DE602004010368T2 - Austenitischer rostfreier stahl mit molybdenum - Google Patents

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Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft Fertigungsgegenstände, die oxidations- und korrosionsbeständige Austenitedelstähle einschließen. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung Austenitedelstähle, die zur Verwendung in Umgebungen mit hohen Temperaturen und in korrosiven Umgebungen, wie z. B. zur Verwendung in Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems angepasst sind. Die Austenitedelstähle der Erfindung finden insbesondere Anwendung bei Komponenten, die Temperaturen bis zu 1800°F (982°C) und korrosiven Umgebungen, wie z. B. chlorreichem Wasser, ausgesetzt sind.
  • BESCHREIBUNG DES HINTERGRUNDS DER ERFINDUNG
  • Bei der Herstellung von Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems handelt es sich bei gleichzeitigen Zielen darum, sowohl die Kosten als auch das Gewicht zu minimieren, während auch die Integrität des Systems beibehalten wird. Typischerweise werden Kraftfahrzeugkomponenten für diese Anwendungen aus dünnem Edelstahlmaterial hergestellt, um das Gewicht der Komponenten zu reduzieren, und deshalb muss die Beständigkeit gegen korrosive Angriffe der Komponenten hoch sein, um einen Ausfall durch Perforation oder andere Mittel zu verhindern. Die Korrosionsbeständigkeit wird durch die Tatsache kompliziert, dass für bestimmte Anwendungen im Kraftfahrzeugabgassystem verwendete Komponenten schweren korrosiven chemischen Umgebungen bei erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind. Insbesondere sind Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems und andere Komponenten eines Kraftfahrzeugmotors der Kontamination durch Straßenenteisungssalze unter Bedingungen von erhöhter Temperatur auf Grund des heißen Abgases ausgesetzt. Der diesen Bedingungen unterzogene Edelstahl und andere Metallkomponenten sind anfällig für einen als Heißsalzkorrosion bekannten komplexen Korrosionsangriffmodus.
  • Typischerweise machen Edelstahlkomponenten bei höheren Temperaturen eine Oxidation auf an Luft ausgesetzten Oberflächen durch, um eine schützende Metalloxidschicht zu bilden. Die Oxidationsschicht schützt das darunter liegende Metall und reduziert eine weitere Oxidation und andere Korrosionsformen. Jedoch können Ablagerungen aus Straßenenteisungssalz diese schützende Oxidschicht angreifen und zersetzen. Ist die schützende Oxidschicht zersetzt, kann das darunterliegende Metall freigelegt und für eine schwere Korrosion anfällig werden.
  • Folglich sind für Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems ausgewählte Metalllegierungen einem Bereich an anspruchsvollen Bedingungen ausgesetzt. Die Dauerhaftigkeit von Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems ist entscheidend, da erhöhte Lebensdauern durch Verbraucher, durch staatliche Anordnungen und ebenfalls gemäß Garantieanforderungen der Hersteller gefordert werden. Um die Legierungsauswahl für Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems weiter zu erschweren, ist handelt es sich bei der jüngsten Entwicklung in diesen Anwendungen um die Verwendung von flexiblen Metallanschlussteilen, die als nachgiebige Verbindungen zwischen zwei fixierten Abgassystemkomponenten wirken. Flexible Anschlussteile können zum Abschwächen von mit der Verwendung von geschweißten, Gleit- und anderen Verbindungen verbundenen Problemen verwendet werden. Ein zur Verwendung in einem flexiblen Anschlussteil ausgewähltes Material wird einer korrosiven Umgebung mit einer hohen Temperatur unterzogen und muss sowohl formbar sein als auch Widerstandsfähigkeit gegenüber Heißsalzkorrosion und verschiedenen anderen Korrosionstypen, wie z. B. Zwischentemperaturoxidation, allgemeine Korrosion und Rissbildung durch Chlorspannungskorrosion aufweisen.
  • Legierungen zur Verwendung in flexiblen Anschlussteilen von Kraftfahrzeugabgassystemen machen häufig Bedingungen durch, in welchen die Aussetzung an erhöhte Temperaturen auftritt, nachdem die Legierung Kontaminanten wie Straßenenteisungssalzen ausgesetzt wurde. Halogenidsalze können als Flussmittel wirken, welche die schützenden Oxidzunder entfernen, die sich normalerweise bei erhöhten Temperaturen auf den Anschlussteilen bilden. Die Zersetzung der Anschlussteile kann unter derartigen Bedingungen ziemlich schnell erfolgen. Deshalb kann einfaches Testen der Luftoxidation unzureichend sein, um die wahre Beständigkeit gegenüber korrosiver Zersetzung im Betrieb offen zu legen.
  • Die Kraftfahrzeugindustrie verwendet verschiedene Legierungen zur Herstellung von Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems. Diese Legierungen liegen im Bereich von billigen Materialien mit mäßiger Korrosionsbeständigkeit bis teuren in hohem Maße legierten Materialien mit viel größerer Korrosionsbeständigkeit. Eine relativ billige Legierung mit mäßiger Korrosionsbeständigkeit ist AISI Typ 316Ti (UNS-Bezeichnung S31635). Edelstahl vom Typ 316Ti korrodiert viel schneller, wenn er erhöhten Temperaturen ausgesetzt ist, und wird deshalb im Allgemeinen nicht in flexiblen Anschlussteilen von Kraftfahrzeugabgassystemen verwendet, wenn die Temperaturen mehr als etwa 1200°F (649°C) betragen. Typ 316Ti wird typischerweise nur für Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems verwendet, die keine hohen Abgastemperaturen entwickeln.
  • Teurere, in Hohem Maße legierte Materialien werden gewöhnlich zur Herstellung von flexiblen Anschlussteilen für Kraftfahrzeugabgassysteme verwendet, die höheren Temperaturen ausgesetzt sind. Eine typische Legierung, die bei der Herstellung von flexiblen Anschlussteilen verwendet wird, die korrosiven Umgebungen bei erhöhter Temperatur unterzogen werden, ist die Austenitsuperlegierung auf Nickelbasis mit der UNS-Bezeichnung N06625, die Legierung, die im Handel z. B. von Allegheny Ludium ALTEMP®625 (hier nachste hend „AL 625„) vertrieben wird. AL 625 ist eine Austenitsuperlegierung auf Nickelbasis, die ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Oxidation und Korrosion über einen breiten Bereich an Korrosionsbedingungen besitzt und ausgezeichnete Formstabilität und Festigkeit zeigt. Legierungen der UNS-Bezeichnung N06625 umfassen im Allgemeinen auf das Gewicht bezogen etwa 20–25% Chrom, etwa 8–12% Molybdän, etwa 3,5% Niob und 4% Eisen. Obwohl Legierungen dieses Typs eine ausgezeichnete Wahl für flexible Anschlussteile eines Kraftfahrzeugabgassystems sind, sind sie im Vergleich mit Legierungen des Typs 361Ti ziemlich teuer.
  • Hersteller von Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems können andere Legierungen zum Gestalten von flexiblen Anschlussteilen für Abgassysteme verwenden. Jedoch stellt keine dieser Legierungen hohe Korrosionsbeständigkeit bereit, besonders wenn sie erhöhten Temperaturen und korrosiven Kontaminanten wie Straßenenteisungssalzen ausgesetzt sind.
  • Folglich besteht Bedarf nach einem korrosionsbeständigen Material zur Verwendung in korrosiven Umgebungen bei hohen Temperaturen, das nicht in so hohem Maße legiert ist, wie z. B. Legierungen der UNS-Bezeichnung N06625 und folglich billiger herzustellen ist, als derartige Superlegierungen. Insbesondere besteht Bedarf nach einer Legierung auf Eisenbasis, die z. B. zu leichtgewichtigen flexiblen Anschlussteilen und anderen Komponenten für Kraftfahrzeugabgassysteme geformt werden kann und die einer Korrosion durch korrosive Substanzen wie Salzablagerungen und anderen Straßenenteisungsprodukten bei erhöhten Temperaturen standhält. WO 02/14570 offenbart einen oxidations- und korrosionsbeständigen Austenitedelstahl.
  • KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfindung stellt einen Fertigungsgegenstand gemäß Anspruch 1 der beigefügten Ansprüche bereit. Die vorliegende Erfindung richtet sich auf den vorstehend beschriebenen Bedarf durch Bereitstellen eines Fertigungsgegenstands, umfassend einen wie in Anspruch 1 definierten Austenitedelstahl.
  • Wenn nicht anders angegeben, sind alle Zusammensetzungsprozentangaben hier Gew.-%-Angaben auf der Basis des Gesamtgewichts der Legierung.
