DE2819529C2 - Verfahren zur Herstellung warmfester Gußstücke aus einer austenitischen Cr-Ni-Fe-Legierung - Google Patents
Verfahren zur Herstellung warmfester Gußstücke aus einer austenitischen Cr-Ni-Fe-LegierungInfo
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Description
20 Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung warmfestei Gußstücke aus einer austenitischen Cr-Ni-Fe-Legierung
mit
25
30
0,25 | bis | zu | 0,8 | Gew.-96 | Kohlenstoff, |
8 | bis | zu | 62 | Gew.-% | Nickel, |
12 | DiS | zu | 32 | Gew.-% | Chrom, |
bis | 3,5 | Gew.-96 | Silicium, | ||
bis | 3 | Gew.-96 | Mangan, | ||
bis | 2 | Gew.-96 | Niob, | ||
bis zu 0,3 Gew.-96 Stickstoff
festigkeitsstelgernden Zusätzen wie Titan und Wolfram,
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen durch Vergießen einer Schmelze. Die erhaltenen Gußteile
können beispielsweise in Wasserstoff-Reformlerverfahren und unter anderen Hochtemperatur-Bedingungen
eingesetzt werden.
Derartige Legierungen sind durch das Alloy Casting Institute (ACI) Division der Steel Founders' Society von Amerika standardisiert bzw. genormt worden. In der nachstehenden Tabelle A sind typische ACI-Bezelchnungen den entsprechenden Legierungszusammensetzungen zugeordnet.
Derartige Legierungen sind durch das Alloy Casting Institute (ACI) Division der Steel Founders' Society von Amerika standardisiert bzw. genormt worden. In der nachstehenden Tabelle A sind typische ACI-Bezelchnungen den entsprechenden Legierungszusammensetzungen zugeordnet.
Be- Zusammensetzung in Prozent (Rest Fe)
zeichnung
C Mn Si P S Cr
max. max. max. max.
Ni
andere Elemente
HF | 0,20 | 0,40 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HH | 0,20 | 0,50 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HI | 0,20 | 0,50 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HK | 0,20 | 0,60 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HL | 0,20 | 0,60 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HN | 0.20 | 0,50 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HP | 0,35 | 0,75 | 2,00 | 2,00 | 0,04 | 0,04 |
HT | 0,35 | 0,75 | 2,00 | 2,50 | 0,04 | 0,04 |
HU | 0,35 | 0,75 | 2,00 | 2,50 | 0,04 | 0,04 |
HW | 0,35 | 0,75 | 2,00 | 2,50 | 0.04 | 0,04 |
• Übe | rschüssige Mengen | verursachen Oxidation |
19-23 9-12 Mo 0,5 max.*
24-28 11-14 Mo 0,5 max.* N 0,2 max.
26-30 14-18 Mo 0,5 max.*
24-28 18-22 Mo 0,5 max.*
0,04 28-32 18-22 Mo 0,5 max.*
19-23 23-27 Mb 0,5 max.*
24-28 33-37 Mo 0,5 max.*
15-19 33-37 Mo 0,5 max.*
17-21 37-41 Mo 0,5 max.*
10-14 58-62 Mo 0,5 max.*
Die ACI-Bezeichung verwendet die vorangestellten Buchstaben H und C, um die Eignung der Legierungen
hinsichtlich Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit aufzuzeigen. Der zweite Buchstabe bezeichnet in einer
grob alphabetischen Reihenfolge Legierungen mit steigendem
Nickelgehalt. Die den zwei Buchstaben folgenden Zahlen geben bei den H-Sorten den Mittelwert des
Kohlenstoffsbereiches an.
Die Funktion der verschiedenen Legierungsbestandteile ist ustsrschiedlich. So erhöht zum Beispiel Chrom m
die Oxidationsbeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit gegen heiße Gase. Mangan und Silicium dienen
der Stahlerzeugung, daneben beeinflußt Silicium auch die Oxidations- und Aufkohlungsbeständigkeit. Nickel
vermittelt die austenitische Struktur, welche die Warmfestigkeit bedingt, gleichzeitig fördert Nickel die Aufkohlungs-
und im gewissen Ausmaß auch die Oxidationsbeständigkeit. Nickelreiche Legierungen sind
jedoch empfindlich gegenüber Schwefel, insbesondere unter reduzierenden Bedingungen. Kohlenstoff ist ein -'<
> wesentliches Element zur Steuerung der Warmfestigkeit. Stickstoff kann ebenfalls für die Festigkeit von
Bedeutung sein.
