DE60024189T2

DE60024189T2 - Hochchromhaltiger, hitzebeständiger, ferritischer Stahl

Info

Publication number: DE60024189T2
Application number: DE60024189T
Authority: DE
Inventors: Kazuhiro C/O Nat. Research Ins.For M Kimura
Original assignee: National Research Institute for Metals
Current assignee: National Research Institute for Metals
Priority date: 1999-09-24
Filing date: 2000-09-20
Publication date: 2006-06-01
Anticipated expiration: 2020-09-21
Also published as: US20040166015A1; KR20010030473A; US20040074574A1; DE60024189D1; US6696016B1; KR100561605B1; EP1087028B1; EP1087028A1

Description

Technisches Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines wärme- bzw. hitzebeständigen, hochchromhaltigen Stahls basierend auf einer ferritischen Phase, und einen Stahl, der durch ein solches Verfahren erhältlich ist. Im einzelnen betrifft die Erfindung gemäß der vorliegenden Anmeldung einen hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl mit nicht nur einer hervorragenden Langzeitkriechbeständigkeit bei einer hohen Temperatur über 650° C sondern auch mit einer verbesserten Oxidationsbeständigkeit.
Hintergrund der Erfindung
Herkömmlicherweise wurde die Kriechbeständigkeit eines ferritisch basierenden, wärmebeständigen Stahls bisher durch die Konvertierung der ferritischen Textur in eine getemperte martensitische Textur mit einer höheren Kriechbeständigkeit verbessert.
Eine getemperte martensitische Textur ist jedoch bei hohen Temperaturen nicht stabil, da sie einer strukturellen Veränderung unterliegt und heterogen wird. Dies vermindert die Kriechbeständigkeit. Ferner beschleunigen Versetzungen, die in dem Martensit vorhanden sind, die Langzeitkriechdeformation. Daher wird die Textur beeinflusst durch die beim Schweißen angewendete Wärme verändert, so dass die Kriechbeständigkeit an dem geschweißten Teil beeinträchtigt ist.
Obwohl Cr (Chrom) als ein die Oxidationsbeständigkeit eines Stahls verbesserndes Element bekannt ist, resultiert die Einfügung von Cr bei einer höheren Konzentration als 12 Gew. % oder mehr in der Erzeugung einer δ-ferritischen Phase, welche die Kriechbeständigkeit und die Belastbarkeit bzw. Zähigkeit vermindert. Dementsprechend wurden Austenitstabilisierungsvermittler wie z.B. Ni, Cu und Co dem bisher bekannten ferritischen, wärmebeständigen Stahl beigefügt, um die Erzeugung einer δ-ferritischen Phase zu unterdrücken.
Jedoch vermindert die Beimengung von Ni oder Cu die Transformationstemperaturen von Austenit und Ferrit. Um eine Langzeitstabilität der Hochtemperaturbeständigkeit zu erreichen, ist es vorteilhaft, die Temper-Temperatur nach der Normalisierung zu erhöhen; die Beimengung von Ni oder Cu resultiert jedoch in einer niedrigeren Temper-Temperatur, weil dies so die Transformationstemperatur von Austenit und Ferrit vermindert. Dementsprechend ist es praktisch unmöglich, Cr in einer Menge, die eine Konzentration von 12 Gew. % überschreitet, beizufügen.
Die JP-A-9118961 offenbart einen ferritischen rostfreien Stahl bzw. Edelstahl, der gebildet ist aus, in Gew. %, ≤0,003 % C, ≤0,005 % N, 0,05 – 2,0 % Si, 0,1 – 2,0 % Mn, 10 – 22 % Cr, (3 × 93/12 × C + 93/14 × N) % – 1 % Nb und der Rest Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen. Der Stahl wird einem abschließenden Anlassen unterworfen und darf die gebildeten Nb-Ausfällungen wie Fe₃Nb₃C oder Fe₂Nb enthalten.
Die JP-A-3006354 offenbart eine Legierung, die besteht aus, in Gew. %, 0,002 – 0,1 % C, 0,5 – 8,0 % von einem oder meh reren aus ≤7,0 % Ni, ≤5,0 % Cu und ≤4,0 % Co, 0,3 bis 4,0 % von einem oder beiden aus ≤4,0 % Al und Ti, 5,0 bis 25 Cr, 0,1 bis 12,0 % von einem oder beiden aus ≤10,0 % Mo und ≤3,0 % Si, 0,0005 bis 0,003 % O und 0,0002 bis 0,03 % N und wahlweise vorgeschriebene Mengen von Mn, W, V, Nb, Ta, Zr, Hf, B usw. und der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen.