  • Bestimmte, die erfindungsgemäßen Austenitedelstähle einschließende Ausführungsformen des Fertigungsgegenstands zeigen erhöhte Korrosionsbeständigkeit bei Salz in einem breiten Temperaturbereich bis zu mindestens 1500°F (816°C). Folglich würden die Edelstähle der vorliegenden Erfindung breite Anwendung z. B. als Kraftfahrzeugkomponenten und insbesondere als Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems und flexible Anschlussteile, sowie in anderen Anwendungen, in welchen Korrosionsbeständigkeit erwünscht ist, finden. Die Fertigungsgegenstände der vorliegenden Erfindung weisen ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen auf und finden deshalb breite Anwendung in Hochtemperaturanwendungen wie Heizelementummantelungen.
  • Die vorliegende Erfindung stellt auch Verfahren zur Herstellung eines Fertigungsgegenstands aus Austenitedelstählen gemäß Anspruch 17 der beigefügten Ansprüche bereit.
  • Die vorliegenden Erfindung stellt zusätzlich Verfahren zur Herstellung eines Fertigungsgegenstands bereit, wobei das Verfahren das Bilden von zumindest einem Teil des Fertigungsgegenstands aus einem Austenitedelstahl umfasst, umfassend auf das Gewicht bezogen 19 bis 23% Chrom, 30 bis 35% Nickel, 1 bis 6% Molybdän, 0 bis 0,03% Titan, 0,15 bis 0,6% Aluminium, bis zu 0,1% Kohlenstoff, 1 bis 1,5 Magnesium, 0 bis weniger als 0,8% Silicium, 0,2 bis 0,6% Niob, Eisen und Nebenverunreinigungen. Nicht beschränkende Beispiele für Fertigungsgegenstände, die unter Verwendung eines derartigen Verfahrens der vorliegenden Erfindung hergestellt werden können, schließen ein Kraftfahrzeug, eine Komponente eines Kraftfahrzeugabgassystems, ein flexibles Anschlussteil für ein Kraftfahrzeugabgassystem, eine Heizelementummantelung und eine Dichtung ein.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER FIGUREN
  • Die Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung können durch Bezugnahme auf die beigefügten Figuren besser verstanden werden, in welchen:
  • 1 ein Diagramm von Gewichtsvergleichsdaten ist, das die Ergebnisse des Heißsalzkorrosionstestens von flachen Abschnittsproben einer Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die mit Salzschichten von 0,0, 0,05 und 0,10 mg/cm2 beschichtet und für eine Dauer von 72 Stunden an 1200°F (649°C) ausgesetzt waren;
  • 2 ein Diagramm von Gewichtsvergleichsdaten ist, das die Ergebnisse des Heißsalzkorrosionstestens von flachen Abschnittsproben einer Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die mit Salzschichten von 0,0, 0,05 und 0,10 mg/cm2 beschichtet und für eine Dauer von 72 Stunden bei 1500°F (816°C) ausgesetzt waren;
  • 3 ein Diagramm von Gewichtsvergleichsdaten ist, das die Ergebnisse des Heißsalzkorrosionstestens von geschweißten Tränenproben einer Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die mit einer nominalen Salzschicht von 0,10 mg/cm2 beschichtet und an 1200°F (649°C) ausgesetzt waren;
  • 4 ein Diagramm von Gewichtsvergleichsdaten ist, das die Ergebnisse des Heißsalzkorrosionstestens von geschweißten Tränenproben einer Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die mit einer nominalen Salzschicht von 0,10 mg/cm2 beschichtet und an 1500°F (816°C) ausgesetzt waren;
  • 5 eine grafische Darstellung einer typischen korrodierten Metallprobe ist, die die Versuchsergebnisse des Analyseverfahrens von ASTM G54-Standard, Practice for Simple Static Oxidation Testing, veranschaulicht;
  • 6 eine Tiefe eines Durchdringungsdiagramms ist, das die Messergebnisse für eine Probe der Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die gemäß ASTM G54 für geschweißte Tränenproben mit einer nominalen Salzbeschichtung von 0,10 mg/cm2, die an 1200°F (649°C) ausgesetzt waren, genommen wurden;
  • 7 eine Tiefe eines Durchdringungsdiagramms ist, das die Messergebnisse für eine Probe der Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die gemäß ASTM G54 für geschweißte Tränenproben mit einer nominalen Salzbeschichtung von 0,10 mg/cm2, die an 1500°F (816°C) ausgesetzt waren, genommen wurden; und
  • die 8–12 Mikrodiagramme von Legierungsproben sind, die variierende Gehalte an Titan und Niob einschließen und die wie in Beispiel 2 beschrieben hergestellt wurden.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung stellt Austenitedelstähle bereit, die bei erhöhten Temperaturen gegen Korrosion beständig sind. Die korrosionsbeständigen Austenitedelstähle der vorliegenden Erfindung finden insbesondere in der Kraftfahrzeugindustrie und besonders in Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems Anwendung. Austenitedelstähle sind Legierungen, die Eisen, Chrom und Nickel einschließen.
  • Typischerweise werden Austenitedelstähle in Anwendungen verwendet, die Korrosionsbeständigkeit erfordern und sind durch einen Chromgehalt über 16% und einen Nickelgehalt über 7% gekennzeichnet.
  • Im Allgemeinen ist der Korrosionsprozess die Reaktion eines Metalls oder einer Metalllegierung mit ihrer Umgebung. Die Korrosionsbeständigkeit eines Metalls oder einer Legierung in einer bestimmten Umgebung wird unter anderen Faktoren im Allgemeinen zumindest teilweise durch seine/ihre Zusammensetzung bestimmt. Die Nebenprodukte der Korrosion sind im Allgemeinen Metalloxide wie Eisenoxide, Aluminiumoxide, Chromoxide usw. Die Bildung von bestimmten Oxiden, insbesondere Chromoxid, auf Edelstahl ist vorteilhaft und schützt wirksam die weitere Zersetzung von darunter liegendem Metall. Die Korrosion kann durch die Gegenwart von Wärme oder Korrosionsmitteln beschleunigt werden.
  • Die Korrosionsbeständigkeit von in Kraftfahrzeuganwendungen verwendeten Edelstählen ist durch Aussetzen einer Kontamination aus Straßenenteisungssalzen unter Bedingungen von erhöhter Temperatur schwierig. Diese Aussetzung führt auf Grund der Wechselwirkung zwischen den Oxiden, die sich bei erhöhten Temperaturen bilden, und den kontaminierenden Salzen zu einer komplexen Korrosionsform. Eine Oxidation bei erhöhter Temperatur wird durch die Bildung von schützenden Oxiden durch Reaktion des Metalls direkt mit dem Sauerstoff in der Luft verkörpert. Die Straßenenteisungssalze, die sich auf den Kraftfahrzeugkomponenten ablagern, können die schützende Oxidschicht angreifen und zersetzen. Wenn sich die schützende Schicht zersetzt, ist das darunter liegende Metall weiterer Korrosion ausgesetzt. Halogenidsalze, insbesondere Chlorsalze neigen dazu, lokalisierte Angriffsformen wie Lochfraß oder Korngrenzenoxidation zu fördern.
  • Der vorliegende Austenitedelstahl schließt 1 bis 6 Gew.-% Molybdän ein. Molybdän wird als Legierungsmittel zugesetzt, um Korrosionsbeständigkeit, Zähigkeit, Festigkeit und Widerstand gegenüber Kriechdehnung bei erhöhten Temperaturen bereitzustellen. Die Austenitedelstähle der vorliegenden Erfindung weisen eine wie in Anspruch 1 definierte Zusammensetzung auf. Die vorliegenden Austenitedelstähle stellen eine bessere Korrosionsbeständigkeit bei erhöhter Temperatur bereit als Legierungen des Typs 316Ti des Stands der Technik und würden deshalb eine breitere Anwendung als eine Kraftfahrzeugabgaskomponente genießen. Jedoch stellen bestimmte Legierungen innerhalb der vorliegenden Erfindung diese Korrosionsbeständigkeit bei niedrigeren Kosten bereit als die Legierungen der UNS-Bezeichnung N06625, da z. B. die vorliegende Erfindung eine Legierung auf Eisenbasis ist, während die Legierungen N06625 teurere Superlegierungen auf Nickelbasis sind.
  • Die Austenitedelstähle der vorliegenden Erfindung enthalten vorzugsweise mehr als 2 Gew.-% Molybdän. Eine andere bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung schließt weniger als 4 Gew.-% Molybdän ein. Diese Molybdänkonzentration stellt eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit bei angemessenen Kosten bereit. Bestimmte Ausführungsformen an Legierungen innerhalb der vorliegenden Erfindung können wahlweise zusätzliche Legierungsbestandteile wie z. B. Mangan, Phosphor, Schwefel und Kupfer enthalten. Elektroheizelementummantelungen umfassen typischerweise einen in einer Metallummantelung eingeschlossenen Widerstandsleiter. Der Widerstandsleiter kann darin gelagert und von der Umhüllung durch eine dichtgepackte Schicht aus hitzebeständigem wärmeleitenden Material elektrisch isoliert sein. Der Widerstandsleiter kann im Allgemeinen ein wendelförmig gewundenes Drahtelement sein, während das hitzebeständige wärmeleitende Material granuläres Magnesiumoxid sein kann.