Ein Verfahren der eingangs genannten Art ist aus der DE-OS 22 11 229 bekannt. Zur Verbesserung der Zeit- >
> Standfestigkeit vergleichbarer Legierungen bei erhöhter Temperatur wird die Zugabe mindestens eines Elementes
aus der Gruppe Co, W, Mo, Nb, Ti, Al und N empfohlen (vgl. S. 14, Abs. 2). Für diese Wahlkomponenten
sind erhebliche Anteile vorgesehen, nämlich bis zu 3096 3» Kobalt, bis zu 1096 Wolfram, bis zu 596 Niob, bis zu 59b
Titan, bis zu 5% Aluminium und weniger als 0,596 Stickstoff (vgl. S. 14 unten. S. 15 und S. 16). Mit der
Tabelle XV auf den Seiten 40, 41 und 42 sind die Zusammensetzungen von 12 Proben angegeben, welche
wenigstens zwei oder mehr dieser Wahlkomponeten enthalten. Ersichtlich enthält keine Probe die Kombination
(W+Ti).
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, durch einfache legierungstechnische Maßnahmen
die Dauerbruchfestigkeit bei hohen Temperaturen von Gußteilen mit typischen ACI-Zusammensetzungen zu
steigern.
Ausgehend von einem Verfahren der eingangs genannten Art ist die erfindungsgemäße Lösung dieser
Aufgabe dadurch gekennzeichnet, daß zur Steigerung der Dauerbruchfestigkeit der Gußstücke un. wenigstens
596 gegenüber vergleichbaren, jedoch wolfram- und titanfreien Legierungszusamensetzungen die Gehalte an
Titan und Wolfram in der Schmelze so eingestellt wer- j0
den, daß Im Gußstück 0,05 bis weniger als 1 Gew-% Titan und 0,05 bis 2 Gew.-% Wolfram enthalten sind.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sehen einen Gehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-% Wolfram und OJ
bis 0,6 Gew.-1* Titan in Gußstücken näher präzisierter "
Zusammensetzung vor, wie das in den Unteransprüchen angegeben ist.
Die Erfindung beruht darauf, daß von der gemeinsamen
Anwesenheit kleiner Mengen Titan und Wolfram in solchen Legierungen offensichtlich ein synergisti- W)
scher Effekt hinslchlich der Festigkeitssteigerung ausgeht. Hierzu kann auch auf die Fig. 1 und 2 der Zeichnungen
verwiesen werden.
Diese graphischen Darstellungen zeigen in geläufiger Weise die Dauerbruchfestfgkelt bekannter Legierungtn
bei 982 bzw. 1093° C. Die jeweils schräg von links oben nach rechts unten verlaufenden Geraden sind von
einem üblichen Zuverlässigkeitsbereich umgeben, welcher schraffiert dargestellt ist. Diese Darstellungen zeigen
nun, daß der Zusatz einer kleinen Menge von allein Titan oder allein Wolfram wenn überhaupt, lediglich
Festigkeitssteigerungen bewirkt, die innerhalb des Zuverlässigkeitsbereiches liegen. Demgegenüber zeigen
die erfingungsgemäß hergestellten Legierungen, die sowohl eine kleine Menge Titan wie eine kleine Menge
Wolfram enthalten, deutlich höhere Durchbruchfestigkeitswerte bei diesen Temperaturen, welche eindeutig
oberhalb des Zuverlässigkeitsbereiches liegen. Diese Dauerbruchfestigkeits-Steigerung beträgt zumindest 5%
und kann bis zu 100% betragen. Es ist somit der typische Fall eines synergistischen Effektes gegeben,
wonach die getrennte und alleinige Zugabe der einzelnen Komponenten keine besondere Wirkung hervorruft,
die gemeinsame Anwesenheit von Titan und Wolfram in ausgewählten, kleinen Anteilen dagegen eine überraschende,
nicht vorhersehbare Steigerung der Dauerbruchfestigkeit bei hohen Temperaturen bewirkt.
Ohne daran gebunden zu sein, beruht diese festigkeitsstelgernde
Wirkung bei hohen Temperaturen der gemeinsamen Anwesenheit von W und Ti in solchen
Legierungen offensichtlich auf der Ausscheidung einer besonders feinkörnigen, chromreichen, wolfram- und
titanhaltigen Karbidphase; ferner tritt eine titanreiche Ausscheidung auf. Es ist festgestellt worden, daß sich
diese beiden Phasen auch bei längerer Beanspruchung bei hohen Temperaturen nicht oder lediglich geringfügig
vergrößern, so daß die festigkeitssteigernde Wirkung dieser Phasen auch nach längerer Beanspruchung
nicht verlorengeht. Im Ergebnis führt deshalb der erfindungsgemäß vorgesehene Zusatz kleiner Mengen W
und Ti zu einer, gegenüber vergleichbaren, jedoch wolfram- und titanfreien Legierungszusammensetzungen,
anderen und beständigeren Feinstruktur.