Die US-A-5-772956 betrifft einen martensitischen, wärmebeständigen Stahl, der keine intermetallische Verbindung bildet, mit einer Zusammensetzung im wesentlichen aus Cr₄₀MO₂₀Co₂₀W₁₀C₂-Fe bei einer Temperatur von 600° C oder mehr. Diese Druckschrift beschreibt ferner in Spalte 2, Zeilen 32 – 49 (siehe auch Tabelle 2) die Ausfällung einer intermetallischen Verbindung in einem Cr-Stahl mit Co, W und Mo, das in Kombination unter aktuellen Einsatzbedingungen beigemengt ist.
Offenbarung der Erfindung
Die Erfindung gemäß der vorliegenden Anmeldung wurde im Licht der vorgenannten Umstände gemacht und eine Aufgabe davon ist, einen hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl mit einer hervorragenden Langzeitkriechbeständigkeit bei einer hohen Temperatur über 650° C bereitzustellen, der darüber hinaus eine verbesserte Oxidationsbeständigkeit aufweist.
Wie oben beschrieben, leidet ein herkömmlicher, ferritischer, wärmebeständiger Stahl, der auf einer getempertern martensitischen Textur basiert, an einem abrupten Abfall in der Kriechbeständigkeit, da er einer heterogenen strukturellen Veränderung in der Nachbarschaft der Korngrenzen unterliegt, wenn er höheren Temperaturen über 600° C für eine lange Zeitdauer unterworfen wird, aufgrund der instabilen Textur.
Dementsprechend haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung Mittel zum Erhalten einer strukturellen Stabilität bei höheren Temperaturen umfangreich studiert. Es wurde so festgestellt, dass der ferritische, wärmebeständige Stahl mit einer außerordentlich verbesserten Langzeitkriechbeständigkeit bei hohen Temperaturen erhalten werden kann, indem eine Textur basierend auf einer ferritischen Phase und die Ausfällung einer intermetallischen Verbindung einer Laves-Phase oder einer μ-Phase darin realisiert wird. Die vorliegende Erfindung ist basierend auf diesen Erkenntnissen bewerkstelligt worden.
Spezieller wird in Übereinstimmung mit dem ersten Aspekt der Erfindung der vorliegenden Anmeldung ein Verfahren zur Herstellung eines wärmebeständigen, hochchromhaltigen Stahls basierend auf einer ferritischen Phase gemäß Anspruch 1 vorgestellt. Bei einem bevorzugten Aspekt des Verfahrens weist der Stahl eine Ausfällung einer intermetallischen Verbindung auf, und das Verfahren umfasst ferner das Erwärmen bzw. Heizen des Stahls bei einer bzw. auf eine Temperatur von oder über 650°C.
Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung der vorliegenden Anmeldung wird ferner ein wärmebeständiger, hochchromhaltiger Stahl vorgestellt, der durch das Verfahren der Erfindung erhältlich ist. Vorzugsweise enthält der Stahl eine Ausfällung einer intermetallischen Verbindung. Mehr vorzugsweise ist die intermetallische Verbindung zumindest eine Art einer Ausfällung ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus einer Laves-Phase oder einer μ-Phase.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt die Spannung-gegen-Bruchzeit-Kurve bei 650° C von Testproben gemäß den Referenzbeispielen 1 bis 9 und den Vergleichsbeispielen 1 bis 3;
2 zeigt die Spannung-gegen-Bruchzeit-Kurve bei 650° C von Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 bis 16;
3 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests bzw. Kriechversuchen erhalten wird, die bei 650° C und 70 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 1 und 2 durchgeführt wurden;
4 ist ein Mikrograph, der durch Transmissionselektronenmikroskopie erhalten wird und die Textur der Testprobe gerade nach dem Anlassen gemäß dem Referenzbeispiel 2 zeigt;
5 ist ein Mikrograph, der durch Transmissionselektronenmikroskopie erhalten wird und die Textur der Testprobe gemäß Referenzbeispiel 2 zeigt, erhalten 100 Stunden nach der Durchführung des Kriechtests;
6 ist ein Mikrograph, der durch Transmissionselektronenmikroskopie erhalten wird und die Textur der Testprobe gemäß Referenzbeispiel 2 zeigt, erhalten 1.000 Stunden nach der Durchführung des Kriechtests;
