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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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1. Bereich der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft allgemein korrosions- und hitzebeständige Legierungen
und ist insbesondere auf eine Fe-Ni-Cr-Legierung gerichtet, welche
für Komponenten
von Dieselmotoren, hauptsächlich für Auslassventile
geeignet ist. Die Legierung weist ein ausgewogenes Verhältnis zwischen
niedrigen Kosten, gleichbleibender Hochtemperaturfestigkeit und
Ermüdungsfestigkeit,
Korrosionsbeständigkeit
und metallurgischer Stabilität
auf. Die erfindungsgemäße Legierung
kann ebenfalls bei der Herstellung anderer Dieselmotorenteile, wie
beispielsweise Komponenten für
die Abgasleitung, welche ähnlich
aggresiven Umgebungen ausgesetzt sind, nutzbringend angewendet werden.
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2. Stand der
Technik
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Bislang
wurden für
Auslassventile in Nieder- bis Mittelleistungsdieselmotoren weitgehend
korrosions- und hitzebeständige
Edelstähle,
wie 23-8N (Fe-23 Cr-2,5 Mn-8 Ni-0,8 Si-0,3 C-0,3 N) oder 21-4N (Fe-21
Cr-9 Mn-4 Ni-0,5 C-0,4 N) verwendet. Im Gegensatz dazu wurden für Hochleistungsmotoren
teure Superlegierungen auf Nickelbasis wie NIMONIC®-Legierung
80A und Legierung 751 eingebaut. Aufgrund der ständig steigenden Nachfragen
nach Maschinenbetriebseffizienz und Zuverlässigkeit, ist in den letzten
Jahren das Bedürfnis
nach preiswerten Mittelleistungsventillegierungen entstanden.
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Mit
diesem Ziel im Sinn wurden in der letzten Zeit verschiedene Legierungen
wie Pyromet® 31V
(Fe-56 Ni-23 Cr-2 Mo-1,2 Al-2,3 Ti-0,8 Nb-0,04 C; US-Patent Nr.
4,379,120), eine 40 Ni-Legierung (Fe-41 Ni-16 Cr-0,9 Al-2,8 Ti-0,8
Nb-0,05 C; US-Patent Nr. 5,567,383) und HI® 461
(Fe-47 Ni-18 Cr-1,2 Al-4,0 Ti-0,3 C) entwickelt. Neben der größtmöglichen
Verringerung des Ni-Gehalts, welche, ohne die vorausgesetzten Festigkeitsanforderungen
zu beeinträchtigen,
möglich
ist, wurde ein besonderer Schwerpunkt auf Hochtemperaturverschleißfestigkeit
gelegt, wodurch die Kosten für
teures Aufschweißen
eingespart werden.
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Dennoch
weisen die oben genannten Legierungen einige Defizite auf. Beispielsweise
weist Pyromet® 31V
einen relativ hohen Ni-Gehalt auf und es wurde auch festgestellt,
daß eine
potentiell versprödende,
nadelförmige
alpha(α)-Cr-Phase nach verlängerten
Belastungen bei Betriebstemperaturen von 760°C (1400°F) ausfällt. Die 40 Ni-Legierung ist
preiswert, enthält
aber nur moderate Mengen an Cr, wodurch die Korrosionsbeständigkeit
beeinträchtig
wird. Weiterhin scheint die Legierung bei verlängerter Belastung zur Ausfällung unerwünschter
eta(η)-Phasen
(Ni3Ti) zu neigen, was der Duktilität schadet.
Das günstigste
Verhältnis
zwischen Kosten und Leistung wurde anscheinend mit der Legierung
HI® 461
erzielt, welche eine Dispersion von primären TiC-Carbiden zusätzlich zur üblichen
Gamma-Prime-(γ')-Verstärkung aufweist.