Die Erfindung wird nachstehend im einzelnen anhand bevorzugter Ausführtngsformen mit Bezugnahme
auf die Zeichnungen erläutert; es zeigt
Fig. 1, 2, 3 und 4 graphische, im logarithmischen
Maßstab wiedergegebene Darstellungen der in den Tabellen 1, II, III und IV enthaltenen Ergebnisse; die
ausgezogenen Linien entsprechen der Standardlegierung, während die senkrecht dazu abstehenden dünneren
Linien die vorteilhaften Auswirkungen der erfindungsgemäß hergestellten Proben verdeutlichen;
Fig. 5 eine Mikrophotographie (500x) der typischen Mikrostruktur einer erfindungsgemäß hergestellten
Probe mit HP-Zusammensetzung;
Fig. 6 eine Perspektivansicht eines festen, unmittelbar für den Einbau bereiten Gußteiles;
Fig. 7 und 8 anhand graphischer Darstellungen die überlegene Temperaturwechselbeständigkeit erfindungsgemäß
hergestellter Proben gegenüber vergleichbaren, jedoch W- und Ti-freien Zusammensetzungen.
5 6
Auswirkung der Zulegierung von Ti und W zu einer warmfesten Legierung mit etwa 23% Cr, 35% Ni
Schmelze Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
C Mn Si Cr Ni W Ti N
Dauerbruchfestigkeit (h) unter bestimmten Bedingungen
9820C 9820C 982° C 1093° C
4,21 kp/mm2 3,51 kp/mm2 2,81 kp/mm2 1,75 kp/mm2
(A) | 0,49 | 0,87 | 1,36 | 26,60 | 34,90 | - | - | 0,060 | 23 |
(B) | 0,48 | 0,62 | 0,94 | 23,25 | 35,21 | - | 0,12 | 0,100 | 35 |
(C) | 0,51 | 0,62 | 1,01 | 22,80 | 34,90 | - | 0,30 | 0,120 | 57 |
(D) | 0,46 | 0,59 | 1,03 | 22,80 | 34,56 | 5,35 | - | 0,102 | 73 |
(E) | 0,51 | 0,89 | 1,71 | 23,50 | 33,64 | 5,07 | - | 0,103 | 94 |
(F) | 0,48 | 0,38 | 1,16 | 21,40 | 37,00 | 0,51 | 0,16 | - | - |
(G) | 0,52 | 0,61 | 1,00 | 22,60 | 35,15 | 1,04 | 0,16 | 0,107 | 80 |
(H) | 0,38 | 0,59 | 1,10 | 22,34 | 35,91 | 1,04 | 0,22 | 0,109 | 78 |
(D | 0,46 | 0,56 | 1,03 | 22,00 | 35,90 | 0,52 | 0,32 | 0,110 | 122 |
(J) | 0,43 | 0,63 | 0,38 | 22,90 | 35,50 | 0,56 | 0,43 | 0,072 | 306 |
(K) | 0,43 | 0,64 | 0,62 | 23,16 | 36,60 | 0,56 | 0,48 | 0,101 | 279 |
(L) | 0,48 | 0,56 | 0.49 | 23,23 | 35,48 | 0,54 | 0,49 | 0,124 | - |
(M) | 0,45 | 0,63 | 0,91 | 23,30 | 34,72 | 1,06 | 0,76 | 0,073 | - |
(N) | 0,47 | 0,56 | 0,52 | 22,40 | 35,22 | 0,58 | 1,16 | 0,098 | 91 |
(O) | 0,47 | 0,57 | 0,50 | 22,35 | 34,93 | 0,092 | 79 | ||
149
380
1015
1206
Die folgenden Anmerkungen beziehen sich auf Tabelle 1:
1) Die Schmelze A entspricht HP, der nächsten ACl-Standardlegierung (B).
2) Die Schmelzen C und D zeigen die Wirkung zunehmender Mengen von Titan in Abwesenheit von Wolfram.
3) Die Schmelzen G und H zeigen, daß zunehmende Mengen von Wolfram von 0,51 bis 1,04 Gew.-% bei einem konstanten Anteil von 0,16 Gew.-%
Titan keine merkliche Verbesserung hinsichtlich der Dauerbruchfesligkeit vermitteln.
4; Die Schmelzen E und F mit einem Anteil von 5 Gew.-% Wolfram und 0 Gew.-% Titan zeigen einen Vorteil gegenüber der Standard-Ausgangslegierung,
jede dieser Schmelzen isljedoch hinsichtlich der Dauerbruchfestigkeit gegenüber den Schmelzen unterlegen, welche mit Wolfram und
einem Minimalanteil von 0.16 Gew.-Vö Titan legiert sind.
5) Die Schmelzen J. K, L und M fallen in den Legierungsbereich mit optimaler Dauerbruchfestigkeit.
- | 196 |
- | 214 |
1252 | 182 |
1342 | 264 |
- | 214 |
1232 | 193 |
1649 | 295 |
2005 | 296 |
2249 | 435 |
- | 813 |
- | 1056 |
- | 701 |
622 | |
_ | 453 |
Auswirkung der Zu-Legierung von Ti und W zu einer warmfesten Legierung mit etwa 25% Cr, 20% Ni
Schmelze | Chemische | Mn | Zusammensetzung (Gew.-%) | P | S | Cr |
Temp.