7 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C und 100 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 2 bis 9 durchgeführt wurden;
8 ist ein Graph, der die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve zeigt, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C und 70 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 – 12 durchgeführt wurden;
9 ist ein Mikrograph, der durch Transmissionselektronenmikroskopie erhalten wird und die Textur der Testprobe gerade nach dem Anlassen gemäß dem Referenzbeispiel 12 zeigt;
10 ist ein Mikrograph, der durch Transmissionselektronenmikroskopie erhalten wird und die Textur der Testprobe gemäß dem Referenzbeispiel 12 zeigt, erhalten 100 Stunden nach der Durchführung des Kriechtests;
11 ist das Röntgen-Diffraktogramm eines elektrolytisch extrahierten Rückstands, der von der Testprobe erhalten wird, die einem Kriechtest bei 650° C und 70 MPa unterworfen und nach 1.000 Stunden beendet wurde;
12 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C um 100 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 12 – 16 durchgeführt wurden;
13 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 700° C und 70 MPa an Testproben gemäß den Re ferenzbeispielen 1 – 3 und Referenzbeispiel 8 durchgeführt wurden; und
14 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtest erhalten wird, die bei 700° C und 70 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 – 12 und 14 durchgeführt wurden.
Wie oben beschrieben, enthält der hochchromhaltige, ferritische, wärmebeständige Stahl gemäß der Erfindung der vorliegenden Anmeldung 13 – 30 Gew. % Chrom und basiert auf einer ferritischen Phase, und enthält gleichzeitig Ausfällungen von intermetallischen Verbindungen. Als die intermetallischen Verbindungen kann speziell wenigstens ein Typ einer Phase ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus einer Laves-Phase (Fe₂W, Fe₂Mo) oder eine μ-Phase erwähnt werden.
Die obigen intermetallischen Verbindungen führen zum Ausfällungshärten der ferritischen Phase. Weil ferner die Hauptphase, die den hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl bildet, Ferrit und nicht das getemperte Martensit, das bei hohen Temperaturen instabil ist, ist, verwirklicht der hochchromhaltige, ferritische, wärmebeständige Stahl gemäß der Erfindung der vorliegenden Anmeldung eine hervorragende Kriechbeständigkeit für eine lange Zeitdauer. Weil eine ferritische Matrixphase, die zu der des Muttermaterials äquivalent ist, durch Durchführen einer Hitzebehandlung nach dem Schweißen erhalten wird, kann die Beständigkeit erhalten werden, ohne durch die thermischen Einflüsse an dem geschweißten Anteil beeinflusst zu werden.
Bei dem hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl gemäß der Erfindung der vorliegenden Anmeldung ent fallen auf die ferritische Hauptphase vorzugsweise 70 Vol. % oder mehr.
Weil der hochchromhaltige, ferritische, wärmebeständige Stahl gemäß der Erfindung der vorliegenden Anmeldung ferner Cr in einer hohen Menge von 13 – 30 Gew. % enthält, bietet er hervorragende Beständigkeiten gegen Oxidation und Wasserdampfoxidation im Vergleich mit einem herkömmlichen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl. Obwohl der Einbau von Chrom in einer hohen Menge die Zähigkeit vermindern kann, wird die Zähigkeit des hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahls gemäß der Erfindung der vorliegenden Anmeldung vorteilhaft erhalten, weil die intermetallischen Verbindungen ein uniformes Unterkorn bilden, was das Wachstum der ferritischen Hauptphase in die groben Kristalle unterdrückt.
Der wärmebeständige, hochchromhaltige, auf einer ferritischen Phase basierende Stahl besteht aus der folgenden chemischen Zusammensetzung (Gew. %):

