gasturbinen hergestellt werden können, wobei ein solches Obergangsstück ein verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases aufweist. Die in den Auskleidungen vorgesehenen Luftschlitze bleiben während sehr langer Einsatzzeiten aufgrund der hohen Ermüdungsbeständigkeit im wesentlichen rißfrei. Der Werkstoff ist gut schweißbar und eignet sich als Schweißzusatzwerkstoff.

Der Anteil von Titan und Niob in einem Bereich von 0,05 bis 1,0 Gew.-% kann die Festigkeit der Duktilität der Legierungen verbessern. Es ist bekannt, daß diese Elemente, ebenso wie Molybdän und Wolfram, Karbid bildende Elemente sind. Solange sie jedoch in einer sei./ kleinen Menge vorhanden sind, können sie die Wanderung von Kohlenstoff verzögern, die Abscheidung von Kohlenstoff zusammen mit Chrom, Wolfram und Molybdän als Karbide unterbrechen und die Steigerung der Duktilität bei erhöhten Temperaturen beeinflussen. Das bedeutet, daß die Zugabe einer sehr kleinen Menge an Titan und Niob eine Verzögerungswirkung hinsichtlich der Karbidabscheidung hat. Bisher hat man bei wärmefesten Stählen eine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit durch die Abscheidung von Karbiden und dadurch eine Verstärkung erreicht. Diese Verstärkung durcn die Abscheidung der Karbide ist jedoch nur bei niedrigen Temperaturen, beispielsweise bei 500 bis 700⁰C, oder auch bei einer Temperatur von 700 bis 1000° C während eines kürzeren Zeitraums wirksam, während das Wachstum der Karbide und die Bildung von zusammenhängenden größeren gröberen Körnern bei erhöhten Temperaturen während eines Langzeiteinsatzes begünstigt wird, wodurch die Legierungen spröd und ihre Festigkeit reduziert werden. Die Karbide scheiden sich vorzugsweise an den Korngrenzen ab. Somit verspröden die Legierungen, die viel Molybdän und Wolfram enthalten, sofort an den Korngrenzen, wenn sie erhöhten Temperaturen ausgesetzt werden. Sie unterliegen somit dem Kriechbruch ohne irgendeine Verbesserung der Duktilität. Somit ist es ideal, die Karbide während der Inbetriebnahme mit Zielrichtung auf die tatsächliche Betriebszeu langsam abzuscheiden, um den besten Zustand der Karbidab- bo scheidung herbeizuführen.

Die Zugabe von Titan unu Mod kann die Abscheidung der Karbide verzögern, wobei ein langsames Abscheiden der Karbide in einem gleichförmig dispergieren Zustand in der Grundmasse erfolgt, ohne daß eine dauernde Karbidabscheidung an den Korngrenzen eintritt, was zur Versprödung führen würde. Somit kann die Deformierbarkeit der Korngrenzen sowie der Matrix gesteigert werden, d. h. man erhält eine größere ZeitstandsduktilitäL Gleichzeitig erfolgt das Abscheiden langsam, so daß man eine höhere Festigkeit auch nach langer Einsatzzeit erhält.

Titan hat auch eine starke Wirkung hinsichtlich der Desoxydation und der Denitrierung. Es senkt den Sauerstoff- und Stickstoffgehalt der Legierung, Dadurch wird die Duktilität des Grundmaterials bzw. der Matrix verbessert und somit wird die Grenze der Kohlenstoff-Feststofflösung in den Zwischenräumen gesteigert Diese Auswirkungen durch das Titan und das Niob können in zufriedenstellendem Ausmaß nicht erreicht werden, wenn ihr Gehalt geringer als 0,05 Gew.-°/o ist Solange ihr Gehalt mehr als 1,0 Gew.-°/o beträgt, ist die Duktilität reduziert, auch wenn Titan und Niob einzeln oder in Kombination zugesetzt sind. Ein besonders günstiger Einfluß auf die Duktilität wird bei einem Zusatz von Titan und Niob einzeln oder in Kombination von 0,2 bis 0,6 Gew.-% erreicht Der stärkere Effekt durch die Kombination des Zusatzes von Titan und Niob gegenüber dem Zusatz eines einzelnen dieser Elemente ist bereits erläutert.