(0C) |
Ni | W | Ti | N | Dauerbruchfestigkeit (h) unter bestimmten Bedingungen |
C 982° C kp/mm2 2,81 kp/mrr |
1093° C i2 1,40 kp/mm2 |
C | 0,50 | S | 0,020 | 0,020 | 25,0 | 760 760 760 |
20,0 | 982° 4,21 |
220 | 150 | ||||
(A) | 0,45 | 0,44 | 1,00 | - | - | 24,8 | 2LO | 0,10 | 0,02 | 0,126 | 35 | 263 | - | |
(B) | 0,4 i | 0,60 | 1,12 | 0,012 | 0,014 | 24,1 | 19,3 | - | 0,16 | 0,150 | 40 | 360 | - | |
(C) | 0.39 | 0,51 | 0,99 | 0,011 | 0,010 | 25,5 | 19,6 | - | 0,24 | 0,140 | - | 536 | - | |
(D) | 0,39 | 0,53 | 0,94 | 0,013 | 0,006 | 24,3 | 19,5 | - | 0,18 | 0,160 | 51 | 634 | - | |
(E) | 0,39 | 0,60 | 0,96 | 0,014 | 0,014 | 24,5 | 20,1 | 0,10 | 0,25 | 0,160 | - | 1371 | 557 | |
(F) | 0,41 | 0,55 | 1,10 | 0,012 | 0,014 | 25,7 | 20,1 | ui | 0,18 | 0,140 | 140 | 1094 | 937 | |
(G) | 0,45 | 1,09 | Warmfestigkeit/Vergleich (25% Cr, | 20% Ni) | 197 | |||||||||
Schmelze |
Zugfestigkeit
(kp/mm2) |
0,2%-Streck-
grenze (kp/mm2) |
Querschnitts verringerung (%) |
|||||||||||
ACI (A) (F) (F) |
26,36 31,8 32,5 |
17,1 20,1 20,4 |
Dehnung (%) |
31,9 32,4 |
||||||||||
12,0 28,0 36,0 |
||||||||||||||
Fortsetzung
Warmfestigkeil/Vergleich (25% Cr, 20% Ni)
Schmelze Temp. Zugfestigkeit 0,2%-Streck- Dehnung Querschnitts
grenze verringerung
(0C) (kp/mm2) (kp/mm2) (%) (%)
ACI | (A) | 871 |
(F) | 871 | |
(F) | 871 | |
ACI | (A) | 982 |
(F) | 982 | |
(F) | 982 |
16,4
18,2
18,7
18,2
18,7
8,7
11,0
11,5
11,0
11,5
10,3 14,5 14,5
6,1 8,8 9,2
16,0 44,0 46,5
42,0 51,0 50,0
57,8 60,8
71,0 72,0
ACI (A) 1093 3,9 3,5 55,0
(F) 1093 5,9 5,3 75,5 77,7
(F) 1093 6,0 5,4 60,0 77,8
Die folgenden Anmerkungen betreffen die Tabelle II:
1) Schmelze A entspricht einer typischen HK-Legierung, deren Eigenschaften veröffentlichten Daten entnommen
sind.
2) Die Schmelze B zeigt bei Zugabe von 0,10 Gew.-% Wolfram und 0,02 Gew.-% Titan keinen Vorteil hinsichtlich der
Dauerbruchfestigkeit.
3) Die Schmelzen C, D und E zeigen eine gewisse Verbesserung hinsichtlich der Dauerbruchfestigkeit bei kleinen
Zugaben von Titan und bei Abwesenheit von Wolfram.
4) Die Schmelzen F und G zeigen die Auswirkung der Zu-Legierung mit der gleichen Menge Wolfram wie bei der
Schmelze B, jedoch bei einer geringfügig größeren Menge Titan.
5) Bei einem Vergleich der Schmelzen A und F ist eine beträchtliche Verbesserung der Warmzugfestigkeit und der
Duktilität zu verzeichnen.
Auswirkung der Zu-Legierung von Ti und W zu einer warmfesten Legierung mit etwa 25% Cr, 12% Ni
Schmelze Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
Mn Si
Cr Ni
Ti
Dauerbruchfestigkeit (h) unter bestimmten Bedingungen
871° C 871° C 9820C 982° C
4,21 kp/mm2 3,51 kp/mm2 4,21 kp/mm2 3,51 kp/mm2
(A) 0,35 0,50 1,00 25,0 12,0 - - 0,08 165 340 12
(B) 0,36 0,57 0,93 24,6 13,2 0,36 0,43 0,13 883 1971 83
Warmfestigkeit/Vergleich (25% Cr, 12% Ni)
Schmelze
Temp.