Cr 13 ~ 30

Mo 0,5 ~ 8,0

W 1,0 ~ 8,0

Co 1,0 ~ 10,0

C 0,50 oder weniger

N 0,20 oder weniger

B 0,01 oder weniger

Nb 0,01 ~ 2,0

Fe Rest

und kann zufällige Verunreinigungen enthalten.
Wie oben erwähnt, stellt die vorliegende Anmeldung auch ein Verfahren zur Herstellung des wärmebeständigen, hochchrom haltigen, auf einer ferritischen Phase basierenden Stahls vor. Das Verfahren umfasst das Warmverarbeiten des massiven Stahls, der aus einer Schmelze der Rohmaterialien erhalten wird, das Anlassen des warmvearbeiteten Stahls bei einer Temperatur von 1.000° C oder mehr und das Kühlen in einem Ofen bzw. Hochofen.
Die vorliegende Erfindung wird durch Bezugnahme auf die spezifischen Beispiele genauer beschrieben.
Nicht-erfindungsgemäße Vergleichs- bzw. Referenzbeispiele 1 – 16 und Vergleichsbeispiele 1 – 3:
Testproben mit der chemischen Zusammensetzung, die in Tabelle 1 gezeigt ist, wurden vorbereitet. Jede der Testproben wurde vorbereitet, indem zuerst ein Gussblock mit 10 kg Gewicht in einem Vakuumhochfrequenzschmelzofen hergestellt wurde, der entstandene Gussblock in eine zylindrische Stange mit ungefähr 13 mm Durchmesser geschmiedet wurde und angelassen wurde, indem er bei 1.200° C für eine Dauer von 30 min. gehalten und im Ofen gekühlt wurde. Die Testproben wurden Kriechtests bei 600° C, 650° C und 700° C genauso wie der Härtemessung und Beobachtung unter einem Transmissionselektronenmikroskop unterworfen.
Tabelle 1
Es wurde gefunden, dass die Textur jeder Testprobe, die in den Referenzbeispielen 1 – 16 nach dem Anlassen erhalten wurde, ein Ferrit ist, das Karbide enthält, aber die Ausfällungsdichte der Karbide war gering. Bei den Testproben der Beispiele 6 – 9 und 12 – 16, die jeweils Co enthalten, ist gefunden worden, dass auf Martensit ungefähr 5 – 6 Vol. % entfallen. Es ist gefunden worden, dass die Testproben der Referenzbeispiele 1 – 5 und 10 – 11 nach dem Anlassen eine Härte HV im Bereich von 160 – 180 ergeben, und die der Referenzbeispiele 6 – 9 und 12 – 16 eine hohe Härte HV im Bereich von 230 – 250 ergaben.
Die 1 und 2 zeigen die Spannung-gegen-Bruchzeit-Kurven bei 650° C. Die Kurve zeigt, dass die Testproben (ferritischer Stahl) für die Referenzbeispiele 1 – 9 und 10 – 16 eine höhere Stabilität bei der Kriechbeständigkeit für eine lange Zeitdauer ergeben als im Vergleich mit den Testproben der Vergleichsbeispiele 1 – 3 (martensitischer Stahl) und SUS 304 eines herkömmlichen Typs. Andererseits zeigen die Testproben der Vergleichsbeispiele 1 – 3 und SUS 304 einen beträchtlichen Abfall in der Langzeitkriechbeständigkeit.
3 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C und 70 MPa an den Testproben gemäß den Referenzbeispielen 1 und 2 durchgeführt wurden.
Die Testproben der Referenzbeispiele 1 und 2 enthalten jeweils 15 Gew. % Cr und die Testprobe des Referenzbeispieles 2 enthält die intermetallischen Verbindungselemente Mo und W in einer höheren Menge als im Vergleich mit der des Referenzbeispiels 1. Es ist zu sehen, dass die Kriechrate kleiner und die Zeit bis zum Kriechbruch ungefähr 10 mal so lange wie die des Referenzbeispiels 1 ist. Deshalb kann verstanden werden, dass die Kriechbeständigkeit der Testprobe des Referenzbeispiels 2 höher ist als die der Testprobe des Referenzbeispiels 1.
Die 4 – 6 zeigen jeweils die Texturen der Testproben gemäß dem Referenzbeispiel 2, erhalten gerade nach dem Anlassen, nach 100 Stunden des Kriechtests und nach 1.000 Stunden des Kriechtests.
Die Figuren zeigen eine uniforme Textur und die schwarzen Punkte, die in der Figur beobachtet werden, stellten die intermetallische Verbindung dar. Es ist zu sehen, dass die intermetallische Verbindung in einer größeren Menge während des Kriechtests ausfällt.