Dennoch wurden weitere Leistungssteigerungen auf demselben moderaten
Kostenniveau weiterhin als notwendig empfunden, um gerade bei der
Motorenleistung und -zuverlässigkeit
weitere Verbesserungen zu erzielen.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine verbesserte Legierung, die besonders
geeignet ist für
Dieselmotoren-Auslassventile
und ähnliches,
welche ein ausgewogenes Verhältnis
zwischen niedrigen Kosten, gleichbleibender Hochtemperaturfestigkeit
und Ermüdungsfestigkeit,
Korrosions- und Verschleißfestigkeit, metallurgischer
Stabilität
und einfacher Fertigung aufweist.
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Die
erfindungsgemäße Legierung
ist durch eine Zusammensetzung in Gewichtsprozent von 0,15 – 0,65 C,
40 – 49%
Ni, 18 – 22%
Cr, 1,2 – 1,8%
Al, 2,0 – 3,0%
Ti, 0,9 – 7,8
Nb, nicht mehr als jeweils 1% Co und Mo sowie einem Rest aus Fe
und begleitenden Verunreinigungen charakterisiert, wobei das Ti:Al
Verhältnis
in Gewichts-% 2:1 nicht übersteigen
darf, und das Nb:C Verhältnis
in Gewichts-% so angepaßt
wird, daß es
im Bereich von 6:1 bis 12:1 (oder 0,8:1 bis 1,5:1 auf Basis der
Atomzahlen) liegt. Ein weiterer bevorzugter Nb-Bereich der vorliegenden
Erfindung liegt zwischen 0,9 – 6,5
Gewichts-% mit einem Nb:C Verhältnis
zwischen 6:1 und 10:1 auf Basis der Gewichtsprozente (oder 0,8:1
bis 1,3:1 auf Basis der Atomzahlen).
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Weiterhin
kann, sofern es die Kosten zulassen, Nb teilweise durch Ta auf equiatomarer
Basis ersetzt werden. In diesem Fall, sollte das Verhältnis der
zusammengesetzten atomaren Prozentsätze (Nb+Ta) zu vorhandenem
C so angepasst werden, daß es
im Bereich von 0,8 bis 1,5 liegt.
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Die
Legierung kann ebenfalls bestimmte Elemente, welche für die Desoxidation/Entschwefelung
und eine verbesserte Warmformbarkeit notwendig sind, in den folgenden
Mengen enthalten: bis zu 2,0% Mn, bis zu 0,01% B und bis zu 0,3%
Zr. Siliciumzusätze
bis zu 1,0 Gewichts-% sind ebenfalls zur Verbesserung der Oxidationsresistenz
förderlich.
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In
einer gegenwärtig
bevorzugten Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung ist der C-Gehalt (in Gewichts-%) auf
0,25 – 0,55
begrenzt, der Ni-Gehalt beträgt
42 – 48%,
der Cr-Gehalt beträgt
19 – 21%,
der Al-Gehalt beträgt
1,4 – 1,7%,
der Ti-Gehalt beträgt
2,3 – 2,7%,
der Nb-Gehalt beträgt
1,8 – 5,5%
und der Rest besteht aus Fe und begleitenden Verunreinigungen, wobei
das Nb:C Verhältnis
in Gewichts-% so angepaßt wird,
daß es
im Bereich von 7:1 bis 10:1 liegt. Das Ti:Al Verhältnis in
Gewichts-% ist kleiner oder gleich 2:1. Ein noch mehr bevorzugter
Nb-Bereich ist ca. 2,5 – 3,0%.
