DE60306226T2

DE60306226T2 - Rohr aus rostfreiem austenitischem Stahl und Verfahren zur Herstellung dieses Rohres

Info

Publication number: DE60306226T2
Application number: DE60306226T
Authority: DE
Inventors: Atsuro Chuo-ku Osaka-shi Iseda
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-03-08
Filing date: 2003-03-06
Publication date: 2007-06-06
Anticipated expiration: 2023-03-07
Also published as: CN1220842C; EP1342807B1; DE60306226D1; JP3632672B2; EP1342807A2; KR100519262B1; CA2420796A1; US7014720B2; US20030231976A1; JP2003268503A; KR20030074232A; EP1342807A3; CA2420796C; CN1443867A

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die Erfindung befasst sich mit einem Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit, das in einem Überhitzer, in einem Zwischenhitzer, in Rohren und Rohrleitungen für einen Kessel oder in der chemischen Industrie verwendet wird, sowie ein Herstellungsverfahren dafür.
STAND DER TECHNIK
In letzter Zeit sind weltweit hocheffiziente, mit ultraüberkritischem Druck arbeitende Kessel gebaut worden, die eine erhöhte Dampftemperatur und einen erhöhten Dampfdruck haben, um Energie zu sparen und effizient Ressourcen zu nutzen, was die CO₂-Emission verringert. Ein hocheffizienter, mit ultra-überkritischem Druck arbeitender Kessel ist für die elektrische Stromerzeugung aus fossilem Brennstoff vorteilhaft und für einen Reaktor für die chemische Industrie.
Hochtemperatur- und Hochdruckdampf erhöhen während des Betriebs des Kessels und Heizofens die Rohrtemperatur. Dampfoxidationszunder blättert ab und schädigt die Turbinenschaufeln oder sammelt sich an der Innenfläche des Rohrs an einer gebogenen Ecke und überhitzt dann die Ecke, was möglicherweise zu einem Bruchversagen führen kann. Bei diesen Stahlrohren ist daher neben einer hohen Temperaturfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit eine hervorragende Dampfoxidationsbeständigkeit auf der Innenfläche des Rohrs erforderlich.
Ein Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl hat eine viel bessere Hochtemperaturfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit als ein Rohr aus ferritischem Stahl. Deswegen können Rohre aus austenitischem rostfreiem Stahl bei hohen Temperaturen von 650°C oder mehr verwendet werden, bei denen Rohre aus ferritischem Stahl nicht verwendet werden können. Allerdings bildet sich selbst bei den Rohren aus austenitischem rostfreiem Stahl Dampfoxidationszunder auf der Innenfläche des Rohrs und blättert ab. Um dieses Phänomen zu verhindern, sind die folgenden Praktiken ausprobiert worden:

(1) Steigern der Korrosionsbeständigkeit durch Erhöhen des Cr-Gehalts im Stahl;
(2) Bilden einer chromierten Deckschicht mit hoher Korrosionsbeständigkeit;
(3) Kugelstrahlen oder Kaltbearbeiten einer Oberfläche, um auf die Oberfläche eine Verformung aufzubringen, und dann Wärmebehandeln, um eine feinkörnige Deckschicht zu erzeugen (siehe zum Beispiel die japanische Patentschrif Sho-61-37335);
(4) Bilden einer aufgekohlten oder nitrierten Deckschicht und Wärmebehandeln der Deckschicht, um eine feinkörnige Deckschicht zu erzeugen (siehe zum Beispiel die japanische Patentoffenlegungsschrift Sho-57-29530); und
(5) aus dem gesamten Stahl eine feinkörnige Struktur Machen (siehe zum Beispiel die japanischen Offenlegungsschriften Sho-58-87224, 58-167726, 61-91326, 61-238913, 61-91327 und 61-91328).