Aus den obigen Ergebnissen kann verstanden werden, dass die Kriechbeständigkeit durch das Ausfällen der intermetallischen Verbindung erhöht wird, welche die ferritische Phase verstärkt, und dass die Ausfällungshärtung der intermetallischen Verbindung ferner durch Erhöhung der Beimengung von Mo und W beschleunigt wird.
7 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C und 100 MPa an Testproben gemäß den Referenzbeispielen 2 – 9 durchgeführt wurden.
Die Testproben der Referenzbeispiele 2 – 9 enthalten jeweils 15 Gew. % Cr und die Testproben der Referenzbeispiele 4 – 5 und 8 – 9 enthalten das intermetallische Verbindungselement W in einer höheren Menge als im Vergleich mit der der Referenzbeispiele 2 – 3 und 6 – 7. Die Testproben der Referenzbeispiele 6 – 9 enthalten jeweils 3 Gew. % Co.
Es kann verstanden werden, dass basierend auf der höheren Menge des intermetallischen Verbindungselements W die Kriechbeständigkeit der Testproben der Referenzbeispiele 4 und 5 höher ist als die der Testproben der Referenzbeispiele 2 und 3.
Zusätzlich kann verstanden werden, dass basierend auf dem Element Co die Kriechbeständigkeit der Testproben der Referenzbeispiele 6 und 7 höher ist als die der Testproben der Referenzbeispiele 2 und 3, und dass die Kriechbeständigkeit der Testproben in der Referenzbeispiele 8 und 9 höher ist als die der Testproben der Referenzbeispiele 4 und 5.
8 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 650° C um 70 MPa an den Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 – 12 erhalten wurde.
Die Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 – 12 enthalten Chrom in einer höheren Menge im Vergleich zu denen gemäß den Referenzbeispielen 1 – 9. Ähnlich zu dem Fall der Referenzbeispiele 1 und 2 zeigen die Ergebnisse, die bei dem Kriechtest für die Testproben der Referenzbeispiele 10 und 11 erhalten wurden, dass das Ausfällungshärten, das der intermetallischen Verbindung zugerechnet wird, mit anwachsender Menge der Beimengung von Mo und W anwächst.
Die Testprobe gemäß Referenzbeispiel 12 wird durch Beimengen von Co zu der Testprobe des Referenzbeispiels 11 erhalten. Durch Vergleich des Ergebnisses des Referenzbeispiels 12 mit dem des Referenzbeispiels 11 kann verstanden werden, dass die Menge der intermetallischen Verbindungsausfällung mit der Beimengung von Co anwächst und dass die Kriechbeständigkeit dadurch verbessert wird.
Die 9 und 10 zeigen jeweils die Textur der Testproben des Referenzbeispiels 12, jede erhalten gerade nach dem Anlassen und 100 Stunden nach dem Kriechtest.
Bezugnehmend auf die 9 und 10 können die intermetallischen Verbindungen als schwarze Punkte gesehen werden und es kann verstanden werden, dass die intermetallische Verbindung in einer großen Menge ausfällt.
11 zeigt ein Röntgendiffraktogramm eines elektrolytisch extrahierten Rückstands, der aus der Testprobe, die einem Kriechtest bei 650° C und 70 MPa unterworfen wurde und wobei der Test nach 1000 Stunden beendet wurde, erhalten ist. Die Bildung einer intermetallischen Verbindung, d.h. der Laves-Phase, wird bestätigt.
12 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtest erhalten wird, die bei 650° C und 100 MPa an den Testproben gemäß den Referenzbeispielen 12 – 16 durchgeführt wurden.
Durch den Vergleich der Referenzbeispiele 12 und 13 kann verstanden werden, dass die Kriechbeständigkeit durch die Beimengung einer übermäßigen Menge der Elemente V und Nb vermindert wird. Durch Vergleich der Referenzbeispiele 13 und der Referenzbeispiele 15 – 16 kann jedoch verstanden werden, dass die Beimengung des Elements W die Kriechbeständigkeit erhöhen kann.