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Die
Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Legierung
weist sogar nach verlängerten
Belastungen bei Ventil-Betriebstemperaturen in der Nähe von 760°C (1400°F) im wesentlichen
eine einheitliche Dispersion von mikrometer-großen, Nb-reichen Carbiden des
primären
MC-Typ (micron size Nb-rich
primary MC type carbides), fein separierten, Cr-reichen Carbiden
des sekundären
M23C6-Typs in den
Austenit-Korngrenzen
und submikroskopischen Intergranular-γ'-Prezipitaten auf. Darüber hinaus
enthält
die Mikrostruktur einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung weniger
als 5 Vol-% einer nadelförmigen
Phase.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst weiterhin Dieselmotorenventile, insbesondere
Auslassventile, ebenso wie andere Komponenten für die Abgasleitung, welche
aus der oben beschriebenen Legierung hergestellt wurden.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1(a) ist die graphische Darstellung der Bruchfestigkeit über der
Temperatur für
die erfindungsgemäßen Legierungen
1 – 5
und verschiedene Vergleichslegierungen aus dem Stand der Technik;
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1(b) ist die graphische Darstellung der Zugdehnung über der
Temperatur für
die Legierungen 1 – 5
und verschiedene Vergleichslegierungen;
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2 ist
die graphische Darstellung der Rotationstrahl-Ermüdungsfestigkeit
(rotating beam fatigue strength) über der Zahl der Zyklen bis
zum Bruch (cycles to failure), welche die Ermüdungsdaten für die erfindungsgemäßen Legierungen
1 – 5
und verschiedene Vergleichslegierungen zeigt;
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3 ist
die graphische Darstellung der Härte über der
Temperatur für
die erfindungsgemäße Legierung
2 und zwei Vergleichslegierungen;
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4a bis 4c sind
Balkendiagramme, welche die Heißsalzkorrosionsangriffe
auf Legierungen der vorliegenden Erfindung und auf Vergleichslegierungen
darstellen;
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5a und 5b sind
Balkendiagramme, welche die Schlagfestigkeit nach Charpy von erfindungsgemäßen Legierungen
und von Vergleichlegierungen zeigen; und
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6 ist
eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme der erfindungsgemäßen Legierung
2 nach 2500-stündiger
Belastung bei einer Temperatur von 1400°F(760°C).
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AUSFÜHRLICHE
BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Gemäß der Erfindung
ist die chemische Zusammensetzung der Legierung auf das begrenzt,
was im folgenden Text beschrieben wird.
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C: 0,15 – 0,65 Gew.-%:
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Kohlenstoff
(C) in den vorliegenden Mengen verbindet sich während des Schmelzens mit Nb
und Ti, um (Nb, Ti)C-reiche primäre
MC-Carbide auszubilden. Diese primären Carbide dispergieren relativ
gleichmäßig überall in
der Mikrostruktur und sorgen hauptsächlich für die Verschleißfestigkeit
in der Legierung entsprechend ihrer harten, abrasiven Eigenschaft.
Wenn der Kohlenstoff in Mengen kleiner als 0,15 % vorliegt, ist
der Volumenanteil dieser primären
Carbide nicht ausreichend, um die gewünschte Verschleißfestigkeit
zu bewirken. Liegt der Kohlenstoff jedoch in Mengen größer als
0,65 % vor, neigen die sich bildenden Carbide dazu, Cluster zu bilden,
was die Warmformbarkeit und die Qualität der Ventiloberflächen verschlechtert.
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Ni: 40 – 49 Gew.-%:
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Nickel
(Ni) stabilisiert die austenitische Matrix-Phase und ist notwendig
für die
Bildung der verstärkenden γ'-Phase (Ni3(Al,
Ti)), welche genutzt wird, um die Hitzebeständigkeit an die Legierung weiterzugeben.
Ni ist jedoch, auf der Basis der Kosten, ein ziemlich teures Legierungselement
(im Vergleich zu Fe)und daher auf weniger als 49 Gew.-% begrenzt.
Die untere Grenze von 40 Gew.-% wird durch metallurgische Stabilitätsüberlegungen
bestimmt, wie z.B. die zunehmende Neigung der Legierung bei verlängerter
Belastung nachteilige TPC-Phasen (TPC: topologically close packed),
insbesondere eine Sigma(σ)-Phase, auszubilden.
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Cr: 18 – 22 Gew.-%:
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Chrom
(Cr) ist von höchster
Wichtigkeit bei der Weitergabe der Hochtemperaturoxidations- und
Korrosionsbeständigkeit
an die Legierung. Überwachte
Laborversuche, welche die Heißsalzkorrosion
in einer Motorumgebung simulieren, haben gezeigt, daß ein Mindestgehalt
von 18 Gew.-% Cr benötigt
wird, um eine befriedigende Korrosionsbeständigkeit zu erreichen. Wenn
Chrom im Mengen über
22 Gew.-% hinzugefügt
wird, neigt die Legierung jedoch zu massiven, intergranularen Ausfällungen
der nadelförmigen
Phasen, σ oder α-Cr bei verlängerter
Belastung bei 760°C,
was die Duktilität
und Zähigkeit
beeintächtigt.