Das verzögerte Abscheiden von Karbiden des Chroms als Hauptkomponente und anderer Karbide gewährleistet, daß eine große Chrommenge in der Grundmatrix vorhanden bleibt, so daß der Widerstand gegen Oxydation und Korrosion bei hohen Temperaturen gleichzeitig gesteigert wird. Bei der Reparatur von Rissen, die sich während der Betriebszeit einstellen, haben die erfindungsgemäßen Legierungen eine gute Schweißbarkeit, wodurch diese Reparaturen sehr leicht ausgeführt werden können.

Kohlenstoff wird zugesetzt, um die Festigkeit zu erhöhen. Zuviel Kohlenstoff führt zu einer Begünstigung der Karbidabscheidung. Deshalb liegt die obere Grenze bei 0,2 Gew.-%. Hinsichtlich der Duktilität möchte man jedoch den Kohlenstoffgehalt so niedrig wie möglich halten. Ein Bereich von 0.05 bis 0,15 Gew.-% ist besonders günstig hinsichtlich der Festigkeit und Duktilität, ein spezieller Bereich für den Kohlenstoffgehalt liegt zwischen 0,08 und 0,15 Gew.-%.

Silizium wird in einem Bereich von nicht mehr als 3 Gew.-% als Desoxydationsmittel zugesetzt. Es ist erforderlich, wenigstens 0,3 Gew.-% Silizium zuzugeben, um eine ausreichende Desoxydationswirkung zu erreichen. Um eine Absenkung der Duktilität und ein Abscheiden der Sigma-Phase zu verhindern, was bei einem Aufheizen auf hohe Temperaturen eintritt, wird ein Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% Silizium besonders bevorzugt.

Mangan wird in einem Bereich von nicht mehr als 3,0 Gew.-% zugegeben, um eine Desoxydation und eine Entschwefelung zu bewirken. Es ist erforderlich, wenigstens 0,5 Gew.-°/o Mangan zuzusetzen, um eine ausreichende Desoxydation und Entschwefelung zu erreichen. Bevorzugt wird ein Bereich von 0,5 bis 2,0 Gew.-% Mangan, um ein Absinken des Oxydationswiderstandes und um die Abscheidung der Sigma-Phase zu verhindern.

Die Zugabe von Chrom im Bereich von 15 bis 35 Gew.-% ist erforderlich, um den Widerstand gegen Oxydation und Korrosion bei hohen Temperaturen sowie bei niedrigen Temperaturen durch korrosive Gase oder Stoffe wie SO₂, Co, H₂S, Cl-, V₂O₅, Na₂SO₄ und andere zu gewährleisten. Es ist erforderlich, wenigstens 22 Gew.-% Chrom zuzusetzen, um einen ausreichenden Oxydations- und Korrosionswiderstand bei 700⁰C oder bei höheren Temperaturen zu erhalten.

Vorteilhafterweise werden nicht mehr als 35 Gew.-% Chrom zugesetzt, um die Absenkung der Duktilität und der Warmbearbeitbarkeit zu verhindern. Ein Bereich von 22 bis 30 Gew.-% Chrom ist bezüglich des Abscheidens der Sigma-Phase günstig, was auftritt, wenn ein Einsatz bei hohen Temperaturen erfolgt und wenn die Korrosionsfestigkeit bei erhöhten Temperaturen gewährleistet werden soll. 24 bis 27 Gew.-% Chrom sind hinsichtlich des Einsatzes bei sehr hohen Temperaturen besonders günstig.