Allerdings haben die oben genannten Praktiken die folgenden Nachteile. Die Praxis (1) bedeutet, dass ein austenitischer rostfreier 18Cr-8Ni-Stahl wie SUS 347H oder SUS 304H, der in einem Kessel, einem Wärmetauscherrohr für die chemische Industrie oder einem Heizofenrohr verwendet wird, einen höheren Cr-Gehalt und auch Ni-Gehalt haben muss, damit Strukturstabilität gewährleistet wird. Solche Materialien mit hohem Cr- und Ni-Gehalt wie 22Cr-12Ni SUS 309, 25Cr-20Ni SUS 310 sind teuer. Sie haben zwar eine höhere Korrosionsbeständigkeit, aber auch eine weniger gute Schweißbarkeit und Verarbeitbarkeit. Außerdem benötigen neue Materialien eine Freigabe durch die Regierung und ist es schwierig, die in bestehenden Anlagen verwendeten Rohre durch Rohre aus einem neuen Material zu ersetzen.
Die durch die Praxis (2) erzielten Stahlrohre sind sehr teuer, und ihre Rohrgrößen sind begrenzt. Die chromierte Schicht kann brechen, wenn das Rohr gebogen wird. Chromieren bei hohen Temperaturen von mehr als 1100°C dauert lange und kann auf Stahl ein schlechtes Verhalten zeigen. Des Weiteren wird beim Schweißen ein Abschnitt ohne chromierte Schicht gebildet, der stark korrodieren kann.
Bei den Praktiken (3) und (4) kann das in der Deckschicht gebildete feine Korn während eines Biegens bei hoher Temperatur, einer Wärmebehandlung und eines Schweißens bei der Herstellung vergröbern und können die feinen Körner verschwinden. Sobald die feinkörnige Schicht grobkörnig geworden ist, kommt es nie wieder zu einer umgekehrten Änderung.
Bei der Praxis (5) wird aus dem gesamten Stahl, etwa aus einem austenitischem rostfreiem 18Cr-8Ni-Stahl, dessen Nb und/oder Ti-Gehalt mit dem Gehalt an C und/oder N abgestimmt ist, aufgrund der Bildung von Karbonitridausscheidungen aus Nb und/oder Ti während des Abkühlens der Stahlschmelze und aufgrund der folgenden 3-stufigen Behandlung eine feinkörnige Struktur gebildet.
Die erste Stufe ist ein vorbereitendes Lösungsglühen um Karbonitride aus Nb oder Ti aufzulösen. Die zweite Stufe ist eine Kaltbearbeitung, um Spannungen aufzubauen, die den nächsten Schritt der Wärmebehandlung beschleunigen. Der dritte Schritt ist ein abschließendes Lösungsglühen bei einer um 30°C oder mehr geringeren Temperatur als die Temperatur des vorbereitenden Lösungsglühens, um den gesamten austenitischem rostfreiem Stahl in eine feinkörnige Struktur zu bringen.
Allerdings haben die bei der Praxis (5) gebildeten Karbonitride aus Nb oder Ti ein unzureichendes Keimbildungsvermögen, um nach dem Lösungsglühen bei hohen Temperaturen als verteilte feine Körner ausgeschieden zu werden. Daher bauen sich die Spannungen in der zweiten Stufe nur schwer gleichmäßig auf. Deswegen ist es bei der Praxis (5) schwer, eine gleichmäßige feinkörnige Struktur mit geordneten Körnern zu erzielen, und hat das Fertigprodukt häufig eine Mischkornstruktur mit abnorm groben Körnern. Am grobkörnigen Abschnitt der Mischkornstruktur kann sich abnorm dicker, klümpchenförmiger Dampfoxidationszunder bilden, der zum Abblättern neigt.
Dem Karbonitrid aus Nb oder Ti mangelt es bei hohen Temperaturen an Stabilität, und es ist während des bei der Kesselfertigung erfolgenden Schweißens und Biegens bei hoher Temperatur nicht wiederauflösbar, was zu dem abnormen Kornwachstum und dem Verschwinden der feinkörnigen Struktur führt. Daher kann die Praxis (5) nicht zu einem Rohr mit einer feinkörnigen Struktur aus gleichmäßigen geordneten Körnern führen, die selbst bei der Kesselfertigung nicht wiederauflösbar ist.