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Cr-Gehalte
in dem oben festgelegten Bereich können auch dazu verwendet werden,
um die Ausfällung von
einzelnen Korngrenz-Carbiden des sekundären M23C6-Typs zu fördern, was die Belastungsbruchfestigkeit erhöht.
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Al: 1,2 – 1,8 Gew.-%:
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Aluminium
(Al) ist das primäre,
härtenden
Element, das in den oben angegebenen Mengen vorliegend zur Ausbildung
von γ'(Ni3(Al,
Ti)) führt.
Bei Al-Gehalten unter 1,2 Gew.-% ist der Volumenanteil an γ' zu klein, um die
Vorgaben der gleichbleibenden (Hochtemperaturfestigtkeit) und der
Ermüdungsfestigkeit
zu erreichen. Al-Gehalte über
1,8 Gew.-% ergeben jedoch zunehmend Warmformbarkeitsprobleme beim
Formen der Ventile.
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Ti: 2,0 – 3,0 Gew.-%:
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Titan
(Ti) ist neben Al von höchster
Wichtigkeit für
die Bildung von γ'. Darüber hinaus
ergibt das Legieren mit Ti durch die Wirksamkeit auf das Zunehmen
der Anti-Phasen-Grenzenergie
von γ' auch stärkere Ausfällungen,
wodurch die Gesamtfestigkeit der Legierung verbessert wird. Auf
der anderen Seite führen äußerst große Mengen
an Ti zu einer Phaseninstabilität,
z.B. der Ausfällung
einer eta(η)-Phase
(Ni3Ti). Diese η-Phase gilt im allgemeinen
als schädlich
für die
Duktilität.
Daher ist das Ti:Al Verhältnis
in Gew.-% auf 2:1 begrenzt. Der gesamte, zusammengesetzte Gehalt
an Härter-Elementen
(Al+Ti) wird eingestellt, um die Festigkeitseigenschaften mit den
Verarbeitungseigenschaften der Legierung auszugleichen.
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Nb: 0,9 – 7,8 Gew.-%:
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Der
Hauptzweck des Legierens mit Niob (Nb) ist, die Ausfällung von
primären,
Nb-reichen MC-Carbiden zu bewirken. Diese Nb-reichen Carbide sind
dank ihrer höheren
Heißhärte wirksamer
als die Ti-reichen Carbide bei der Erhöhung der Verschleißfestigkeit
der Legierung. Um diese Nb-reichen
Carbide auszubilden, muß der
Nb-Gehalt sorfältig
gegen den C-Gehalt abgeglichen werden. Bei Nb:C Gewichtsverhältnissen
von weniger als 6,5:1 oder 6:1 (oder 0,8:1 auf der Basis der Atomzahlen)
werden die primären
Carbide zunehmend Ti-reich, was den positiven Effekt auf die Verschleißfestigkeit
verkleinert. Bei Nb:C Verhältnissen
größer als 12:1
(oder 1,5:1 auf der Basis der Atomzahlen) neigt das ungebundene
Nb dazu, die austenitische Matrix überzulegieren, wodurch die
Lösungstemperatur
der beeinträchtigenden
TCP-Phasen über
die Betriebstemperatur des Ventils gesteigert wird. Daher sollte
das Nb:C Verhältnis in
Gew.-% im Bereich von 6:1 bis 12:1 oder im Bereich von 0,8:1 bis
1,5:1 auf der Basis der Atomzahlen angesiedelt sein. Ein gegenwärtig bevorzugter
breiter Bereich für
Nb liegt etwa bei 0,9 bis 7,8 Gew.-%, mit einem bevorzugten Zwischenbereich
von 0,9 bis 6,5 Gew.-% Nb und einem engen Bereich von 1,8 bis 5,5
Gew.-% Nb, oder einem engeren Bereich von 2,5 bis 3,0 Gew.-% Nb.