Durch einen Zusatz von 42 bis 70 Gew.-% Nickel kann eine Austenitstruktur stabilisiert werden. Außerdem erhält man eine hohe Festigkeit, Duktilität und einen guten Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen neben der Möglichkeit, die Legierungen plastisch zu bearbeiten, insbesondere bei hohen Temperaturen wirkt das Nickel so, daß die Abscheidung der Sigma-Phase verhindert wird, daß das Auftreten einer Versprödung ausgeschlossen wird, wenn eine langzeitige Erhitzung erfolgt, und die Festigkeit und Duktilität der Legierungen bei hohen Temperaturen, der Oxdations- und Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen verbessert werden. Wenn weniger als 42 Gew.-% Nickel zugegeben werden, sinkt der Korrosionswiderstand der Legierungen bei hohen Temperaturen ebenso wie ihre Festigkeit, ihre Duktilität und Bearbeitbarkeit. Bei einem Nickelgehalt von über 70 Gew.-% sinkt der Korrosionswiederstand bei hohen Temperaturen. Die Warmbearbeitbarkeit wird schlechter. Der Einfluß auf die Duktilität bei erhöhten Temperaturen wird geringer. In einem Bereich von 44 bis 50 Gew.-% Nickel wird ein besonders günstiger Korrosionswiederstand, eine sehr gute Duktilität sowie Festigkeit bei erhöhten Temperaturen erreicht. Legierungen mit einem Nickelgehalt von 44 bis 50 Gew.-% haben bei hohen Temperaturen einen guten Korrosionswiderstand gegenüber Verbrennungsgasen. Sie eignen sich somit als Materialien, die in derartigen Atmosphären einsetzbar sind.

Molybdän wird in einem Bereich von 4,5 bis 15 Gew.-% zugegeben. Molybdän ist ein wesentliches Element zur Steigerung der Festigkeit und Duktilität der Legierungen über die Kombination mit Titan und Niob. Ein Zusatz in einem Bereich von wenigstens 4,5 Gew.-% verbessert die Zeitstandsfestigkeit und die Zeitstandsdehnung beträchtlich. Eine Zugabe von über 15 Gew.-% verschlechtert die Bearbeitbarkeit und senkt insbesondere den Oxydationswiderstand bei erhöhten Temperaturen. Um die Gefahr einer Abscheidung der Sigma-Phase oder überschüssiger Karbide und eine Entstehung einer Versprödung zu vermeiden, wird ein Bereich von 5 bis 10 Gew.-% Molybdän besonders bevorzugt.

Zur Verstärkung durch Karbidbildung oder zur Intensivierung der Feststofflösung können geringe Mengen Wolfram und Kobalt zugesetzt werden.

Anhand der Zeichnungen wird die Erfindung beispielsweise näher erläutert. Es zeigt

F i g. 1 schematisch eine Gasturbinenbrennkammer aus einer erfindungsgemäß verwendeten Legierung,

Fig.2 in einem Spannungs-Zeit-Diagramm die Ergebnisse der Zeitstandsversuche bei 800° C,

F i g. 3 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Zeitstandsfestigkeit bei 800° C für eine Dauer von ι ο 1000 h, abhängig vom Molybdängehalt,

F i g. 4 in einem Diagramm die Ergebnisse der Zeitstandsbruchdehnungen bei 800° C,

F i g. 5 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Zeitstandsbruchdehnung bei 800° C und bei einer ! 5 Dauer von 100 h und dem Molybdängehalt,

Fig. 6 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Korrosionsverlust und dem Nickelgehalt bei Korrosionsheißversuchen und

F i g. 7 anhand von Querschnittsformen von Probestücken die Ergebnisse von Wärmezyklus-Ermüdungsversuchen.