  • Beispiele für Legierungen innerhalb der vorliegenden Erfindung folgen.
  • Beispiel 1
  • Bestimmte Edelstähle wurden hergestellt, um die Wirkung des Molybdängehalts zu vergleichen, und auf Korrosionsbeständigkeit in korrosiven Umgebungen mit hoher Temperatur bewertet. Zwei Schmelzen wurden mit einer Zielzusammensetzung geschmolzen, enthaltend auf das Gewicht bezogen 19 bis 23% Chrom und 30 bis 35% Nickel. Die erste Legierung wies eine Zielkonzentration an Molybdän von 2% auf, und die zweite Legierung wies eine Zielkonzentration an Molybdän von 4% auf. Die tatsächlichen Zusammensetzungen der Schmelzen sind in Tabelle 1 als Probe 1 und Probe 2 dargestellt. Probe 1 enthielt 1,81% Molybdän und Probe 2 enthielt 3,54% Molybdän. Die Legierungen der Proben 1 und 2 wurden durch ein herkömmliches Verfahren, insbesondere durch Vakuumschmelzen der Legierungsbestandteile in Konzentrationen, um sich der Zielspezifikation anzunähern, hergestellt. Die gebildeten Gussblöcke wurden dann geschliffen und bei etwa 2000°F (1093°C) auf eine Dicke von etwa 0,25 cm (0,1 Zoll) mal einer Breite von 17,8 cm (7 Zoll) heißgewalzt. Die erhaltene Platte wurde sandgestrahlt und in Säure entzundert. Die Platte wurde dann auf eine Dicke von 0,02 cm (0,008 Zoll) kaltgewalzt und in einem Inertgas geglüht. Die erhaltene Platte wurde sowohl zu Proben von flachen Abschnitten als auch geschweißten Tränenproben geformt.
  • Zum Vergleich wurden zusätzlich herkömmlich erhältliche Legierungen erhalten und zu Proben von flachen Abschnitten und geschweißte Tränenproben geformt. Probe 3 wurde zu Spezifikationen einer im Handel erhältlichen AISI-Legierung vom Typ 332 (UNS-Bezeichnung N08800) geschmolzen. Typ 332 ist ein Austenitedelstahl, der durch eine ähnliche Zusammensetzung wie diejenige von Probe 1 und 2 gekenn zeichnet ist, schließt jedoch kein absichtlich zugesetztes Molybdän ein. Typ 332 ist im Allgemeinen ein Nickel- und Chromedelstahl, der ausgelegt ist, um einer Oxidation und einem Aufkohlen bei erhöhten Temperaturen zu widerstehen.
  • Die Analyse der getesteten Probe vom Typ 332 ist in Tabelle 1 dargestellt. Typ 332 ist typischerweise als eine Legierung gekennzeichnet, die etwa 32 Gew.-% Nickel und etwa 20 Gew.-% Chrom umfasst. Typ 332 wurde zu Vergleichszwecken zum Bestimmen, der durch die Zugabe von Molybdän in den Proben 1 und 2 angeführten Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit beim Heißsalzkorrosionstesten ausgewählt.
  • Ebenfalls wurden Proben von AISI Typ 316Ti (UNS-Bezeichnung S31635) (Probe 4) und AL 625 (UNS-Bezeichnung N06625) (Probe 5) zu Vergleichszwecken getestet. Diese beiden Legierungen werden derzeit bei flexiblen Anschlussteilen für Kraftfahrzeugabgassysteme eingesetzt, da sie formbar sind und einer Zwischentemperaturoxidation, allgemeiner Korrosion und Rissbildung durch Chlorspannungskorrosion, insbesondere in der Gegenwart von hohen Gehalten an Straßenkontaminanten wie Enteisungssalzen widerstehen. Die Zusammensetzung der Proben 4 und 5 ist in Tabelle 1 dargestellt. AISI Typ 316Ti ist eine billige Legierung, die gegenwärtig bei flexiblen Anschlussteilanwendungen von Kraftfahrzeugabgassystemen bei niedrigen Temperaturen verwendet wird. AL 625 ist andererseits ein teureres Material, das gegenwärtig breite Anwendung findet, einschließend die Verwendung als flexible Anschlussteile in Kraft fahrzeugabgassystemen, die Temperaturen unterzogen werden, die 1500°F (816°C) übersteigen. Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung der Testproben
    Probe 1 T332 + 2Mo Probe 2 T332 + 4Mo Probe 3 T332 Probe 4 T316Ti Probe 5 AL625-Legierung
    C 0,020 0,019 0,013 0,08 max 0,05
    N - 0,0045 - 0,10 max -
    Al 0,34 0,30 0,55 0,30
    Si 0,37 0,40 0,41 0,75 max 0,25
    Ti - 0,35 0,37 0,70 0,30
    Cr 20,72 20,70 20,55 16–18 22,0
    Mn 0,95 0,91 0,97 2 max 0,30
    Fe Bal Bal Bal Bal 4,0
    Ni 31,07 30,74 31,19 10–14 Balance
    Nb + Ta - - - - 3,5
    Mo 1,81 3,54 0,19 2–3 9,0
  • Ein Test wurde entwickelt, um die Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit der vorstehenden Proben bei erhöhten Temperaturen in Gegenwart von abgelagerten korrosiven Feststoffen zu prüfen. Spezielle Korrosionstests wurden entwickelt, um diese korrosiven Umgebungen bei hohen Temperaturen zu simulieren. Gegenwärtig können die meisten Tests von Legierungen, die gegen Korrosion von Salz bei erhöhten Temperaturen widerstandsfähig sind, als „Becher" oder „Tauch"-Tests eingestuft werden.
  • Im Bechertest wird eine Legierungsprobe in einem Tiegel, im Allgemeinen mit einer Swift- oder Erichsen Geometrie, angeordnet. Der Becher wird dann mit einem bekannten Volumen an wässriger Testflüssigkeit mit bekannter Salzkonzentration gefüllt. Das Wasser im Becher wird in einem Ofen abgedampft, wobei eine Salzschicht auf der Probe zurück bleibt. Die Probe wird dann entweder unter zyklischen oder isotermalen Bedingungen erhöhter Temperatur ausgesetzt, und die Beständigkeit der Probe gegen Salzkorrosion wird beurteilt. Im Tauchtest wird eine Probe entweder flach oder in einer zu einem U gebogenen Konfiguration in eine wässrige Lösung mit bekannter Salzkonzentration getaucht. Das Wasser wird in einem Ofen abgedampft, wobei eine Salzschicht auf der Probe zurück bleibt. Die Probe wird dann auf Beständigkeit gegen Salzkorrosion bewertet.
  • Es gibt mit den beiden vorstehenden Tests jedoch Probleme beim Bestimmen der Beständigkeit gegen Korrosion aus Salz. Die Ergebnisse der Tests können uneinheitlich sein und von Test zu Test nicht leicht verglichen werden, da die Salzbeschichtung über die Ausdehnung der zu testenden Oberfläche nicht eben verteilt oder zwischen den Proben einheitlich ist. Unter Verwendung entweder des Becher- oder Tauchtests wird Salz im Allgemeinen an schwersten in Bereichen abgelagert, die zuletzt trocknen. Zum Einführen einer gleichmäßigeren Salzablagerung auf den Proben wurde durch den Erfinder ein einfaches Salzauftragungsverfahren verwendet. Das Verfahren umfasste das Sprühen einer wässrigen Salzlösung auf eine flache Probe. Eine ebene Salzschicht kann aus einem Aerosolspray, bestehend im Wesentlichen aus in entionisiertem Wasser gelöstem Natriumchlorid, unter Verwendung dieses Verfahrens abgelagert werden. während der Ablagerung des Aerosolsprays werden die Proben auf etwa 300°F (149°C) erwärmt, um ein schnelles, gleichmäßiges Abdampfen des Wassers aus der wässrigen Lösung zu gewähren. Die Menge des abgelagerten Salzes wird durch Wiegen zwischen den Sprühungen beobachtet und als Oberflächenkonzentration (mg Salz/cm2 Oberflächenbereich der Probe) aufgezeichnet. Berechnungen weisen darauf hin, dass die Salzablagerung durch vorsichtige Verwendung dieses Verfahrens bis etwa ± 0,01 mg/cm2 gesteuert werden kann. Nach dem Sprühen können die Proben einem Wärmezyklus von 72 Stunden bei einer erhöhten Temperatur in einem Muffelofen in ruhender Laborluft oder beliebigen anderen Umgebungsbedingungen, wie gewünscht, ausgesetzt werden. Vorzugsweise sollte ein geeigneter Testofen und geeignete Laborware für diesen Test verwendet werden, um eine Kreuzkontamination von anderen Testmaterialien zu vermeiden. Nach dem Aussetzen werden die Proben und jegliche nicht anhaftenden Korrosionsprodukte unabhängig gewogen. Die Ergebnisse werden wie vorstehend beschrieben als eine spezifische Gewichtsänderung in Bezug auf das ursprüngliche (unbeschichtete) Probengewicht aufgezeichnet.