(0C)
(0C)
Zugfestigkeit (kp/mm2)
0,2%-Streck-
grenze
(kp/mm2)
Dehnung
Querschnittsverringerung
ACI (A) (B) (B) |
760 760 760 |
26,3 28,2 28,5 |
13,9 15,9 16,0 |
16,0 42,5 40,0 |
43,1 43,4 |
ACI (A) (B) (B) |
871 871 871 |
15,1 16,8 16,6 |
11,2 12,6 12,4 |
18,0 53,5 68,5 |
52,1 55,2 |
ACI (A) (B) (B) |
982 982 982 |
7,6 8,6 9,7 |
5,1 6,9 7,6 |
31,0 73,0 73,0 |
64,7 53,4 |
ACI (A) (B) (B) |
1093 1093 1093 |
3,8 5,3 5,4 |
4,80 4,85 |
73,5 69,0 |
62,9 60,3 |
1) Die Schmelze A ist eine typische HH-Legierung, deren Eigenschaften veröffentlichten Daten entnommen sind.
2) Die Schmelze B zeigt die Auswirkung der Zu-Legierung kleiner Mengen Wolfram und Titan.
3) Es ist eine beträchtliche Verbesserung der Warmfestigkeit und der Dehnbarkeit festzustellen.
9 10
Auswirkung der Zu-Legierung von Ti und W zu einer warmfesten Legierung mit etwa 22% Cr, 25% Ni
Schmelze Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
Mn Si Cr Ni W Ti Dauerbruchfestigkeit (h)
unter bestimmten Bedingungen
unter bestimmten Bedingungen
982° C 9820C 10930C 10930C
4,21 kp/mm2 2,81 kp/mm2 1,75 kp/mm2 1,05 kp/mm2
(A) 0,40 0,50 1,00 21,0 25,0
(B) 0,40 0,64 1,35 22,0 24,6 0,41 0,39 0,132
Warmfestigkeit/Vergleich (22% Cr, 25% Ni) 470
2070
2070
150
411
411
630 1884
Schmelze Temp. Zugfestigkeit 0,2%-Streck- Dehnung Querschnitts
grenze verringerung
(0C) (k,i/mm2) (kp/mm2) (%) (%)
ACI | (A) | 871 |
(B) | 871 | |
(B) | 871 | |
ACI | (A) | 982 |
(B) | 982 | |
(B) | 982 |
14,2 16,5 16,9
8,3
9,5
10,2
10,2 12,9 12,5
6,7 7,1 7,8 37,0
51,0
54,0
51,0
54,0
51,0
66,0
67,5
66,0
67,5
55,0
57,5
51,0
57,5
51,0
59,7
69,4
69,4
73,4
63,4
63,4
ACI (A) 1093 4,3 3,40
(B) 1093 5,4 4,90 57,5 70,6
(B) 1093 5,3 4,95 51,0 75,4
DDie Schmelze A entspricht einer typischen HN-Legierung, deren Eigenschaften veröffentlichten Daten entnommen sind.
2) Die Schmelze B zeigt die Auswirkung der Zulegierung kleiner Mengen Wolfram und Titan.
3) Es ist ein gewisser Trend hinsichtlich der Warmfestigkeit und Dehnbarkeit festzustellen.
Auswirkung der Zu-Legierung von Ti und W zu einer warmfesten Legierung mit etwa 23% Cr, 35% Ni
Schmelze Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
C Mn Si Cr Ni W Ti Nb N Dauerbruchfestigkeit (h) unter bestimmten Bedingungen
982° C 982° C 1093° C
4,21 kp/mm2 3,51 kp/mm2 1,75 kp/mm2
(A) | 0,48 | 0,62 | 0,94 | 23,25 | 35,21 | _ | _ | _ | 0,101 | 35 | 149 | _ |
(B) | 0,49 | 0,87 | 1,36 | 26,60 | 34,90 | - | - | - | 0,060 | 23 | - | 196 |
(C) | 0,51 | 0,63 | 1,05 | 23,07 | 35,36 | - | - | 0,35 | 0,160 | 81 | 371 | - |
(D) | 0,51 | 0,56 | 22,68 |
"> r er
JJ5JO |
f\ CA | - | 0,36 | Λ 1 1 Π U, 1 1 / |
149 | 708 | 278 | |
(E) | 0,43 | 0,63 | 0,38 | 22,90 | 35,50 | 0,52 | 0,32 | - | 0,072 | 306 | 1015 | 813 |
(F) | 0,43 | 0,57 | 0,74 | 22,52 | 35,15 | 0,56 | 0,42 | 0,38 | 0,153 | 174 | 936 | 131 |
Auch Niob trägt zur Steigerung der Dauerbruchfestigkeit bei, wie ein Vergleich der Schmelze C mit den
Schmelzen A und B der Tabelle V zeigt. Die durch die gemeinsame Anwesenheit von Nb und W erzielte Verbesserung
(Schmelze D) ist jedoch notwendigerweise nicht so deutlich wie die durch W und Ti erzielte Verbesserung
(Schmelzen D und E). Daß Nb in dieser Hinsicht unterlegen ist, zeigt auch ein Vergleich der
Schmelze F aus Tabelle V mit der Schmelze K aus Tabelle I.