Die in F i g. 1 gezeigte Gasturbinenbrennkammer besteht aus einer Auskleidung 3, einem Übergangsstück 4 und einer Brennstoffdüse 5. Die Auskleidung 3 und das Obergangsstück 4 sind ineinandergesetzt, um ein Ausströmen von Verbrennungsgas zu verhindern. Die Auskleidung 3 wird so hergestellt, daß eine Platte zu einem Zylinder gebogen wird, wobei die Verbindungsstelle geschweißt wird. Außerdem werden Luftschlitze 1 und eine öffnung 2 zum Anbringen eines Querfeuerrohres vorgesehen. Bei der Herstellung des Übergangsstücks 4 wird eine Platte in die in F i g. 1 gezeigte Form gebogen. Die Verbindungsstellen werden verschweißt. Der Werkstoff für die Auskleidung und das Übergangsstück ist sehr gut plastisch bearbeitbar und schweißbar und hat einen hohen Oxydationswiderstand, einen hohen Korrosionswiderstand, einen hohen Widerstand gegen thermisches Ermüden und einen hohen Widerstand gegen Versprödung sowie eine gute Duktilität
In der nachstehenden Tabelle sind in Gewichtsprozent die chemischen Zusammensetzungen der bei Versuchen verwendeten Legierungen zusammengestellt. Bei den Versuchsproben wurden die Proben 1,2,5 bis 12 und 14 bis 21 in der Atmosphäre in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen. Die Proben 3,4 und 13 wurden unter Vakuum in dem Hochfrequenzinduktionsschmelzofen verschmolzen und anschließend geschmiedet. Alle Proben werden auf HOO⁰C eine Stunde lang erhitzt und einer Feststofflösungsbehandlung durch Tauchkühlung in Wasser, ausgehend von dieser Temperatur, unterworfen. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind die Legierungen 12 bis 21. Vergleichslegierungen sind die übrigen.

Tabelle

Si

Mn

Cr

Ni

Co

Ti

Nb

1	0,08	0,7	1,0	20,3	31,8
2	0,06	1,1	1,5	26,1	46,1
3	0,09	0,2	1,1	26,1	66,7
4	0,10	1,2	1,0	18,9	78,6
5	0.08	1,4	1,5	28,2	45,0

3,2

4,1

3,0

)■ -M ■

	C	Si	7	Cr	28	09 081	W	-	Co	8	Ti	Nb	Fe
	0,09	0,6		21,6			0,8	1,6		_	—	18,5
	0,16	0,9	Mn	24,5			3,8	4,3	-	-	7,4
	0,05	0,8	0,7	25,9	Ni	Mo	-	-	0,2	-	21,5
Fortsetzung	0,07	1,2	1,0	28,4	47,8	8,4	-	-	0,5	0,4	21,7
Nr.	0,05	0,7	1,5	26,3	55,9	2,1	-	-	0,2	0,3	22,8
6	0,07	0,6	1,5	19,8	47,9	2,2	2,6	2,3	0,3	0,4	28,5
7	0,09	1,0	1,6	25,0	46,2	-	-	-	0,3	-	15,7
8	0,06	1,0	1,3	17,5	48,1	-	-	-	-	0,3	8,8
9	0,07	0,8	1,2	25,2	40,3	3,8	5,7	-	0,4	-	16,3
10	0,09	1,3	1,3	24,6	49,4	7,3	-	2,7	-	0,4	14,0
11	0,06	0,8	0,9	26,5	65,3	5,7	-	-	0,4	0,4	17,3
12	0,05	0,9	1,1	27,2	45,1	5,5	0,5	-	0,3	0,5	18,6
13	0,10	0,8	1,5	23,6	43,5	12,3	-	6,9	0,4	0,3	14,2
14	0,08	1,0	1,5	30,7	47,0	6,0	0,8	1,4	0,5	-	10,7
15	0,10	0,5	1,0	22,0	44,9	6,0	0,6	1,5	0,4	0,4	18,5
16	0,08	0,7	1,3	22,8	45,3	7,4	0,6	1,3	0,3	0,5	20,2
17			0,7	47,2	6,3
18		0,8	46,3	9,0
19			44,2	8,5
20
21