  • Flache Abschnitte wurden anfänglich getestet, da dies das einfachste Verfahren zum Überprüfen von Legierungen auf Empfindlichkeit für Heißsalzkorrosion ist. Das Gewicht von jeder Probe wurde vor dem Testen bestimmt. Eine ebene Salzschicht wurde auf Testproben von 2,54 mal 5,08 cm (1 Zoll mal 2 Zoll) von jeder Testlegierung aufgebracht. Eine verdünnte wässrige Lösung an in entionisiertem Wasser gelösten Chloridsalzen wurde auf jede derartige Probe gesprüht. Die Proben wurden auf etwa 300°F (149°C) auf einer heißen Platte vorgewärmt, um ein schnelles, gleichmäßiges Abdampfen des Wassers von der Lösung zu gewähren. Die auf jeder Probe abgelagerte Salzmenge wurde durch Wiegen nach jedem Sprühen beobachtet. Nach dem Sprühen wurden die Proben in Aluminiumtiegeln mit hoher Form angeordnet und in einem Muffelofen an erhöhte Temperaturen bis 1500°F (816°C) ausgesetzt. Der typische Aussetzungszyklus betrug 72 Stunden bei der erhöhten Temperatur in ruhender Laborluft. Nach dem Aussetzen wurden die Proben gewogen. Jegliche nicht anhaftenden Korrosionsprodukte wurden gesammelt und separat gewogen. Jegliche/r berechnete/r Gewichtszunahme oder -verlust der Proben bestehen auf Grund der Reaktion von Metallproben mit der Atmosphäre und jeglichem übrigen Salz aus der Beschichtung. Die Menge an aufgetragenem Salz ist im Allgemeinen viel kleiner als die Gewichtsänderung auf Grund der Wechselwirkung mit der Umgebung und kann als solche im Allgemeinen abgerechnet werden.
  • Die Wirkungen von Restspannungen aus dem Formen oder Schweißen wurden ebenfalls untersucht. Für diesen Test wurden Proben in geschweißte „Tränen"-Proben geformt. Die „Tränen"-Proben wurden durch Biegen einer flachen Probe mit einer Dicke von 0,16 cm (0,062'') in Tränenform an einer Schablone und dann autogenem Schweißen der Fügekanten hergestellt. Vor dem Aussetzen an die erhöhten Temperaturen wurden die Proben unter Verwendung eines ähnlichen Verfahrens wie dasjenige zum Beschichten der flachen Proben mit Chloridsalzen beschichtet. Die Beschichtungen auf den Tränen wurden nicht in einer Mengenweise aufgebracht.
  • Jedoch war das Ergebnis der Beschichtung eine ebene, gleichmäßige Salzablagerung. Es wird erwartet, dass die auf der äußeren Oberfläche der Tränenproben abgelagerte Salzmenge etwa 0,05 bis 0,10 mg/cm2 betrug. Die beschichteten Proben wurden im automatisierten thermogravimetrischen Zyklusoxidationslaboraufbau ausgesetzt. Alle 24 Stunden wurde die Salzbeschichtung auf jeder Probe durch Verdampfung entfernt, und die Proben wurden dann gewogen, um den/die durch Aussetzen an die Umgebung verursachten/verursachte Gewichtsverlust oder -zunahme zu bestimmen.
  • Nach dem Wiegen wurden die Salzbeschichtungen erneut aufgetragen und der Test fortgesetzt.
  • Tabelle 2 fasst die an jeder der Proben 1 bis 5 durchgeführten Tests zusammen. Tabelle 2: Materialidentifikationsmatrix der Testproben
    Güte Abschnittest Tränentest
    Probe 1 T332 + 2Mo - -
    Probe 2 T332 + 4Mo 0,02 cm (0,008'') dick 0,155 cm (0,061'') dick
    Probe 3 T-332 0,02 cm (0,008'') dick 0,147 cm (0,058'') dick
    Probe 4 T-315Ti 0,02 cm (0,008'') dick 0,157 cm (0,062'') dick
    Probe 5 Al625 0,02 cm (0,008'') dick 0,150 cm (0,059'') dick
  • Ergebnisse aus dem Korrosionstest (Beispiel 1)
  • Das Testen der flachen Abschnitte wurde zum Bereitstellen einer anfänglichen Leistungsmessung verwendet, und dann wurden Tests mit geschweißten Tränen getestet, um das Testen der flachen Abschnitte zu bestätigen und die Testergebnisse zu erweitern.
  • Ergebnisse aus dem Testen von flachen Abschnitten
  • Das Testen wurde von flachen Abschnittsproben von vier in Tabelle 1 aufgelisteten Testmaterialien, Probe 2 bis 5, durchgeführt, um den Angriff von erhöhten Salzkonzentrationen und erhöhten Temperaturen auf die Korrosionsbeständigkeit der Legierung zu bestimmen. Abschnitte von jeder Zusammensetzung für die in Tabelle 1 aufgelisteten Proben 2 bis 5, wurden ohne zugesetzte Salzbeschichtung und Salzbeschichtungen von 0,05 mg/cm2 und 0,10 mg/cm2 getestet. Die Abschnitte wurden bei zwei Temperaturen 1200°F (649°C) und 1500°F (816°C) getestet. Die Proben wurden vor dem Beschichten mit Salz gewogen, um ihr anfängliches Gewicht zu bestimmen und dann mit der geeigneten Menge an Salz für jeden Test beschichtet und in einer Umgebung mit 1200°F (649°C) angeordnet, um die Beständigkeit jeder Legierung gegen Heißsalzoxidationskorrosion zu bestimmen. Nach 72 Stunden des Aussetzens an die erhöhte Temperatur wurden die Proben aus dem Ofen entfernt, und man ließ sie auf Raumtemperatur abkühlen. Das auf der Probe verbleibende Salz wurde entfernt und die Probe gewogen, um das endgültige Gewicht der Probe zu bestimmen.
  • Die Ergebnisse des Heißoxidationskorrosionstests der flachen Abschnittsproben sind in 1 dargestellt. 1 ist ein Diagramm der Gewichtsänderungsdaten, die die Ergebnisse von Heißsalzkorrosionstesten an flachen Abschnittsproben einer Legierung (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik vergleicht, die mit einer Salzschicht von 0,0, 0,05 und 0,10 mg/cm2 beschichtet und für eine Dauer von 72 Stunden 1200°F (649°C) ausgesetzt waren. Die Gewichtsänderung wurde durch Subtrahieren des anfänglichen Gewichts der Probe von dem Endgewicht der Probe und dann Teilen dieses Ergebnisses durch den anfänglichen Oberflächenbereich der flachen Abschnittsprobe bestimmt.
  • Alle Legierungen arbeiteten in diesem Test bei 1200°F (649°C) gut. Jede Probe von jeder Legierung zeigte eine leichte Gewichtszunahme, die auf die Bildung einer anhaftenden Oxidationsschicht hinweist. Die Bildung dieser Metalloxidschicht schützt den Körper des Materials, wenn sie an der Oberfläche des Metalls anhaften bleibt. Im Allgemeinen zeigten die Proben eine größere Gewichtszunahme mit einem Anstieg im Grad der Salzbeschichtung. Dieses Ergebnis weist auf erhöhte Oxidationsgrade auf der Oberfläche der Probe mit erhöhten Salzkonzentrationen hin. T316Ti, Probe 4, zeigte die größte Gewichtszunahme von über 1 mg/cm2, während die getestete Legierung, Probe 2, und T332, Probe 3, die geringste Gewichtszunahme von weniger als 0,5 mg/cm2 zeigten.