Die JP 11-256283 offenbart eine Zusammensetzung eines austenitischen rostfreien Stahls mit geringem Mn-Gehalt für ein Stahlrohr, das bei der Reinraumfertigung verwendet wird.
Die JP 09-165655 offenbart einen austenitischen rostfreien Stahl mit Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und Hochtemperaturoxidationsbeständigkeit für Hochtemperaturanlagen und ein Herstellungsverfahren dafür.
Die feinkörnige Struktur der Karbonitride aus Nb oder Ti verbessert die Dampfoxidationsbeständigkeit durch den folgenden Mechanismus. Um die Dampfoxidation aufgrund von Hochtemperaturdampf zu unterdrücken, muss ein stabiler und stark schützender Cr₂O₃-Film mit hoher Cr-Konzentration erzeugt werden. Allerdings wird dieser stark schützende Film nicht erzeugt, falls die Cr-Konzentration in der Deckschicht des Stahls nicht ausreichend hoch ist. In einem austenitischen rostfreien Stahl ist die Cr-Diffusion des Stahls auch bei einer Temperatur von 550 bis 750°C langsam, weswegen im Fall eines rostfreien 18Cr-8Ni-Stahls die Gefahr besteht, dass kein stark schützender Film erzeugt wird. Im Gegensatz dazu kommt es in einer feinkörnigen Struktur leicht zur Korngrenzendiffusion und wird der Cr im Stahl ausreichend der Oberfläche zugeführt. Infolgedessen wird auf der Stahloberfläche ein stark schützender Film erzeugt, was die Dampfoxidationsbeständigkeit verbessert.
Im Fall eines austenitischen rostfreien 18Cr-18Ni-Stahls gibt es insofern einen starken Zusammenhang zwischen der Korngröße und der Dampfoxidationsbeständigkeit, als dass feinkörnigere Stähle eine bessere Dampfoxidationsbeständigkeit zeigen. Einem Fachmann ist bewusst, dass sich die Dampfoxidationsbeständigkeit verbessert, wenn das feine Korn eine nach ASTM (American Society for Testing and Material) definierte Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr hat.
KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
Demnach besteht die erste Aufgabe der Erfindung darin, ein preiswertes Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit Dampfoxidationsbeständigkeit zur Verfügung zu stellen, bei dem die gesamte Struktur eine gleichmäßig feinkörnige Struktur aus geordneten Körnern ist und sich diese feinkörnige Struktur während des Schweißens und Biegens bei hoher Temperatur nicht ändert. Des Weiteren besteht eine zweite Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit zur Verfügung zu stellen, bei dem sich die feinkörnige Struktur während des Schweißens und Biegens bei hoher Temperatur nicht ändert und sich auch die Kriechfestigkeit steigern lässt.
Die folgenden Punkte (1) bis (4) befassen sich mit einem erfindungsgemäßen Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl und die folgenden Punkte (5) und (6) mit dem erfindungsgemäßen Fertigungsverfahren dafür.

(1) Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,0001-0,0008% sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr ist.
(2) Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es neben der obigen chemischen Zusammensetzung nach Punkt (1) aus mindestens einem aus mindestens einer der unten angegebenen Gruppen gewählten Legierungselement sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr ist. Erste Gruppe: Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM mit jeweils 0,0001-0,2 Gew.-%. Zweite Gruppe: Cu, Mo und W mit jeweils 0,01-5 Gew.-%.
(3) Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es aus einer chemischen Zusammensetzung nach entweder dem obigen Punkt (1) oder dem obigen Punkt (2) besteht, und das außerdem dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr und das Mischkornverhältnis 10% oder weniger ist.
(4) Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit nach einem der obigen Punkte (1) bis (3), das durch einen Gehalt an O (Sauerstoff) von nicht weniger als 0,001 Gew.-%, aber weniger als 0,005 Gew.-% gekennzeichnet ist.