Niob kann gegebenenfalls bis zu 2% in einer Legierung vorhanden sein, welche sowohl W als auch Ti
neben anderen Zusätzen in kleinen Mengen enthält.
Hierbei besteht jedoch die Gefahr einer Verringerung der Dauerbruchfestigkeit bei hoher Temperatur, insbesondere
bei 1093° C.
Die Erfahrung mit diesen Gußteilen lehrt, daß bei einem Ti-Anteil größer als 1% Schwierigkeiten auftreten,
die Gußteile frei von massiven, titanreichen, nichtmetallischen Einschlüssen in Form von TiCh oder sogar
komplexeren Ti-Oxiden herzustellen; solche Einschlüsse verringern die Festigkeit. Dies bestätigen die Daten der
nachfolgenden Tabelle Vl bei einem Vergleich der Schmelzen K und 0 aus Tabelle I. Hieraus folgt, daß
Ti-Geha!.te von mehr als etwa 1 Gew.-96 Ti für ACI-Normleglerungen
zu vermeiden sind. Hieraus und unter Berücksichtigung der großen Affinität von Titan zu
Sauerstoff, was eine sorgsame Deoxldation vor dem Ti-Zusatz erforderlich macht, resultiert eine Obergrenze
von weniger als 1% Ti, vorzugsweise von nicht mehr als etwa 0,96« Tl.
Tabelle VI Auswirkung der auf hohe Titangehalte (1 temperatur-Festigkeitseigenschaften |
Ti (%) |
Zjgfestigkeit (kp/mm2) |
%) zurückführbaren Einschlüsse auf die Raum- | Dehnung (%) |
Querschnitts verringerung (%) |
Schmelze | 0,43 1,16 |
51,0 26,5 |
Streckgrenze (kp/mm2) |
18,5 2,5 |
19,5 7,4 |
(K) (O) |
22,4 19,3 |
In den Flg. 1 bis 4 bezeichnet der schraffierte Bereich beidseitig der Geraden den üblichen und
bekannten Zuverlässigkeitsbereich für solche ACI-Normlegierungen, basierend auf einer Streuung von
plus oder minus 20% der Meßwerte.
Ersichtlich liegen alle vier, erfindungsgemäße, (W + Tl)-enthaltende Legierungen betreffende Datenpunkte
oberhalb der Obergrenze der angenommenen Plus/Minus-Streuung von 20% für die ACI-Standardlegierungen.
Der Abstand zu dieser Obergrenze beträgt wenigstens etwa 5% (HP-Sorte) bis etwa 10096 für die
HH-Sorte.
Die Flg. 7 zeigt schematisch anhand einer graphischen
Darstellung die Temperatur-Wechsel-Beständigkeit erfindungsgemäß hergestellter Gußstücke im Vergleich
mit Gußstücken gleicher Form aus HRA-Legierungszusammensetzungen. Zur Prüfung wurden die
Proben abwechselnd 3 min lang bei 149° C und darauf hin 3 min lang bei 927° C gehalten. Bestimmt wurde
die Anzahl und Länge der Risse, die mit zunehmender Anzahl von Temperaturwechselbeanspruchungen auftreten.
Die Überlegenheit der erfindungsgemäß hergestellten Gußteile gegenüber solchen aus der analogen.
jedoch W- und Tl-frelen Standard-Legierungszusammensetzung
1st nicht zu übersehen.
Die Fig. 8 bestätigt ebenfalls die überlegene Temperatur-Wechsel-Beständigkeit
der erfindungsgemäß hergestellten Gußteile (bezeichnet mit dem Zusatz »Tx« zu
der entsprechenden ACI-Legierungszusammensetzung) gegenüber Gußteilen gleicher Gestalt aus der analogen,
jedoch W- und Ti-freien Standard-Legierungszusammensetzung. Bestimmt wurde die Anzahl der 6 mm
langen Risse nach 700 Temperaturwechselbeanspruchungen (abwechselnd 3 min bei 149° C gefolgt von 3
min bei 927° C).
Der Leiter einer Gießerei benötigt einen gewissen Spielraum, um unerwartete Oxidationen, Schmelzverluste,
Veränderungen im Materia! der Ofencharge und dgl. berücksichtigen zu können. Basierend auf Gießereierfahrungen
mit kommerziellen, wärmebeständigen Fe-Cr-Ni-Gußleglerungen
werden nachfolgend für vier typische bekannte ACI-Legierungen erfindungsgemäß
bevorzugte Gießerei-Toleranzberelche angegeben, welche sowohl für Schleuderguß wie auch für stehenden
Guß gelten.