  • Ein ähnlicher Test wurde an den gleichen Proben bei 1500°F (816°C) durchgeführt, und die Ergebnisse sind in 2 dargestellt. Die Legierung T-316Ti der Anwendung bei geringer Temperatur arbeitete wie erwartet schwach. Schweres Abplatzen wurde bemerkt, und die mit 0,05 und 0,10 mg/cm2 beschichteten Abschnitte verloren über 10 mg pro Quadratzentimeter an anfänglichen Oberflächenbereich. Dieser Test bestätigte, dass T-316Ti für die Verwendung bei erhöhten Temperaturanwendungen über 1200°F (649°C) ungeeignet ist und bestätigte die Zuverlässigkeit des zum Vergleichen der Beständigkeit der Legierungen gegen Heißsalzoxidation entwickelten Testverfahrens. Alle anderen getesteten Legierungen arbeiteten gut. T-332, Probe 3, zeigte unter den Testbedingungen einen Gewichtsverlust von etwa 1,3 mg/cm2. Die teurere Superlegierung AL625, Probe 5, wies unter diesen Testbedingungen eine Gewichtszunahme von etwa 1,7 mg/cm2 auf. Diese Gewichtszunahme stimmt mit der Bildung der Schutzschicht aus Metalloxiden auf der Oberfläche der Legierung und minimales Abplatzen dieser Schutzschicht überein. Die Legierung, Probe 2, wies unter den Testbedingungen nahezu keine Gewichtsänderung auf. Die Gegenwart von etwa 4 Gew.-% Molybdän in Probe 2 erhöhte die Heißsalzkorrosionsbeständigkeit der Legierung in Bezug auf die Legierung T-332 des Stands der Technik, Probe 3. Probe 3 zeigte nahezu keine Gewichtsänderung für die Probe ohne Salzbeschichtung oder mit einer Beschichtung von 0,05 mg/cm2. Wurde sie jedoch einer Salzkonzentration von 0,10 mg/cm2 ausgesetzt, zeigte Probe 3 eine Zersetzung der schützenden Oxidationsschicht und einen Gewichtsverlust von mehr als 1,5 mg/cm2.
  • Die Legierung von Probe 2 zeigte eine starke Beständigkeit gegen Heißsalzoxidationskorrosion in diesem Test. Die Molybdänkonzentration in Probe 2 erhöhte die Korrosionsbeständigkeit der Legierung gegenüber der Korrosionsbeständigkeit der Legierung T332, Probe 3.
  • Ergebnisse des Testens von geschweißten Tränen
  • Das Testen der geschweißten Tränen stimmte mit dem Testen von flachen Abschnitten überein. Die Ergebnisse des Testens der geschweißten Tränen sind in Prozent Gewichtsänderung angegeben. Die Abschnitte wurden anfänglich und periodisch während der ausgedehnten Testdauer über 200 Stunden gewogen. Die 3 und 4 sind Diagramme der Gewichtsänderungsdaten, die die Ergebnisse des Heißsalzkorrosionstestens von geschweißten Tränenproben einer Legierung mit erhöhtem Mo-Gehalt (Probe 2) und Legierungen des Stands der Technik, die mit einer nominalen Salzschicht von 0,10 mg/cm2 beschichtet und an 1200°F (649°C) bzw. 1500°F (816°C) ausgesetzt waren, vergleichen. An beiden Figuren kann leicht erkannt werden, dass T316Ti erneut sehr schwach arbeitete und belegte, dass es eine unakzeptable Legierung für korrosive Umgebungen bei erhöhter Temperatur ist. Alle anderen getesteten Proben waren im Wesentlichen in der Leistung gleichwertig, wie in den beiden 3 und 4 dargestellt. Die getestete Legierung, Probe 2, zeigte unter diesen Bedingungen die größte Beständigkeit gegen Korrosion mit einem Gewichtsverlust von weniger als 1 und keiner zusätzlichen Gewichtsänderung nach etwa den ersten 30 Stunden des Tests. Dies vergleicht günstigerweise die Leistung der höheren Leistung der Legierung des Stands der Technik AL625, Probe 5, die etwa 3% ihres anfänglichen Gewichts über die Länge des Tests bei 1500°F (816°C) verlor. Die getestete Legierung von Probe 2 widerstand im Vergleich mit den anderen getesteten Legierungen der Heißsalzoxidation besser.
  • Gewichtsänderungsinformationen alleine sind im Allgemeinen ein unvollständiger Parameter zur Messung der gesamten Zersetzungswirkung in einer höchst aggressiven Umgebung. Ein Angriff in einer höchst aggressiven Umgebung, wie in Heißsalzoxidationskorrosion, ist häufig unregelmäßiger Natur und kann einen deutlich größeren Abschnitt des Querschnitts einer Legierungskomponente umfassen, als es aus der Analyse von Gewichtsänderungsdaten allein angriffen zu werden scheinen würde. Deshalb wurde der Metallverlust (im Begriff von Prozentanteil des übrigen Querschnitts) gemäß ASTM-G54 Standard Practice for Simple Static Oxidation Testing gemessen. 5 veranschaulicht die Definitionen der aus dieser Analyse abgeleiteten Parameter. Testprobe 30 wies eine als Abstand 32 in 5 dargestellte anfängliche Dicke T0 auf. Der Prozentanteil an übrigem Material wird durch Teilen der als Abstand 34 dargestellten Dicke Tm der Testprobe nach dem Aussetzen an das Korrosionstesten durch die anfängliche Dicke 32 bestimmt. Der Prozentanteil an nicht angegriffenem Metall wird durch Teilen der in 4 als Abstand 36 dargestellten Dicke Tm der Testprobe, die keine Korrosionszeichen zeigt, durch die anfängliche Dicke 32 bestimmt. Diese Ergebnisse ergeben einen besseren Hinweis als einfache Gewichtsverlustmessungen, als wenn Korrosion den Metallabschnitt vollständig zersetzt.
  • Die Ergebnisse der metallografischen Untersuchung sind in den 6 und 7 dargestellt. Eine Analyse der Niedertemperaturlegierung T-316Ti (Probe 4) zeigte deutliche eine Korrosion unter den beiden Testbedingungen 1200°F (649°C) und 1500°F (816°C). Nur 25% des anfänglichen Querschnitts blieben im T316Ti-Abschnitt nach dem Testen bei 1500°F (816°C) übrig.
  • Die anderen getesteten Legierungen arbeiteten bei 1200°F (649°C) gut, mehr als 90% des anfänglichen Materials blieben für die Proben 2, 3 und 5 unangegriffen. Die Ergebnisse der Analyse der Abschnitte nach dem Aussetzen an 1500°F (816°C) zeigten, dass die teurere Superlegierung auf Nickelbasis AL625, Probe 5, einen geringeren Prozentanteilverlust der anfänglichen Dicke durchmachte, jedoch anfing, die Bildung von Lochfraß aufzuweisen, wie angegeben durch den Unterschied zwischen dem Prozentanteil an übrigen Querschnittsbereich, etwa 93% und dem Prozentanteil an nicht angegriffenen Metall, etwa 82%. Ein lokalisierter Lochfraß des Materials, wie durch die Ergebnisse der Analyse gemäß ASTM-G54-Verfahren angegeben, stellt Daten bereit, die auf das Potenzial zum lokalisierten Ausfall des Materials hinweisen. Der aus T332-Legierung bestehende Abschnitt zeigte nach dem Aussetzen an 1500°F (816°C) ebenfalls einen leichten Lochfraß, wobei weniger als 75% des anfänglichen Materials nicht angegriffen blieben.
  • Die Legierung von Probe 2 zeigte den größten Prozentanteil an unangegriffenem Bereich, der nach dem Testen bei beiden Temperaturen übrig blieb. Die Ergebnisse zeigen, dass das Molybdän die Zersetzung und die Abtrennung der schützenden Oxidationsschicht verzögert. Der übrige Querschnitt und der Prozentanteil an unangegriffenen Bereich, der nach dem Testen übrig blieb, sind etwa gleich, etwa 90%. Dies zeigt, dass die Heißsalzkorrosion von Legierungen der vorliegenden Erfindung über die Oberfläche des Testabschnitts gleichmäßig ist, und dass ein vorzeitiger Ausfall auf Grund lokalisierten Ausfalls nicht auftreten sollte. Umgekehrt wurde dieser Typ an lokalisierter Korrosion durch die Legierung T-332 des Stands der Technik, Probe 3, gezeigt. Die Analyse von Probe 3 zeigte leichten Lochfraß, ein Potenzial für lokalisierten Ausfall.