(5) Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das durch die folgenden Schritte (a) bis (c) gekennzeichnet ist: (a) Erhitzen eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl bei einer Temperatur von 1100°C bis 1350°C und Abkühlen bei einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 0,25°C/s, wobei das Rohr die unter einem der obigen Punkte (1) bis (4) angegebene chemische Zusammensetzung hat. (b) Umformen des Rohrs bei einem Querschnittverkleinerungsfaktor von nicht weniger als 10% bei einer Temperatur von nicht mehr als 500°C. (c) Erhitzen des warmumgeformten Rohrs bei einer Temperatur von 1050 bis 1300°C und bei um 10°C oder mehr weniger als der Temperatur in (a) und Abkühlen.
(6) Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das durch die folgenden Schritte (d) bis (h) gekennzeichnet ist: (d) Erhitzen eines austenitischen rostfreien Stahls bei einer Temperatur von 1100 bis 1350°C, wobei der Stahl die unter einem der obigen Punkte (1) bis (4) angegebene chemische Zusammensetzung hat. (e) Herstellen eines Rohrs durch Warmumformen des Stahls. (f) Abkühlen des Rohrs bei einer Abkühlgeschwindigkeit von weniger als 0,25°C/s. (g) Umformen des Rohrs bei einem Querschnittverkleinerungsfaktors von nicht weniger als 10% bei einer Temperatur von nicht mehr als 500°C. (h) Erhitzen des warmumgeformten Rohrs bei einer Temperatur von 1050 bis 1300°C und bei um 10°C oder mehr weniger als der Temperatur in (d) und Abkühlen.

Die Austenitkorngröße steht für die oben angesprochene nach ASTM definierte Korngröße.
Des Weiteren wird das Mischkornverhältnis (%) der Austenitkristallkörner durch den Ausdruck {(n/N) × 100} definiert, wobei N die Anzahl der bei der Beurteilung der angesprochenen Austenitkorngröße betrachteten Felder und n die Anzahl der Felder ist, die als Mischkörner beurteilten werden, wenn Körner vorkommen, deren Größe sich um etwa den Faktor 3 oder mehr von der der Körner unterscheidet, die die maximale Häufigkeit innerhalb eines Feldes haben, und in denen diese Körner etwa 20% oder mehr der Fläche belegen.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt ein Beispiel eines Erzeugungszustands von Dampfoxidationszunder auf der Innenfläche eines Stahlrohrs, wobei 1(a) den Fall eines erfindungsgemäßen Stahlrohrs und 1(b) den Fall eines als Vergleichsbeispiel dienenden Stahlrohrs zeigt.
BESCHREIBUNG DES BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSBEISPIELS
Die Erfinder haben verschiedene Untersuchungen zur Feinkörnungstechnologie eines austenitischen rostfreien 18Cr-9Ni-Stahls durchgeführt. Dabei kamen die Erfinder zu den folgenden neuen Einsichten:
Der Stand der Technik, der den gesamten Stahl zu einer feinkörnigen Struktur macht, nutzt Karbonitride aus Nb oder Ti. Allerdings fehlt es den Karbonitriden aus Nb oder Ti beim Stand der Technik bei hoher Temperatur an Stabilität und ist es schwierig, eine gleichmäßige feingekörnte Struktur aus geordneten Körnern zu erzielen. Des Weiteren sind die Karbonitride aus Nb oder Ti zu sehr wiederauflösbar oder koagulierend, als dass die feinkörnige Struktur beibehalten würde.
Daher unternahmen die Erfinder Anstrengungen, eine stabile Entstehung der gleichmäßigen feinkörnigen Struktur aus geordneten Körnern zu finden, die selbst beim Wiedererhitzen nicht wiederauflösbar ist. Dabei sind sie auf die folgenden Tatsachen gestoßen.