Tabelle VIl | Toleranzbereiche der C Mn Si |
2 | 3,5 | Zusammensetzungen (Gew.-%) P S Cr Ni |
0,04 | 24 | 11 | W | Ti | Fe |
Vergleichbare ACI-Legierung |
0,2 | max | max | 0,04 | max | 28 | 14 | 0,1 | 0,1 | Rest |
0.5 | 2 max |
3,5 max |
max | 0,04 max |
24 28 |
18 22 |
1,2 | 0,6 | Rest | |
riti | 0,2 0,6 |
2 max |
3,5 max |
0,04 max |
0,04 max |
19 23 |
23 27 |
0,1 1,2 |
0,1 0,6 |
Rest |
HK | 0,2 0,5 |
2 max |
3,5 max |
0,04 max |
0,04 max |
20 24 |
34 38 |
0,1 1,2 |
0,1 0,6 |
Rest |
HN | 0,2 0,6 |
0,04 max |
0,1 1,2 |
0,1 0,6 |
||||||
HP | ||||||||||
Innerhalb dieser Bereiche soll der bevorzugte W-Antell
zur Erzielung bester Festigkeitselgenschaften 0,1 bis 0,6 Gew.-96 betragen. In der Tat betrifft dieser
bevorzugte W-Antell die ACI-Sorten der repräsentativen
Sorten HH bis HW.
Erfindungsgemäß sind jedoch auch dann Vorteile erzielbar, wenn der W-Anteil den oben angegebenen,
bevorzugten Bereich übersteigt. Aus Tabelle I ist ersichtlich, daß die Dauerbruchfestigkeit immer noch
besser ist als diejenige von Standardsorten, wenn W (gemeinsam mit Ti) in größerer Menge vorhanden ist,
als zur Erzielung maximaler Festigkeit erforderlich ist.
Die Schmelze N mit 1,06% W erfährt eine Abnahme
der Dauerbruchfestigkeit (1093° C, 1,75 kp/mm2) von e\wa 40% nach 622 Stunden; bei der Standard-Gußlegierung
tritt die entsprechende Abnahme bereits nach i96 Stunden ein. Aus diesen und weiteren Gründen (beispielsweise
um innerhalb weiter Grenzen Schrott für den Schmelzvorgang benutzen zu können, oder um die
Beständigkeit gegenüber Aufkohlung zu erhöhen), wird die W-Obergrenze auf etwa 2% festgelegt.
Fußend auf den erfindungsgemäßen Erfahrungen mit der Zugabe sehr kleiner Mengen von W und Ti zu vier
repräsentativen handelsüblichen Legierungen, die einen weiten Bereich von Legierungszusammensetzungen
abdecken, wird zur Erhöhung der Warmfestigkeit, der Zähigkeit und der Dauerbruchfestigkeit von Gußteilen
für die letzteren die nachfolgende Zusammensetzung vorgeschlagen".
Kohlenstoff
Chrom
Nickel
Mangan
Silicium
Wolfram
Titan
0,25 bis 0,8 Gew.-% 12,0 bis 32,0 Gew.-% 8,0 bis 62,0 Gew.-SK
0 bis 3,0 Gew.-% 0 bis 3,5 Gew.-% 0,05 bis 2,0 Gew.-%
0,05 bis <l,0Gew.-%
Rest Eisen und die üblichen unvermeidbaren, erschmelzungsbedingten Verunreinigungen wie
Alumlnium-Deoxidationsmlttel und Molybdän, welche im unreinen Ausgangsmaterial vorliegen
können, und Fremdelemente wie Phosphor und Schwefel.
Die Gußstücke können auch Co und Mo in geringen Menger, enthalten, sofern diese bereits im Ausgangsmaterial
enthalten waren. Im wesentlichen sind die erfindungsgemäß hergestellten Gußstücke jedoch Co- und
Mo-frei; insbesondere ist die Anwesenheit dieser Elemente zur Steigerung der Warmfestigkeit und der Dauerbruchfestigkeit
nicht erforderlich, wie das demgegenüber bei bestimmten Superlegierungen der Fall ist.
Die Auswirkungen der erfindungsgemäß vorgesehenen Zugabe kleiner Mengen W und Ti werden auch In
Anwesenheit von normalerweise als groß anzusehenden Mengen Stickstoff als auch bei geringeren Stickstoffanteilen,
als sie für herkömmliche Induktionsschmelzverfahren typisch sind, erhalten, d. h. Stickstoff besitzt
keine nachteiligen Auswirkungen. Eine möglicherweise weitere Verbesserung der Festigkeit kann bei geringeren
oder sogar höheren Stickstoffanteilen erreicht werden. Ein Stickstoffgehalt bis zu 0,3% ist zweifellos zulässig.
Es kann jedes übliche oder an bekannten Ausgangslegierungen bevorzugte Schmelzverfahren angewandt werden.
W kann als Eisen-Wolfram zugesetzt werden. Ti kann in Plattenform zugefllgt werden, nachdem der
Ofen abgestochen 1st. Um eine maximale Ti-Verwertung zu erreichen, sollte die Deoxidation im Ofen oder
auf sonstige Welse geschehen, welche den Sauerstoffgehalt auf einen sehr geringen Wert erniedrigt, bevor Ti
zugegeben wird.