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Neben
der zuvor erwähnten
positiven Wirkung auf die Verschleißfestigkeit verbessert Nb auch
die Schweißbarkeit
der γ'-gehärteten Superlegierungen
und erhöht
ebenso die Korrosionsbeständigkeit
in schwefelhaltigen Umgebungen, so wie sie in Dieselmotoren angetroffen
werden.
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Wie
oben angegeben kann Nb teilweise durch Tantal (Ta) auf äquiatomarer
Basis ersetzt werden, wenn es die Kosten erlauben. Wie Nb stabilisiert
auch Ta im hohen Maß die
primären
MC-Carbide und eine gleich günstige
Wirkung auf die Heißhärte und
die Verschleißfestigkeit
wird vermutet.
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Co: nicht mehr als 1 Gew.-%:
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Cobalt
ist trotz seiner vorteilhaften Wirkung auf Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit
in schwefelhaltigen Umgebungen ein sehr teures Legierungselement
und sollte so gering wie möglich
gehalten werden, um die Kosten des Ni-Materials, das für das Schmelzen der Legierung
eingesetzt wird, nicht in die Höhe
zu treiben.
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Mo: nicht mehr als 1 Gew.-%:
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Trotz
seine allgemeinen, positiven Wirkung auf die Festigkeit beeinträchtigt Molybdän (Mo) bei
Gehalten über 1
Gew.-% die Korrosionsbeständigkeit
in schwefelhaltigen Umgebungen bei den Betriebstemperaturen des
Ventils.
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Mn: nicht mehr als 2 Gew.-%:
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Die
vorteilhafte Rolle des Mangans (Mn) als ein desoxidierendes Element
ist für
Ni-bassierte Legierungen gut bekannt; Mangangehalte über 2 Gew.-%
werden jedoch die Bildung der nachteiligen Phasen fördern.
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B: nicht mehr als 0,01
Gew.-%:
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Bor
(B) verbessert wirksam die Warmformbarkeit und Zeitstandfestigkeit,
wenn es in geringen Mengen vorliegt. Überschüssige Mengen an B jedoch beeinträchtigen
die Warmformbarkeit.
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Zr: nicht mehr als 0,3
Gew.-%:
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Ebenso
wie Bor wirkt Zirkonium (Zr) auf die Verbesserung der Warmformbarkeit
und der Zeitstandfestigkeit, wenn es in geringen Mengen vorliegt.
Zr in überschüssigen Mengen
jedoch beeinträchtigt
die Warmformbarkeit.
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Si: nicht mehr als 1,0
Gew.-%:
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Silizium
(Si) ist ein Element, das auf die Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit
der Legierung wirkt. Überschüssige Zusätze an Si
jedoch vermindern die Duktilität
des Materials.
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Fe: der Rest
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Eisen
(Fe) ist hauptsächlich
ein matrix-bildendes Element und umfaßt den Rest der Legierung,
wobei es die unvermeidbaren oder begleitenden Verunreinigungen und
Spurenelemente in übrig
bleibenden Mengen beinhaltet.
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Eine
engere, gegenwärtig
bevorzugte erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung
besteht im wesentlichen aus in Gew.-%: 0,25 – 0,55 % C, 42 – 48 % Ni,
19 – 21
% Cr, 1,4 – 1,7
% Al, 2,3 – 2,7
% Ti, 1,8 – 5,5
Nb, und dem Rest, der hauptsächlich
aus Fe und begleitenden Verunreinigungen besteht, worin das Nb:C Verhältnis in
Gew.-% etwa zwischen 7:1 und 10:1 liegt. Der Bereich des Nb kann
weiter verengt werden auf etwa 2,5 bis 3,0 Gew.-%.
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BEISPIELE
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Um
die Eigenschaften und Vorteile der vorliegenden Erfindung zu zeigen,
werden im folgenden Beispiele der erfindungsgemäßen Legierung und Beispiele
von Vergleichslegierungen dargestellt.