(a) In einem Nb-haltigen Stahl, in dem gleichmäßig Ti₂O₃ verteilt war, trat bei der Wärmebehandlung des Stahlrohrs ein gleichmäßiges Komposit auf, bei dem sich das Nb-Karbonitrid um einen Keim aus Ti₂O₃ herum verteilt ausschied.
(b) Das oben genannte Komposit hat die gleiche Feinkornwirkung wie das Karbonitrid aus Nb oder Ti. Wenn die Eigenschaften dieses Komposits genutzt werden, lässt sich daher leicht eine gleichmäßige feinkörnige Struktur aus geordneten Körner erzielen. Da das Komposit auch bei hohen Temperaturen nicht wiederauflösbar ist, kann die feinkörnige Struktur zudem während des Schweißens oder Biegens bei hoher Temperatur aufrechterhalten werden.
(c) Der Stahl, in dem vor dem unter dem obigen Punkt (a) angegeben Lösungsglühen gleichmäßig Ti₂O₃ verteilt ist, kann erzeugt werden, indem aus der Stahlschmelze Einschlüsse wie Al₂O₃, SiO₂ entfernt werden, zur Stahlschmelze eine geeignete Menge (0,3-1,5 Gew.-%) Nb hinzugegeben wird, der Sauerstoffgehalt des Stahls auf einen passenden Bereich (0,001-0,008 Gew.-%) eingestellt wird und dann eine geeignete Menge (0,002-0,05 Gew.-%) Ti hinzugegeben wird.
(d) Der Stahl mit dem gleichmäßig verteilten Komposit wird nach dem unter dem obigen Punkt (a) erwähnten Lösungsglühen erzeugt, das als vorbereitendes Lösungsglühen bezeichnet wird.
(e) Die Dampfoxidationsbeständigkeit in dem austenitischen rostfreien Stahl, der keinen klümpchenförmigen Dampfoxidationszünder bildet, kann durch ein abschließendes Lösungsglühen sichergestellt werden, falls der austenitische rostfreie Stahl eine Mikrostruktur hat, dessen nach ASTM definierte Austenitkorngröße 7 oder mehr beträgt, wobei die Dampfoxidationsbeständigkeit weiter verbessert wird, falls das Ausmaß an Mischkörnern in der Mikrostruktur in dem oben beschriebenen Mischkornverhältnis ausgedrückt 10% oder weniger beträgt.
(f) Die unter dem obigen Punkt (e) beschriebene Mikrostruktur kann während des abschließenden Lösungsglühens bei einer um 10°C oder mehr niedrigeren Temperatur als die Temperatur des unter dem obigen Punkt (c) angesprochenen vorbereitenden Lösungsglühens erzielt werden, was ein hochgradig kriechfestes Produkt ergeben kann. Im Gegensatz dazu muss die Temperatur des abschließenden Lösungsglühens beim Stand der Technik, der die Karbonitride aus Nb oder Ti nutzt, auf eine um 30°C oder mehr niedrigere Temperatur als die Temperatur des vorbereitenden Lösungsglühens eingestellt werden, was zu einem Produkt mit geringerer Kriechfestigkeit führen kann.

Die Gründe für die verschiedenen oben beschriebenen Bedingungen wie chemische Zusammensetzung, Korngröße und Mischkornverhältnis sowie die Fertigungsverfahren für das erfindungsgemäße Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl werden unten erläutert. Der Ausdruck "%" steht in der folgenden Beschreibung für "Gew.-%", solange nichts anderes gesagt wird.
C: 0,03-0,12%
C (Kohlenstoff) ist eine Legierungselement, das für die bei einem austenitischen rostfreien Hochtemperaturstahl erforderliche Hochtemperaturzugfestigkeit und Hochtemperaturkriechfestigkeit benötigt wird, wobei ein Gehalt von zumindest 0,03% oder mehr Kohlenstoff nötig ist. Falls der Kohlenstoffgehalt jedoch mehr als 0,12% beträgt, nehmen die Cr-Nitride zu und verschlechtert sich die Schweißbarkeit. Daher beträgt die Obergrenze 0,12%. Ein bevorzugter Gehalt an C beträgt 0,05-0,1%.