  • Beispiel 2
  • Austenitedelstähle können der Sensibilisierung unterzogen werden, wenn sie hohen Temperaturen ausgesetzt werden. Wie es auf dem Fachgebiet bekannt ist, ist die Sensibilisierung die interkristalline Aushärtung von Chromkarbiden in Austenitedelstahl, wenn der Stahl Temperaturen im Näherungsbereich von 800–1500°F (427–816°C) ausgesetzt wird. Ein Ergebnis der Sensibilisierung ist, dass Bereiche der angegriffenen Körner im Chromgehalt abgebaut werden, wobei die Empfindlichkeit gegen interkristalline Korrosion in der Gegenwart von wässrigen Chloriden gefördert wird. Zum Untersuchen der Empfindlichkeit auf Sensibilisierung von Legierungen innerhalb der vorliegenden Erfindung präparierten und testeten die Erfinder 5 VIM-Schmelzen mit 22,7 kg (50 lb), wobei die chemischen Zusammensetzungen in Tabelle 3 dargestellt sind. Tabelle 3 bezeichnet die Schmelzen als Schmelzen 6–10, um sie von den Proben 1–5 im vorstehenden Beispiel 1 zu unterscheiden. Die Schmelzen schlossen variierende Zugaben der carbidbildenden Elemente Titan und Niob ein. Schmelze 6 wurde mit einem Ziel von 0 Titan und 0 Niob formuliert und es wurde gefunden, dass sie Restgehalte von 0,002% Titan und 0,003% Niob einschloss. Schmelze 7 wurde als titanstabilisierte Schmelze mit einem Ziel von 0,3% Titan und 0 Niob formuliert und es wurde gefunden, dass sie 0,320% Titan und 0,003% Niob einschloss. Folglich stellt die Schmelze 7 eine Legierung dar, die in der Zusammensetzung ähnlich der Probe 2 im vorstehenden Beispiel 1 war. Die Schmelzen 8–10 wurden formuliert, um variierende Gehalte an Zugaben von Niob und ein Ziel von 0 Titan einzuschließen, und es wurde gefunden, dass sie 0,24–0,46% Niob und Restgehalte von 0,002% Titan einschlossen. Demgemäß wurde die Empfindlichkeit zur Sensibilisierung von Schmelze 6, die im Wesentlichen sowohl frei von Titan als auch Niob war, und Schmelze 7, die titanstabilisiert und im Wesentlichen frei von Niob war, mit derjenigen der Schmelzen 8–10 verglichen, die deutlich Niob einschlossen und im Wesentli chen frei von Titan waren. Tabelle 3 Chemische Zusammensetzung von Testproben
    Schmelze 6 Schmelze 7 Schmelze 8 Schmelze 9 Schmelze 10
    C 0,020 0,04 0,02 0,02 0,03
    Mn 1,01 1,00 1,01 1,01 1,00
    P 0,002 0,002 0,002 0,002 0,002
    Si 0,41 0,41 0,40 0,40 0,53
    Cr 21,74 21,62 21,66 21,64 21,43
    Ni 33,43 33,83 33,43 33,4 33,42
    Al 0,28 0,32 0,32 0,32 0,24
    Mo 2,40 2,39 2,39 2,39 2,39
    Cu 0,010 0,010 0,010 0,010 0,010
    Ti 0,002 0,320 0,002 0,002 0,002
    N 0,016 0,020 0,020 0,021 0,026
    Nb 0,003 0,003 0,24 0,36 0,46
  • Jede der fünf Schmelzen wurde auf eine Dicke von 0,19 cm (0,075 Zoll) gewalzt und bei 2050°F (1121°C) für eine Dauer von 2 Minuten bei der Temperatur lösungsgeglüht. Proben wurden von jeder der geglühten fertigen Platten abgeschnitten und gemäß dem Testverfahren ASTM A262 (Verfahren A), wie in 2002 überarbeitet, auf Sensibilisierung getestet. Wie es auf dem Fachgebiet bekannt ist, bezieht das Testverfahren ASTM A262 (Verfahren A) das absichtliche Aussetzen von Proben einer Sensibilisierungswärmebehandlung (1 Stunde bei 1200°F (649°C) Ofentemperatur) und dann Befestigen, Polieren und Ätzen der Proben ein, um die Mikrostruktur jeder Probe frei zu legen. Die Proben wurden dann mit Vergleichsmikrodiagrammen verglichen und die freigelegte Mikrostruktur jeder Probe wird so eingeteilt, dass sie in einer der folgenden drei Gruppen liegt:
    „Stufe" – Korngrenzen wurden freigelegt, normale Struktur
    „Graben” – Korngrenzen sind schwer geätzt, deutlich gemachte Sensibilisierung
    „Gemischt" – eine gewisse Menge sowohl an Stufen- als auch Grabenstrukturen liegt vor.
  • Die Ergebnisse der Sensibilisierungstests sind in Tabelle 4 bereitgestellt. Jeweilige Mikrodiagramme der beobachteten Mikrostrukturen der Proben von Schmelze 6 und Schmelze 7 sind in den 8 bzw. 9 dargestellt. Die 11–12 sind jeweils Mikrodiagramme der beobachteten Strukturen der Proben von Schmelze 8 (geringster Gehalt an absichtlicher Niobzugabe), 9 und 10 (höchster Gehalt an absichtlicher Niobzugabe). Die Gefügebilder der 10–12 zeigen im Wesentlichen das Gleiche trotz einer deutlichen Variation im Niobgehalt. Tabelle 4: Sensibilisierungstestergebnisse
    Schmelze 6 Schmelze 7 Schmelze 8 Schmelze 9 Schmelze 10
    Beobachtete Struktur Graben gemischt, Neigung zu Graben Stufe Stufe Stufe
  • Es ist aus den Ergebnissen in Tabelle 4 ersichtlich, dass die Zugabe von Niob in den Schmelzen 8–10 die Sensibilisierung im Wesentlichen sogar dann hemmte, wie gemessen durch ASTM A262, Verfahren A, als diese Schmelzen nur sehr geringe Gehalte an Titan einschlossen. Außerdem zeigten alle Niobgehalte in den Schmelzen 8–10 eine Stufenstruktur, die auf keinen deutlichen Sensibilisierungsgrad hinweist. Im Gegensatz dazu trat im Material der Schmelze 6, der im Wesentlichen sowohl Titan als auch Niob fehlten, Sensibilisierung auf. Obwohl Schmelze 7 Titan in einer ähnlichen Menge des Gehalts von 0,34% in Probe 2 von vorstehendem Beispiel 1 einschloss, zeigte die Schmelze 7 eine Mikrostruktur, die zu einer Grabenstruktur neigte und wies folglich einen beobachtbaren Sensibilisierungsgrad auf. Die Probe der Schmelze 7 zeigte mehr Graben von Korngrenzen als keine, was auf schwere, jedoch nicht gesamte Sensibilisierung hinweist. Folglich ist es ein unerwartetes und überraschendes Ergebnis der Tests, dass durch Modifizierung der Zusammensetzung von Schmelze 7 zum Ersetzen einer Zugabe an Niob für alle oder im Wesentlichen alles des Titans in Schmelze 7, die erhaltenen Legierungen, verkörpert in den Schmelzen 8–10, nicht der Sensibilisierung bei einem in den Tests beobachtbaren Grad unterzogen wurden.
  • Demgemäß wurde bestimmt, dass Niob in Austenitedelstählen der getesteten Typen Sensibilisierung wirksamer verhindert als Titan. Zudem kann ein zu hoher Gehalt an Niob zu überstabilisiertem Material führen, wobei der Überschuss des Stabilisierungselements Einschlüsse produziert, die z. B. Korrosion, mechanische Eigenschaften, Ermüdungshaltbarkeit, Oberflächengüte und Formbarkeit nachteilig beeinflussen können. Andererseits kann die Zugabe von zu wenig Niob ein unterstabilisiertes Material produzieren. Es wird angenommen, dass das Bereitstellen von mindestens 0,2% und bis zu 0,6% Niob z. B. in einer Legierung mit der allgemeinen Zusammensetzung von Probe 2 in Beispiel 1 die Sensibilisierung deutlich reduziert, ohne andere wichtige Eigenschaften der Legierung deutlich zu beeinflussen. Obwohl es nicht nötig erscheint, Titan in den Legierungen einzuschließen, wird angenommen, dass Legierungen der vorliegenden Erfindung, die 0,25–0,6% Niob einschließen, die Gegenwart von bis zu 0,03% Titan tolerieren können und verbesserte Sensibilisierungseigenschaften aufweisen. Es scheint auch aus den Sensibilisierungstestergebnissen, dass ein Verhältnis von Kohlenstoff zu Niob von etwa 1:10 eine ausreichende Stabilisierung für eine deutliche Hemmung der Stabilisierung bereitstellt.
  • Die verbesserte Sensibilisierungsleistung der Schmelzen 8–10 sollte sich in Form von verbesserter Korrosionsbestän digkeit bei hohen Temperaturen in der Gegenwart von wässrigen Chloriden äußern. Ein zusätzlicher Vorteil des Ersetzens von Niob für etwas oder das gesamte Titan ist, dass keine Notwendigkeit zum Stabilisationsglühen besteht (eine Wärmebehandlung bei Zwischentemperatur, die zum Vorformen von Stabilisierungscarbiden gestaltet ist), wodurch ermöglicht wird, dass standardmäßiges lösungs- oder walzengeglühtes Material ohne der Gefahr der Sensibilisierung während des Betriebs verwendet wird.