13 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 700° C und 70 MPa an Testproben gemäß der Referenzbeispiele 1 – 3 und 8 durchgeführt wurden. Daraus ist zu sehen, dass die Kriechbeständigkeit der Testprobe in der Reihenfolge des Referenzbeispiels 1, Referenzbeispiels 2, Referenzbeispiels 3 und Referenzbeispiels 8 anwächst.
Die Testproben der Referenzbeispiele 1 – 3 und 8 enthalten alle 15 Gew. % Cr., und die Testprobe des Referenzbeispiels 2 enthält die intermetallischen Verbindungselemente Mo und W in einer höheren Menge als im Vergleich mit der des Referenzbeispiels 1. Die Testprobe des Referenzbeispiels 3 enthält das intermetallische Verbindungselement W in einer höheren Menge als im Vergleich mit dem Fall des Referenzbeispiels 2.
Ferner wird die Testprobe des Referenzbeispiels 8 durch Beimengung von Co, einem Element, das die Menge von ausgefällter intermetallischer Verbindung erhöht, zu der Testprobe des Referenzbeispiels 3 erhalten.
Aus den obigen Tatsachen kann verstanden werden, dass die Menge von ausgefällter intermetallischer Verbindung in der Reihenfolge des Referenzbeispiels 1, Referenzbeispiels 2, Referenzbeispiels 3 und Referenzbeispiels 8 anwächst und in einer Erhöhung der Kriechbeständigkeit resultierte.
14 zeigt die Kriechrate-gegen-Zeit-Kurve, die als ein Ergebnis von Kriechtests erhalten wird, die bei 700° C und 70 MPa an den Testproben gemäß den Referenzbeispielen 10 – 12 und 14 durchgeführt wurden. Daraus ist zu sehen, dass die Kriechbeständigkeit der Testprobe in der Reihenfolge des Referenzbeispiels 10, Referenzbeispiels 11, Referenzbeispiels 12 und Referenzbeispiels 14 anwächst.
Die Testproben der Referenzbeispiele 10 – 12 und 14 enthalten alle 20 Gew. % Cr, und die Testprobe des Referenzbeispiels 11 enthält die intermetallischen Verbindungselemente Mo und W in einer höheren Menge als im Vergleich mit der des Referenzbeispiels 10. Die Testprobe des Referenzbeispiels 12 wird durch Beimengung von Co, einem Element, das die Menge der ausgefällten intermetallischen Verbindung erhöht, zu der Testprobe des Referenzbeispiels 11 erhalten. Die Testprobe des Referenzbeispiels 14 enthält das intermetallische Verbindungselement W in einer höheren Menge als im Vergleich mit dem Fall des Referenzbeispiels 12.
Aus den obigen Tatsachen kann verstanden werden, dass die Menge der ausgefällten intermetallischen Verbindung in der Reihenfolge Referenzbeispiel 10, Referenzbeispiel 11, Referenzbeispiel 12 und Referenzbeispiel 14 anwächst und dass dies in der Erhöhung in der Kriechbeständigkeit in dieser Reihenfolge resultierte.
Wie oben beschrieben, stellt die Erfindung gemäß der vorliegenden Anmeldung einen hochchromhaltigen, ferritischen, wärmebeständigen Stahl vor, der nicht nur eine hervorragende Langzeitkriechbeständigkeit bei einer hohen Temperatur über 650° C, sondern auch eine verbesserte Oxidationsbeständigkeit aufweist. Wenn man die unterschiedlichen Eigenschaften bedenkt, ist der hochchromhaltige, ferritische, wärmbeständige Stahl der vorliegenden Erfindung als ein Maschinenmaterial zur Verwendung unter hoher Temperatur und hohem Druck geeignet, wie z.B. für Boiler bzw. Dampfkessel, Kernkraftwerkinstallationen, Apparate für die chemische Industrie usw., und es ist anzunehmen, dass dessen Verwendung eine Verbesserung in der Energieeffizienz von Kraftwerken, eine Verbesserung in der Reaktionseffizienz von Apparaten für die chemische Industrie usw. bringt.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines wärme- bzw. hitzeresistenten, hochchromhaltigen Stahls basierend auf einer ferritischen Phase, wobei der Stahl die folgende chemische Zusammensetzung (Gewichts-%) aufweist: Cr 13 – 30 Mo 0,5 – 8,0 W 1,0 – 8,0 Co 1,0 – 10,0 C 0,50 oder weniger N 0,20 oder weniger B 0,01 oder weniger Nb 0,01 – 2,0