Si: 0,1-0,9%
Zwar wird Si (Silizium) während der Stahlfertigung als Desoxidationsmittel hinzugegeben, doch ist es auch ein effektives Element, um die Dampfoxidationsbeständigkeit von Stahl zu steigern. Während der Stahlfertigung muss eine geeignete Desoxidation durchgeführt werden, um gleichmäßig feines Ti₂O₃ auszuscheiden. Entsprechend ist ein Si-Gehalt von mindestens 0,1% oder mehr nötig. Falls der Anteil jedoch zu hoch ist, verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit des Stahls, so dass die Obergrenze des Si-Gehalts 0,9% beträgt. Der bevorzugte Bereich des Si-Gehalts beträgt 0,1-0,75%.
Mn: 0,1-2%
Mn (Mangan) heftet sich an im Stahl enthaltene Verunreinigungen aus S, um MnS zu bilden, wodurch die Warmverarbeitbarkeit erhöht wird. Falls der Mn-Gehalt jedoch weniger als 0,1% beträgt, kann diese Wirkung nicht erzielt werden. Falls der Mn-Gehalt dagegen zu hoch ist, wird der Stahl hart und spröde und verschlechtern sich die Verarbeitbarkeit und Verschweißbarkeit des Stahls. Entsprechend beträgt die Obergrenze des Mn-Gehalts 2%, wobei ein bevorzugter Mn-Gehalt 0,2-1,7% beträgt.
Cr: 15-22%
Cr (Chrom) ist ein wichtiges Legierungselement, um die Oxidationsbeständigkeit, Dampfoxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit sicherzustellen. Der für einen austenitischen rostfreien Stahl benötigte Cr-Gehalt beträgt mindestens 15%. Je höher der Cr-Gehalt ist, umso mehr verbessert sich die entsprechende Korrosionsbeständigkeit. Allerdings nimmt die Stabilität der Struktur des austenitischen rostfreien Stahls ab. Um die Austenitstruktur zu stabilisieren, ist daher ein höherer Gehalt an teurem Ni erforderlich, der die Schweißbarkeit des austenitischen rostfreien Stahls verringert. Der Cr-Gehalt wird daher auf 15-22% eingestellt, wobei ein bevorzugter Bereich für den Cr-Gehalt 17-20% beträgt.
Ni: 8-15%
Ni (Nickel) ist ein Legierungselement, das die austenitische Struktur im austenitischen rostfreien Stahl stabilisiert, und ist wichtig, um die Korrosionsbeständigkeit sicherzustellen. Die Untergrenze für den Ni-Gehalt beträgt angesichts des Gleichgewichts mit dem oben angegeben Cr-Gehalt 8%. Ein übermäßiger Ni-Gehalt führt dagegen nicht nur zu höheren Kosten, sondern auch zu einer geringeren Kriechfestigkeit. Entsprechend beträgt die Obergrenze 15%, wobei ein bevorzugter Bereich für die Obergrenze 8,5-13% ist.
Ti: 0,002-0,05%
Ti (Titan) ist ein unverzichtbares Legierungselement, um gleichmäßig verteiltes Ti₂O₃ zu erzeugen, was zu einem Keim für das Komposit wird, und ist ähnlich wie das später beschriebene O (Sauerstoff) eines der Charakteristika des erfindungsgemäßen Stahlrohrs. Wenn der Ti-Gehalt weniger als 0,002% beträgt, wird kein Ti₂O₃ erzeugt oder wäre, falls doch Ti₂O₃ erzeugt wird, die Menge des gleichmäßig verteilten Ti₂O₃ zu gering, um eine Wirkung zu entfalten. Wenn der Ti-Gehalt jedoch über 0,05% hinausgeht, wird grobes TiN erzeugt und hindert das TiN das Nb-Karbonitrid daran, sich um den Ti₂O₃-Keim herum fein verteilt auszuscheiden, so dass die Erzeugung eines fein verteilten Komposits mit Ti₂O₃ als Keim nicht möglich ist. Daher sollte der Ti-Gehalt bei 0,002-0,05% liegen, wobei ein bevorzugter Bereich von Ti 0,002-0,03% beträgt.