Das Diagramm von F i g. 2 zeigt die Ergebnisse von Zeitstandsversuchen. Die erfindungsgemäßen Legierungen 12, 16 und 20, die mehr als 4,5 Gew.-% Molybdän und Titan oder sowohl Titan als auch Niob enthalten, haben eine höhere Zeitstandsfestigkeit als die Vergleichslegierungen 2, 5,6,7,8,10 und 11, die weniger als 4,5 Gew.-°/o Molybdän enthalten. Bei den erfindungsgemäßen Legierungen wird die Zeitstandsfestigkeit mit steigendem Molybdängehalt höher, beispielsweise steigend von 16 über 12 zu 20. Somit kann die Festigkeit dadurch verbessert werden, daß der Molybdängehalt erhöht wird, was eine Verwendung als Materialien gewährleistet, die höhere Festigkeit als eine wärmebeständige Legierung erfordern.

Das Diagramm von Fig.3 zeigt die Beziehung zwischen der Zeitstandsfestigkeit bei 800° C während 1000 h abhängig vom Molybdängehalt. Mit A sind die Legierungen bezeichnet, die Titan und Niob enthalten, während mit B Legierungen bezeichnet sind, die weder Titan noch Niob enthalten. Bei den Legierungen gemäß A ist die Festigkeit bei einem Molybdängehalt von etwa 2 Gew.-% geringer, steigt jedoch drastisch mit zunehmendem Molybdängehalt über 2 Gew.-%, wie die» in F i g. 2 gezeigt ist Bei den Legierungen gemäß B steigt die Festigkeit ebenfalls mit zunehmendem MolybdängehalL Insbesondere die erfindungsgemäßen Legierungen, die Molybdän, Titan und Niob in Kombination enthalten und einen Molybdängehalt von mehr als 4,5 Gew.-°/b aufweisen, zeigen aufgrund des Molybdänzusatzes einen gegenüber den Vergleichslegierungen beträchtlich gesteigerten Effekt, die kein Titan und Niob enthalten und den gleichen Molybdängehalt aufweisen.

Fig.4 zeigt die Prozentdehnung von Kriechbruchversuchen bei 800° C Die erfindungsgemäßen Legierungen 12, 16 und 20, die mehr als 4,5 Gew.-°/o Molybdän sowie Titan und Niob enthalten, haben eine merklich höhere Prozentdehnung als die Vergleichslegierungen 2, 5, 6, 7, 8, 10 und 11, die weniger als 4,5 Gew.-°/o Molybdän aufweisen. Die Prozentdehnung der Vergleichslegierungen sinkt bei steigender Zeit, während die Prozentdehnung der erfindungsgemäßen Legierungen mit größer werdender Zeit zunimmt Es wird angenommen, daß die erfindungsgemäßen Legierungen einen höheren Versprödungswiderstand durch Erhitzen während eines langen Zeitraums aufweisen.

Das Diagramm von Fig.5 zeigt die Beziehung zwischen der Prozentdehnung bei einem Bruch bei 100 h nach Zeitstandsversuchen von 800° C gemäß F i g. 4 und dem Molybdängehalt Aus F i g. 5 sieht man, daß durch den Gehalt an Titan und Niob (Kurve C) die Prozentdehnung drastisch steigt, wenn der Molybdängehalt 4 Gew.-% überschreitet Die Wirkung der kombinierten Zugabe von Molybdän sowie Titan und Niob ist merkbar, während bei den Legierungen, die kein Titan und Niob enthalten (Kurve D) kein starker Anstieg der Prozentdehnung mit zunehmendem Molybdängehalt erkennbar ist. Bei einem Vergleich der erfindungsgemäßen Legierung bei gleichem Molybdängehalt geht die Legierung 12, die Titan allein enthält, durch einen Punkt, der niedriger liegt als der

so entsprechende Punkt auf der Linie, die zwischen den Legierungen 16 und 20 aufgetragen ist und sowohl Titan als auch Niob in Kombination enthält Die Legierungen, welche sowohl Titan als auch Niob in Kombination enthalten, können somit eine besonders hohe Duktilität haben.