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Fünf Legierungen,
die gemäß der vorliegenden
Erfindung formuliert wurden und als Legierung 1 bis Legierung 5
bezeichnet wurden, und zwei Vergleichslegierungen, welche HI® 461
und die 40 Ni Legierung ( als jeweils „HI 461" und „40 Ni" bezeichnet) nachahmen, wurden durch
Vakuuminduktionschmelzen geschmolzen und in 22 kg-(50 Ib.)-Barren gegossen.
Ein übliches
Ca+Mg-Desoxidationsverfahren wurde eingesetzt. Die chemischen Zusammensetzungen
der Legierungen werden unten in Tabelle 1 dargestellt.
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Tabelle 1:
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Chemische
Zusammensetzung (in Gew.-%) der Beispiele der erfindungsgemäßen Legierungen
und der Vergleichslegierungen
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Vor
dem Warmwalzen wurden alle Barren in 2 Stufen homogenisiert: 24
Stunden bei 1149°C
(2100°F) plus
24 Stunden bei 1232°C
(2250°F)
und mit Luft gekühlt.
Die Anfangstemperatur für
das Warmwalzen lag bei 1149°C
(2100°F).
Alle Barren wurden ohne offensichtliche Probleme, sogar bei den
höchsten
untersuchten Kohlenstoffgehalten, in verschiedenen Arbeitsgängen, die
zwei Wiedererwärmungen
bei ovalen Zwischenmaßen
beinhalteten, zu Stangen mit einem Enddurchmesser von 15,9 mm (0,625") gewalzt.
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Diese
gewalzten Stangen erhielten anschließend eine 2-stufige Behandlung, die aus einem 30-minütigem Lösungsglühen bei
1038°C (1900°F), der eine
Luftkühlung
folgte, und einem 4-stündigem
Alterungszyklus bei 760°C
(1400°F),
der wiederum eine Luftkühlung
folgte, bestand.
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Die
folgenden Versuche, deren Ergebnisse in 1 – 5 dargestellt
sind und im folgenden besprochen werden, wurden an einem solchen
wärmebehandeltem
Material durchgeführt.
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Zugversuche
wurden bei Raumtemperatur und erhöhter Temperatur durchgeführt, um
die Festigkeits- und Duktilitätspotentiale
der Legierungen zu beurteilen. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen
werden in 1a und 1b graphisch
dargestellt. Wie man sehen kann, liegt die Zugfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierungen
in derselben Größenordnung
wie die der Vergleichslegierungen. Das Gleiche gilt für die Duktilität, z.B.
die in 1b dargestellte Zugdehnung.
Das in der Nähe
von 760°C
(1400°F)
beobachtete Minimum der Duktilität
ist für
viele Superlegierungen typisch.
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Hochcylische
Hochtemperatur-Rotationsstrahlermüdungstests bei 760°C (1400°F), welche
die Standzeitdauer bei 108 Zyklen ermitteln,
werden in 2 dargestellt. Die Zyklen wurden
unter voller Belastungsumkehr durchgeführt. S-N-Kurven für 23-8N, 21-4N, Pyromet® 31V
und die Legierung 751/NIMOC®-Legierung 80A, wie sie
aus der Literatur erhalten werden, sind überlagert. Diese Untersuchung
wird im allgemeinen als Leistungsvergleichstest (benchmark test)
bei Motorherstellern angesehen. Ein Äquivalent in der verbessertenen
Standzeitleistung der Legierungen der vorliegenden Erfindung zu
den Edelstählen,
ist offensichtlich HI® 461 und die 40 Ni-Legierung
und auch Pyromet® 31V. Das Leistungsniveau
der hochpreisigen Nickelbasierten Superlegierungen kann wie erwartet
nicht die Niedrigpreis-Legierungen dieser Erfindung aufnehmen. Dies
war jedoch nicht das Ziel der vorliegenden Erfindung.