  • Unter Betrachtung der vorstehenden Beobachtungen in Beispiel 2 betrifft ein Aspekt der vorliegenden Erfindung einen Fertigungsgegenstand einschließend einen Austenitedelstahl, umfassend auf das Gewicht bezogen 19 bis 23% Chrom, 30 bis 35% Nickel, 1 bis 6% Molybdän, 0 bis 0,03% Titan, 0,15 bis 0,6% Aluminium, bis zu 0,1% Kohlenstoff, 1 bis 1,5% Mangan, 0 bis weniger als 0,8% Silicium, 0,2 bis 0,6% Niob und Eisen, wobei das Verhältnis von Niob zu Kohlenstoff ausgewählt ist, dass es mindestens etwa 10:1 beträgt. Zur leichten Bezugsnahme nur, wird eine derartige Legierung hier nachstehend als der „niobhaltige Edelstahl der vorliegenden Erfindung" oder einfacher als der „niobhaltige Edelstahl" bezeichnet.
  • In bestimmten Ausführungsformen schließt der niobhaltige Edelstahl der vorliegenden Erfindung 0,03% bis 0,05% Niob ein. Es wird angenommen, dass der Niobgehalt innerhalb dieses Bereichs einen weiteren Puffer gegen die Möglichkeit von Unter- oder Überstabilisierung bereitstellt, während er noch verbesserte Sensibilisierungseigenschaften bereitstellt.
  • Mindestens 19% Chrom liegen in niobhaltigem Edelstahl vor, um einen Basisgrad an Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen bereitzustellen. Liegt Chrom in einem zu hohen Gehalt vor, dann kann es schwierig sein, Kohlenstoff auf gewünschte Grade einzustellen, die Neigung zur zweiten Phasenbildung steigt an und die Kosten und Schwierigkeiten der Herstellung der Legierung steigen an. Demgemäß schließt in bestimmten Formen der niobhaltige Edelstahl der vorliegenden Erfindung 19 bis 21,5% Chrom ein und kann etwa 21% Chrom einschließen.
  • Ein steigender Molybdängehalt erhöht die Beständigkeit gegen Korrosion und insbesondere lokalisierter Korrosion wie Lochfraß- und Spaltkorrosion. Die Zugabe von Molybdän ist im Allgemeinen beim Verbessern der Lochfraß-/Spaltkorrosion wirksamer als die Zugabe von Chrom. Demgemäß führt ein zu hoher Molybdängehalt jedoch bei Temperaturen von mehr als etwa 1000°F (538°C) zur Sigmaphasenbildung. Die Sigmaphase reduziert die Korrosionsbeständigkeit und kann die Legierung bei Raumtemperatur spröde machen. Zudem ist Molybdän relativ teuer. Folglich sollte im Allgemeinen der Molybdängehalt minimiert werden, während der gewünschte Grad an Korrosionsbeständigkeit immer noch bereitgestellt ist. Demgemäß können bestimmte Ausführungsformen des niobhaltigen Edelstahls der vorliegenden Erfindung 2 bis 4% Molybdän einschließen, während andere Ausführungsformen 1 bis 2,7% Molybdän einschließen. In einer Form schließt der Edelstahl etwa 2,5% Molybdän ein.
  • Liegt Titan in hohen Graden vor, verursacht es Oberflächenfehler. Titan bildet auch Einschlüsse in Gegenwart von Kohlenstoff und Stickstoff, die die Formbarkeit und Ermüdungsbeständigkeit nachteilig beeinflussen. Demgemäß ist in bestimmten Ausführungsformen der Titangehalte des niobhaltigen Edelstahls der vorliegenden Erfindung auf den Bereich von 0 bis 0,01% beschränkt, während er in anderen Ausführungsformen auf 0 bis 0,005% beschränkt ist.
  • Der Kohlenstoffgehalt bestimmt die Menge an Carbiden, die sich bilden, wenn die Kohlenstofflösbarkeit überschritten ist. Die Zugabe von Kohlenstoff außerhalb der Lösbarkeitsgrenze wird im Allgemeinen von ansteigenden Gehalten an Stabilisierungselementen wie Titan und Niob begleitet, um einen Überschuss an Carbiden zu bilden, welche die Kriechfestigkeit bei hoher Temperatur erhöhen. Derartige höhere Kohlenstoffzugaben können jedoch die Fähigkeit zum Walzen zu einem dünnen Maß ungünstig beeinflussen, die Formbarkeit schädigen und die Ermüdungsfestigkeit reduzieren. Demgemäß schließen bestimmte Ausführungsformen des niobhaltigen Edelstahls nicht mehr als 0,03% Kohlenstoff ein. Andere Ausführungsformen schließen nicht mehr als 0,025% Kohlenstoff ein. Bestimmte Ausführungsformen des niobhaltigen Edelstahls können auch eines oder beides von 0,15 bis 0,4% Aluminium und bis zu 0,4% Silicium einschließen. In bestimmten Formen schließt der niobhaltige Edelstahl eines oder mehrere von etwa 0,30% Aluminium, etwa 0,020% Kohlenstoff und etwa 0,30% Silicium ein.
  • Kupfer erhöht die Beständigkeit gegen bestimmte Korrosionstypen wie Korrosion in reduzierenden Umgebungen, wie verdünnte Schwefelsäure. Hohe Kupfergehalte können jedoch zur Bildung von unerwünschten zweiten Phasen führen. Demgemäß kann der niobhaltige Edelstahl bis zu 0,75% Kupfer einschließen, während bestimmte Ausführungsformen des Stahls bis zu 0,4% Kupfer einschließen können. In einer Form schließt der niobhaltige Edelstahl etwa 0,3% Kupfer ein.
  • Der Schwefelgehalt ist vorzugsweise minimiert, um nachteilig beeinflusste Warmverarbeitbarkeit zu vermeiden. Phosphor ist eine Verunreinigung, die Eigenschaften bei einem zu hohen Gehalt nachteilig beeinflussen kann. Demgemäß ist in bestimmten Formen der niobhaltige Edelstahl auf nicht mehr als 0,05% Phosphor und/oder nicht mehr als 0,02% Schwefel beschränkt.
  • Stickstoff erhöht im Allgemeinen die Festigkeit, Austenitstabilität (z. B. Beständigkeit gegen Sigmabildung) und Korrosionsbeständigkeit. Zu hohe Gehalte an Stickstoff können jedoch Niob binden und Widerstand gegen Sensibilisierung reduzieren und können auch Einschlüsse bilden. Demgemäß schließt in bestimmten Ausführungsformen der niobhaltige Edelstahl nicht mehr als 0,1% Stickstoff, schließt in bestimmten anderen Ausführungsformen nicht mehr als 0,025% Stickstoff und schließt in einer Ausführungsform etwa 0,020% Stickstoff ein.
  • Unter Betrachtung der Vorteile die aus verschiedenen der vorangehenden Modifikationen zur breiten Zusammensetzung für den niobhaltigen Edelstahl abgeleitet werden können, betrifft ein zusätzlicher Aspekt der vorliegenden Erfindung einen Fertigungsgegenstand einschließend einen Austenitedelstahl, umfassend auf das Gewicht bezogen 19 bis 21,5% Chrom, 30 bis 35% Nickel, 1 bis 2,7% Molybdän, 0 bis 0,03% Titan, 0,15 bis 0,4% Aluminium, bis zu 0,025% Kohlenstoff, 1 bis 1,5% Mangan, 0 bis weniger als 0,8% Silicium, 0 bis 0,75% Kupfer, 0,2 bis 0,6% Niob und Eisen. In einer Form schließt der niobhaltige Edelstahl auf das Gewicht bezogen 21,5% Chrom, 34,5% Nickel, 2,5% Molybdän, 0,02% Kohlenstoff, 1,2% Mangan, nicht mehr als 0,03% Titan, 0,5% Niob, bis zu 0,05% Phosphor, bis zu 0,02% Schwefel, 0,30% Silicium, 0,30% Aluminium, 0,30% Kupfer, 0,020% Stickstoff, Eisen und Nebenverunreinigungen ein.