Die Prozentreduzierung der Querschnittsfläche der erfindungsgemäßen Legierungen nach dem Kriechbruch ist geringer als 40%, während die bei den Vergleichslegierungen weniger als 30% beträgt

Die erfindungsgemäßen Legierungen haben eine hohe Zeitstandsfestigkeit und eine hohe Zeitstandsduktilität, so daß sie sich in zufriedenstellender Weise für den Einsatz als Material eignen, das hohe Temperaturen aushält

Zur Untersuchung der Eigenschaften, die für die Verwendung als Auskleidung und Übergangsstück bei Gasturbinen erforderlich sind, werden Korrosionsversuche und thermische Ermüdungsversuche ausgeführt.

Das Diagramm von Fig.6 zeigt die Beziehungen zwischen dem Korrosionsverlust der Probestücke und dem Nickelgehalt der Legierungen, wenn die Oberflächen der Probestücke, die 5 mm stark, 8 mm breit und 50 mm lang sind, mit einer Salzmischung überzogen sind, die aus 25 Gew.-% Natriumchlorid und 75 Gew.-% Natriumsulfat besteht, wobei ein Überzug von 10 mg/cm² während des Erhitzens und Schmelzens vorhanden ist. Die überzogenen Probestücke werden in der Atmosphäre 50 h lang zur Durchführung des Heißkorrosionstestes erhitzt. Aus Fig.6 ersieht man, daß die Legierungen gemäß der Erfindung, die 43 bis 70 Gew.-% Nickel enthalten, den geringsten Korrosionsverlust haben und daß der Korrosionsverlust stark ansteigt bei einem Nickelgehalt außerhalb des genannten Bereiches, d. h. bei weniger als 43 Gew.-% und bei mehrals70Gew.-%.

Die Heißkorrosion entwickelt sich auf Materialien, die den Verbrennungsgasen von Leichtöl, Kerosin usw. ausgesetzt sind, was beispielsweise bei einer Brennkammerauskleidung und beim Übergangsstück einer Gasturbine der Fall ist. Die erfindungsgemäßen Legierungen haben somit einen guten Widerstand gegen Heißkorrosion und bilden Materialien, die für Auskleidungen und Übergangsstücke verwendet werden können.

In Fig.7 sind die Ergebnisse von thermischen Ermüdungsversuchen gezeigt. Der thermische Ermüdungsversuch wird so ausgeführt, daß unter einem vertikalen elektrischen Ofen ein Wasserbad angeordnet ist Das Probenstück wird abwechselnd in das Wasserbad und in den auf 800° C erhitzten elektrischen Ofen gelegt Die Dauer, während der sich das Probestück im elektrischen Ofen befindet, beträgt 6 min. Anschließend wird das Versuchsstück 6 s lang in das Wasserbad gelegt Dieser Zyklus wird in vorgegebener Anzahl durchgeführt Dann werden die Probestücke herausgenommen und in zwei Teile zerschnitten. Man untersucht den Bruchzustand des Querschnittes. Das 5 mm starke, 9 mm breite und 20 mm lange Probestück hat ein Loch mit einem Durchmesser von 2 mm und zwei weitere Löcher, die jeweils einen Durchmesser von 5 mm haben. In Fig. 7 bezieht sich die linke Spalte auf Legierungen, die sich direkt aus der Feststofflösungsbehandlung ergeben. Die rechte Spalte bezieht sich auf die Legierungen, die 1000 h lang auf 850° C erhitzt sind, um eine Versprödung nach der Feststofflösungsbehandlung zu bewirken. Fig.7 zeigt, daß bei den Legierungen gemäß der Erfindung, nämlich 12, 13 und 20, die Probestücke weniger rissig und verformt sind als bei den Vergleichslegierungen 5 und 6. Das heißt, daß die Legierungen gemäß der Erfindung einen guten Widerstand gegen Thermoschocks aufweisen, die durch schnelles Erhitzen und Abkühlen eintreten, und außerdem einen guten Widerstand gegen eine Erhitzungsversprödung aufweisen.