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Heißhärteversuche
bis zu 760°C
(1400°F),
die unter Verwendung eines Rockwell-A-Testers durchgeführt wurden
und welche die Härtezahlen
in Rockwell C konvertieren, sind in 3 dargestellt,
wobei die Legierungen anhand der Bezeichnung ihrer Verschleißfestigkeit
eingeordnet sind. Die höchste
Heißhärte wurde an
einer Legierung der vor liegenden Erfindung gemessen, was eine überragende
Verschleißfestigkeit
dieser Legierung gegenüber
den Vergleichslegierungen zeigt. Es kann daher erwartet werden,
daß das
Aufschweißen
der erfindungsgemäßen Legierung
nicht notwendig sein wird.
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Heißsalzkorrosionsversuche
(ein 80-Stunden-Standardversuch und ein verschärfter 250-Stunden-Versuch)
in einer Mischung aus CaSO4 : BaSO4 : Na2SO4 : C in einem Verhältnis von jeweils 10:6:2:1
bei einer Temperatur von 870°C
(1598°F)
werden in 4a, 4b und 4c dargestellt.
So wie es wahrgenommen wird, ist, je länger der Balken in 4a bis 4c ist,
die Verschleißfestigkeit
der speziellen, untersuchten Legierung umso geringer. Jede untersuchte
Legierung wird in einem Kasten aufgezählt, der in jeder der 4a und 4b erscheint
und worin die Legierung HI 461 mit dem Buchstaben „(A)" bezeichnet wird, Legierung
40 Ni als „(B)", Legierung 1 der
Erfindung als „(C)", Legierung 2 der
Erfindung als „(D)" und Legierung 751
als „(E)". In 4c werden
die erfindungsgemäßen Legierungen
2 – 5
wie folgt bezeichnet: Legierung 2 als „(D)", Legierung 3 als „(G)", Legierung 4 als „(H)" und „(I)" (Doppelversuch) und Legierung 5 als „(J)". Die Proben werden
in 80-Stundenintervallen
wiederbeschichtet. Dies ist einer der Versuche, der als entscheidend für die Messung
der Ventilleistung betrachtet wird. In dem 80-Stundenstandardversuch,
der in 4a dargestellt wird, zeigten
sowohl die erfindungsgemäßen Legierungen
(C) und (D) als auch die Vergleichlegierungen (A) und (B), wahrscheinlich
aufgrund ihrer hohen Fe-Gehalte, erheblich weniger Angriffe als
die hoch Ni-haltige Legierung 751 (E). Weitere Unterscheidungen
ergaben sich in dem verschärften
250-Stunden-Versuch
der 4b und 4c. In
diesem verschärften
Versuch wurde die überragende
Korrosionsbeständigkeit
der erfindungsgemäßen Legierungen,
insbesondere der Legierun gen der bevorzugten Ausführungsform,
sehr deutlich sichtbar.
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Metallurgische
Stabilitätsversuche
mit Hilfe einer Langzeitbelastung bei 760°C (1400°C) bis 2500 zu Stunden und anschließender Schlagfestigkeitsprüfung nach
Charpy als ein empfindlicher Indikator für die mögliche Versprödung werden
in 5 dargestellt, ergänzt durch die metallographische
Bewertung der ausgestellten Mikrostrukuren, die in 6 zeigt
werden. Wiederum zeigen die Legierungen der vorliegenden Erfindung mindestens
ein gleichwertiges Beibehalten der Härte wie die Vergleichslegierungen
bei den Langzeitversuchen. Dies ist übereinstimmend mit der metallographischen
Beobachtung aus 6, daß sich nur kleinere Mengen,
wenn überhaupt,
an interkristalliner, nadelförmiger
Phase während
der Alterung ausbilden. Darüber hinaus
bleiben die Korngrenz-Carbide in der Natur einzeln und auf diese
Weise in einer bevorzugten Morphologie.
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Obwohl
nur einzelne Beispiele der erfindungsgemäßen Legierungen dargestellt
wurden, wird deutlich, daß es
möglich
ist, die Erfindung in verschiedenen Formen auszuführen ohne
den Bereich dieser Erfindung zu verlassen.