  • Die Ergebnisse von Beispiel 2 erneut in Betracht gezogen, betrifft ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung einen Fertigungsgegenstand einschließend einen Austenitedelstahl einschließend Molybdän und Niob und bestehend im Wesentlichen aus auf das Gewicht bezogen 19 bis 23% Chrom, 30 bis 35% Nickel, 1 bis 6% Molybdän, 0 bis 0,03% Titan, 0,15 bis 0,6% Aluminium, bis zu 0,1% Kohlenstoff, 1 bis 1,5% Mangan, 0 bis weniger als 0,8% Silicium, 0,2 bis 0,6 % Niob, 0 bis 0,75% Kupfer, bis zu 0,05% Phosphor, bis zu 0,02% Schwefel, bis zu 0,1% Stickstoff, Eisen und Nebenverunreinigungen. Nebenverunreinigungen können z. B. Restgehalte an von Schrott und anderen Materialien, aus denen die Legierungen hergestellt sind, abgeleitete Verunreinigungen einschließen. Die vorstehend möglichen Modifikationen der Zusammensetzung des niobhaltigen Edelstahls angegeben, betrifft eine andere Form der vorliegenden Erfindung einen Fertigungsgegenstand, einschließend einen Austenitedelstahl, einschließend Molybdän und Niob und bestehend im Wesentlichen aus auf das Gewicht bezogen 19 bis 21,5% Chrom, 30 bis 35% Nickel, 1 bis 2,7% Molybdän, 0 bis zu 0,03% Titan, 0,15 bis 0,4% Aluminium, bis zu 0,025% Kohlenstoff, 1 bis 1,5% Mangan, 0 bis weniger als 0,8% Silicium, 0,2 bis 0,6% Niob, bis zu 0,05% Phosphor, bis zu 0,02% Schwefel, bis zu 0,1% Stickstoff, Eisen und Nebenverunreinigungen.
  • Es ist klar, das die vorliegende Erfindung Fertigungsgegenstände umfasst, die vollständig oder teilweise aus Austenitedelstählen, wie in der vorliegenden Offenbarung dargelegt, hergestellt sind und des Weiteren Verfahren der Herstellung derartiger Gegenstände umfasst. Ohne zu beabsichtigen, die möglichen Ausführungsformen derartiger Fertigungsgegenstände zu beschränken, können Beispiele an Gegenständen, die den hier beschriebenen Austenitedelstahl einschließen und die durch derartige Verfahren hergestellt sind, Kraftfahrzeuge, Komponenten eines Kraftfahrzeugabgassystems (wie z. B. flexible Anschlussteile für ein Kraftfahrzeugabgassystem), Heizelementummantelungen und Dichtungen einschließen. Der Durchschnittsfachmann kann leicht ein geeignetes Verfahren zur Herstellung derartiger Fertigungsgegenstände unter Verwendung der Edelstähle der vorliegenden Erfindung gestalten.
  • Unter den gegebenen Korrosionsbeständigkeitseigenschaften der in diesen Beispiel 2 beschriebenen Austenitedelstähle wird angenommen, das die Stähle teilweise zur Anwendung als flexible Anschlussteile für ein Kraftfahrzeugabgassystem gut geeignet sind. Material mit einer relativ feinen Korngröße wird bei der Herstellung. von flexiblen Anschluss teilen für Kraftfahrzeugabgase und andere leichtgewichtige Gegenstände benötigt. Material mit einer groben Korngröße würde sich nicht gut im Hydroformverfahren formen, das typischerweise zum Herstellen von flexiblen Anschlussteilen für ein Kraftfahrzeugabgassystem verwendet wird. Demgemäß würde niobhaltiger Edelstahl der vorliegenden Erfindung mit einer Korngrößenzahl von 7 nach ASTM oder höher (z. B. 8–10) für die Formung derartiger flexibler Anschlussteile verwendet werden.
  • Bei der Herstellung von flexiblen Anschlussteilen für ein Kraftfahrzeugabgassystem aus dem niobhaltigen Edelstahl kann der Stahl durch Elektroofen-/AOD-Schmelzen, Gießen, Heißwalzen und dann mehrstufiges Walzen an einem Vielwalzengerüst zu Leichtkalibern hergestellt werden. Das leichtgewichtige Material kann blankgekühlt und zu einem relativ engen Streifen mit einer Dicke von z. B. 0,015 bis 0,025 cm (0,006 bis 0,010 Zoll) geschnitten werden. Die kontinuierliche Materialspule wird an einem automatisierten Rohrwalzwerk zu einem Rohr geschweißt und dann in gewellte flexible Anschlussteilbalgen hydrogeformt. Dies erfordert, dass das Material eine gleichmäßige Kante, eine relativ saubere und stabilisierte Mikrostruktur frei von rohen Fehlern und eine Oberfläche frei von Schuppen und eine hohe Eigendehnung und Bruchfestigkeit aufweist. Der Durchschnittsfachmann ist mit geeigneten Herstellungsverfahren für Material für die Verwendung als flexible Anschlussteile für Automobilabgassysteme vertraut. Demgemäß wird eine weitere Beschreibung derartiger Verfahren als unnötig betrachtet.

Claims (15)

  1. Fertigungsgegenstand, einschließend einen Austenitedelstahl, umfassend auf das Gewicht bezogen: 19% bis 23% Chrom; 30% bis 35% Nickel; 1% bis 6% Molybdän; 0 bis 0,03% Titan; 0,15% bis 0,6% Aluminium; bis zu 0,1% Kohlenstoff; 1% bis 1,5% Mangan; 0 bis weniger als 0,8% Silicium; 0,24% bis 0,6% Niob; wahlweise 0 bis 0,75% Kupfer; wahlweise nicht mehr als 0,05% Phosphor; wahlweise nicht mehr als 0,02% Schwefel; wahlweise nicht mehr als 0,1% Stickstoff; und Eisen und Nebenverunreinigungen, wobei das Verhältnis von Niob zu Kohlenstoff derart ausgewählt ist, dass es mindestens 10:1 beträgt, wobei der Fertigungsgegenstand ausgewählt ist aus der Gruppe, bestehend aus einem Kraftfahrzeug, einer Komponente eines Kraftfahrzeugabgassystems, einem flexiblen Anschlussteil für ein Kraftfahrzeugabgassystem, einer Heizelementummantelung und einer Dichtung.
  2. Fertigungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 19% bis 21,5% Chrom umfasst.
  3. Fertigungsgegenstand nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 2% bis 4% Molybdän umfasst.
  4. Fertigungsgegenstand nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 1% bis 2,7% Molybdän umfasst.
  5. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0 bis 0,01% Titan umfasst.
  6. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0 bis 0,005% Titan umfasst.
  7. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0,15% bis 0,4% Aluminium umfasst.
  8. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl bis zu 0,025% Kohlenstoff umfasst.
  9. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0 bis 0,4% Silicium umfasst.
  10. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0,3% bis 0,5% Niob umfasst.
  11. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl 0 bis 0,4% Kupfer umfasst.
  12. Fertigungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl auf das Gewicht bezogen umfasst: 19% bis 21,5% Chrom; 30% bis 35% Nickel; 1% bis 2,7% Molybdän; 0 bis 0,03% Titan; 0,15% bis 0,4% Aluminium; bis zu 0,025% Kohlenstoff; 1% bis 1,5% Mangan; 0 bis weniger als 0,8% Silicium; 0,24% bis 0,6% Niob; und Eisen und Nebenverunreinigungen, wobei das Verhältnis von Niob zu Kohlenstoff derart ausgewählt ist, dass es mindestens 10:1 beträgt.
  13. Fertigungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitedelstahl auf das Gewicht bezogen umfasst: 19% bis 23% Chrom; 30% bis 35% Nickel; 1% bis 6% Molybdän; 0 bis 0,03% Titan; 0,15% bis 0,6% Aluminium; bis zu 0,1% Kohlenstoff; 1% bis 1,5% Mangan; 0 bis weniger als 0,8% Silicium; 0,24% bis 0,6% Niob; wahlweise 0 bis 0,75% Kupfer; bis zu 0,05% Phosphor; bis zu 0,02% Schwefel; bis zu 0,1% Stickstoff; und Eisen und Nebenverunreinigungen, wobei das Verhältnis von Niob zu Kohlenstoff derart ausgewählt ist, dass es mindestens 10:1 beträgt.
  14. Fertigungsgegenstand nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Fertigungsgegenstand ein flexibles Anschlussteil für ein Kraftfahrzeugabgassystem ist.
  15. Verfahren zur Herstellung eines Fertigungsgegenstands nach einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei der Fertigungsgegenstand ausgewählt ist aus der Gruppe, bestehend aus einem Kraftfahrzeug, einer Komponente eines Kraftfahrzeugabgassystems, einem flexiblen Anschlussteil für ein Kraftfahrzeugabgassystem, einer Heizelementummantelung und einer Dichtung, wobei das Verfahren umfasst: Formen zumindest eines Teils des Fertigungsgegenstands aus dem Austenitedelstahl
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