Die Brennkammerauskleidung und das Übergangsstück für die Gasturbine werden wiederholt einem schnellen Erhitzen durch die heißen Verbrennungsgase beim Start und das schnelle Abkühlen beim Stoppen des Einsatzes ausgesetzt, d. h. sie unterliegen einer thermischen Ermüdung. Es zeigt sich jedoch, daß die erfindungsgemäßen Legierungen Eigenschaften haben, die ermöglichen, daraus hergestellte Materialien zufriedenstellend für die genannten Zwecke einzusetzen.

Die erfindungsgemäße Legierung 21 wird zur Herstellung einer Platte warmgewalzt Aus der erhaltenen Platte werden eine Auskleidung und ein Übergangsstück durch Biegen und Lichtbogenschweißung hergestellt, ohne daß irgendein Schweißzusatzwerkstoff im Falle der Auskleidung benutzt wird. Bei der Lichtbogenschweißung des Übergangsstücks wird ein Schweißzusatzwerkstoff benutzt, der dadurch hergestellt wird, daß die erfindungsgemäße Legierung 21 geschmiedet wird und daß anschließend die geschmiedete Legierung zu einem Draht von 1,6 mm Durchmesser gezogen wird. Die geschweißte Auskleidung und das Übergangsstück haben keine Schweißfehler und weisen gute Schweißverluste auf.
Das Warmwalzen der erfindungsgemäßen Legierungen kann sehr einfach nach dem Heißschmieden ausgeführt werden, ohne daß Walzfehler auftreten. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind somit zufriedenstellend plastisch bearbeitbare Materialien, die gut schweißbar sind und sich als Schweißzusatzwerkstoff eignen.

Die Auskleidung wird in eine übliche Gasturbine eingebaut und 10 000 h lang benutzt Es zeigen sich nur ganz kleine Risse an den Luftschlitzen. Die Abschnitte mit den feinen Rissen können ohne Schwierigkeiten durch Verschweißen ohne irgendwelche Schweißzusatzwerkstoffe repariert werden.

Hierzu 4 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung einer Legierung bestehend aus den nachstehenden Komponenten in Gewichtsprozent:

0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0,5 bis 3 Mn, 42 bis 70 Ni. 15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti und/oder Nb, 7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare Verunreinigungen,

als Auskleidungs- und als Übergangsstück einer Gasturbinenkammer, wobei das Übergangsstück ein verengtes offenes Ende für die Zuführung des Brenngases einer Gasturbinendüse aufweist

2. Verwendung einer Legierung bestehend aus den nachstehenden Komponenten in Gewichtsprozent:

0,03 bis 0,2 C, 0,3 bis 3 Si, 0,5 bis 3 Mn, 42 bis 70 Ni, 15 bis 35 Cr, 4,5 bis 15 Mo, 0,05 bis 1 Ti und/oder Nb, 7,5 bis 35 Fe, Rest unvermeidbare Verunreinigungen,
als Schweißzusatzwerkstoff.

3. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung in Gewichtsprozent folgende Komponenten aufweist:

0,06 C, 0,8 Si, 1,5 Mn, 47 Ni, 26,5 Cr, 6 Mo, 0,4 Ti, 0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

4. Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung folgende Komponenten in Gewichtsprozent aufweist:

0,1 C, 0,5 Si, 0,7 Mn, 46 Ni, 22 Cr, 9 Mo, 0,6 W, 1,5 Co, 0,4 Ti, 0,4 Nb, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.