Die erfindungsgemäß hergestellten Gußteile weisen eine MikroStruktur auf, die im wesentlichen austenitisch
und ferritfrei ist, und Karbide aufweist, wie in Fig. 5 zu ersehen ist. Die Anwesenheit von Ferrit in
der Mikrostruktur würde zu einer eventuellen Bildung der Versprödungs-Sigmaphase bei Temperaturen unterhalb
von 926° C beitragen. Die untere Temperaturgrenze für die Bildung des Sigmagefüges 1st von der bestimmten
Legierung und der Standzeit abhängig; es wurde noch eine VersprPdug bei Temperaturen im Bereich von
648° C beobachtet. Die Anwesenheit des Sigmagefüges Ist im allgemeinen schädlich für die Standzeit von Gußteilen,
welche zyklischen, thermischen Belastungen ausgesetzt werden. Im allgemeinen verschlechtert ein derartiges
Sigmagefüge auch die Zähigkeit und die Dehnbarkelt. Daher soll beim erfindungsgemäßen Verfahren
eine Mikrostruktur erzeugt werden, welche im wesentlichen frei von Slgmaphase bildendem Ferrit ist.
Beim erfindungsgemäßen Verfahren werden die Gußstücke in der Regel bereits in der zum Gebrauch vorgesehenen
Gestalt erzeugt, so daß man nur die Steiger und die Anschnitte entfernen muß. Eine gewisse
maschinelle Bearbeitung kann vorgenommen werden, wenn das Aussehen wichtig ist oder wenn enge Toleranzen
eingehalten werden müssen. Es kann auch geschweißt werden, um eine Struktur aus mehreren
gegossenen Bauteilen zusammenzusetzen, wie dies beispielsweise die Anordnung nach F i g. 6 veranschaulicht.
In jedem Fall ist am gegossenen Bauteil nach einer gegebenenfalls durchgeführten Oberflächenbehandlung
irgendeine Wärmebehandlung zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften nicht erforderlich, um den
Bedingungen der Verwendung oder des Betriebes gerecht zu werden.
Hierzu 4 Blatt Zeichnungen
Claims (7)
1. Verfahren zur Herstellung warmfester Gußstücke aus einer austenitischen Cr-Nl-Fe-Legierung
mit
0,25 bis 0,8 Gew.-% Kohlenstoff,
8 bis 62 Gew.-96 Nickel,
12 bis 32 Gew.-96 Chrom,
bis zu 3,5 Gew.-% Silicium,
bis zu 3 Gew.-96 Mangan,
bis zu 2 Gew.-96 Niob,
bis zu 0,3 Gew.-96 Stickstoff,
15
festigkeltssteigernden Zusätzen wie Titan und Wolfram,
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen durch Vergießen einer Schmelze, dadurch
gekennzeichnet, daß zur Steigerung der Dauerbruchfestigkeit der Gußstücke um wenigstens
5% gegenüber vergleichbaren, jedoch wolfram- und titanfreien Legierungszusammensetzungen die
Gehalte an Titan und Wolfram in der Schmelze so eingestellt werden, daß im Gußstück 0,05 bis weniger
als 1 Gew.-96 Titan und 0,05 bis 2 Gew.-96 Wolfram enthalten sind.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß auf einen Titangehalt von 0,05 bis 0,96
Gew.-96 in den Gußstücken hingearbeitet wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß auf einen Wolframgehalt von
0,1 bis 0,6 Gew.-96 in den Gußstücken hingearbeitet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
auf einen Chromgeh?lt von 24 bis 28 Gew.-96,
auf einen Nickelgehalt von 11 bis 14 Gew.-96,
auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-96 und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-96
in den Gußstücken hingearbeitet wird.
auf einen Nickelgehalt von 11 bis 14 Gew.-96,
auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-96 und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-96
in den Gußstücken hingearbeitet wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
auf einen Chromgehalt von 24 bis 28 Gew.-96,
auf einen Nickelgehalt von 18 bis 22 Gew.-96, auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-96 und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-96 in den Gußstücken hingearbeitet wird.
auf einen Nickelgehalt von 18 bis 22 Gew.-96, auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-96 und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-96 in den Gußstücken hingearbeitet wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß
auf einen Chromgehalt von 19 bis 23 Gew.-96, auf einen Nickelgehalt von 23 bis 27 Gew.-96,
auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-% und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-96
in den Gußstücken hingearbeitet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
auf einen Chromgehalt von 20 bis 24 Gew.-96, auf einen Nickelgehalt von 34 bis 38 Gew.-96,
auf einen Wolframgehalt von 0,1 bis 1,2 Gew.-96 und auf einen Titangehalt von 0,1 bis 0,6 Gew.-%
in den Gußstücken hingearbeitet wird.
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