Nb: 0,3-1,5%
Nb (Niob) ist ein unverzichtbares Legierungselement, um das Komposit zu erzeugen, wobei ein Nb-Gehalt von mindestens 0,3% nötig ist. Falls 1,5% oder mehr Nb enthalten sind, wird ein deutlich gröberes Komposit ausgeschieden und ist seine Festigkeit geringer, weswegen der Nb-Gehalt 0,3-1,5% beträgt, wobei ein bevorzugter Bereich für den Nb-Gehalt 0,4-1,3% beträgt.
Lösliches Al: 0,0005-0,03%
Al (Aluminium) wird als Desoxidationsmittel hinzugegeben. Wenn jedoch eine große Menge Al hinzugegeben wird, geht die Zusatzwirkung von Ti verloren, weswegen der Al-Gehalt an löslichem Al 0,03% beträgt. Um eine ausreichende Desoxidationswirkung zu erzielen, ist andererseits ein Gehalt an 0,0005% oder mehr an löslichem Al nötig. Ein bevorzugter Gehalt an löslichem Al beträgt 0,001-0,02%.
N: 0,005-0,2%
N (Stickstoff) ist ein Legierungselement, das aufgrund von Nb-Karbonitrid zur Mischkristall- und Ausscheidungshärtung beiträgt. Falls der N-Gehalt 0,005% oder weniger beträgt, können diese Wirkungen nicht erzielt werden, während andererseits bei einem N-Gehalt von mehr als 0,2% klümpchenförmige Nitride erzeugt werden. Dieses Nitrid verschlechtert nicht nur die Stahlqualität, sondern behindert auch die fein verteilte Ausscheidung des Komposits. Daher beträgt der N-Gehalt 0,005-0,2%, wobei ein bevorzugter Bereich des N-Gehalts 0,01-0,15% beträgt.
O (Sauerstoff): 0,001-0,008%
O ist ähnlich wie das oben genannte Ti ein unverzichtbares Element, um gleichmäßig verteiltes Ti₂O₃ zu erzeugen, das zu einem Keim für die Kompositausscheidung wird. Falls der O-Gehalt weniger als 0,001% beträgt, wird kein Ti₂O₃ erzeugt, während andererseits bei einem O-Gehalt von mehr als 0,008% andere Oxide als Ti₂O₃ erzeugt werden, die die Stahlqualität deutlich verschlechtern, wodurch die Festigkeit und Zähigkeit abnehmen. Daher beträgt der O-Gehalt 0,001-0,008%, wobei ein bevorzugter Bereich des O-Gehalts 0,001% oder mehr und weniger als 0,005% beträgt.
Die fein verteilte Ausscheidung von Ti₂O₃ wird möglich, wenn aus der Stahlschmelze Einschlüsse wie Al₂O₃, SiO₂ entfernt werden, zu der Stahlschmelze eine geeignete Menge (0,3-1,5 Gew.-%) Nb hinzugegeben wird, der Sauerstoffgehalt auf einem passenden Bereich (0,001-0,008 Gew.-%) eingestellt wird und dann eine geeignete Menge (0,002-0,05 Gew.-%) Ti hinzugegeben wird. Beispiele für geeignete Beseitigungsverfahren, die in diesem Fall verwendet werden können, schließen eine Vakuum-Sauerstoff-Entkohlung (VOD), ein Argon-Sauerstoff-Entkohlungs-Atmosphärenschmelzverfahren (AOD) und dergleichen ein. Es ist vorzuziehen, dass die Stahlschmelze vor der Zugabe von Ti hochrein ist.