wobei der Rest aus Eisen und zufälligen Verunreinigungen besteht, wobei das Verfahren Warmbearbeitung von massivem Stahl, der aus einer Schmelze der Rohmaterialien erhalten ist, Anlassen bzw. Glühen des Stahls bei einer Temperatur von 1.000° C oder mehr und Kühlen in einem Ofen bzw. Hochofen umfasst.
Verfahren zur Herstellung eines wärmeresistenten, hochchromhaltigen Stahls gemäß Anspruch 1, bei dem der Stahl ein Kondensat bzw. eine Ausfällung einer intermetallischen Verbindung enthält, wobei das Verfahren ferner das Erwärmen des Stahls bei einer Temperatur von oder über 650° C umfasst.
Wärme- bzw. Hitzeresistenter, hochchromhaltiger Stahl, erhältlich durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1.
Wärmeresistenter, hochchromhaltiger Stahl, erhältlich durch ein Verfahren gemäß Anspruch 2.
Wärmeresistenter, hochchromhaltiger Stahl gemäß Anspruch 4, bei dem die intermetallische Verbindung wenigstens eine Art von Kondensat ist, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus einer Laves-Phase oder einer μ-Phase.
Verfahren zur Verbesserung der Hochtemperaturkriechbeständigkeit eines wärmeresistenten Hochchromstahls gemäß Anspruch 3, das Heizen des Stahls bei oder über 650° C umfasst, um eine intermetallische Verbindung zu kondensieren bzw. auszufällen.