Ein erfindungsgemäßes Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit besteht aus der oben genannten chemischen Zusammensetzung sowie Rest Fe und Verunreinigungen, wobei die Austenitkorngröße und das Mischkornverhältnis wie oben angegeben eingestellt sind.
Ein weiteres erfindungsgemäßes Rohr austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit enthält außerdem mindestens ein aus mindestens einer der unten genannten Gruppen gewähltes Legierungselement.
Erste Gruppe (Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM)
Alle diese Legierungselemente haben die Wirkung, die Festigkeit, Verarbeitbarkeit und Dampfoxidationsbeständigkeit zu erhöhen. Falls diese Wirkungen erforderlich sind, können daher mit Absicht ein oder mehr Legierungselemente enthalten sein. Die Zugabe von 0,0001% oder mehr eines dieser Legierungselement erhöht die jeweilige Wirkung deutlich, wobei jedoch die Verarbeitbarkeit und Verschweißbarkeit beeinträchtigt werden, falls der Gehalt des jeweiligen Legierungselements über 0,2% hinausgeht. Im Fall der Zugabe eines dieser Legierungselement wird der Legierungselementgehalt daher jeweils auf 0,0001-0,2% und vorzugsweise 0,0001-0,1% eingestellt. Dabei ist zu beachten, dass der Begriff "SEM" für La, Ce, Y und Nd steht.
Zweite Gruppe (Cu, Mo und W)
Diese Elemente verbessern alle die Festigkeit. Falls diese Wirkung erforderlich ist, können daher mit Absicht ein oder mehr dieser Legierungselement enthalten sein. In diesem Fall erhöht die Zugabe von 0,1% oder mehr eines dieser Legierungselement die Wirkung deutlich, wobei jedoch die Zähigkeit, Duktilität und Verarbeitbarkeit beeinträchtigt werden, falls der jeweilige Legierungselementgehalt mehr als 5% beträgt. Bei der Zugabe eines dieser Element wird der Legierungselementgehalt daher jeweils auf 0,1-5% eingestellt, wobei der Bereich besser noch 0,05-4,5% beträgt.
Kleinere Gehalte an P und S in Verunreinigungen sind zu bevorzugen, wobei die Obergrenze ihres Gehalts nicht besonders definiert ist. Allerdings führt eine übermäßige Verringerung ihres Gehalts zu einer Kostenerhöhung. Die zulässigen Obergrenzen für den P-Gehalt und S-Gehalt können daher jeweils wie bei SUS 304 oder dergleichen bei 0,040% bzw. 0,030% liegen.
Andere Verunreinigungen als P und S schließen Co ein, das aus Schrott eingemischt werden kann, wobei das Co jedoch die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stahlrohre nicht beeinträchtigt. Daher unterliegt der Co-Gehalt, wenn er als Verunreinigung eingemischt wird, keiner besonderen Beschränkung. Da Co jedoch ein radioaktives Element ist, sollte der Co-Gehalt bei Einmischung 0,8% oder weniger, vorzugsweise 0,5% oder weniger betragen.
Als nächstes werden die Verfahren zur Fertigung des erfindungsgemäßen Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl beschrieben. Das erste Verfahren (das Verfahren gemäß Anspruch 6 und 7) ist ein Verfahren, bei dem ein Stahlrohr mit einer vorbestimmten Größe einer Warmumformungsbehandlung unterzogen wird und ein Stahlrohr vorbestimmter Größe erzielt wird. Ein zweites Verfahren (das Verfahren gemäß Anspruch 8 und 9) ist ein Verfahren, bei dem ein Stahlknüppel oder eine Stahlbramme (z.B. Rundstahl) einer Rohrformung, einer Kaltbearbeitung und einem Lösungsglühen unterzogen wird und ein Stahlrohr vorbestimmter Größe erzielt wird. Das Material wird durch ein gewöhnliches Schmelz- und Gießverfahren erzeugt.
Der Schritt (d) und der Schritt (f) im zweiten Verfahren entsprechen dem Schritt (a) im ersten Verfahren und werden als vorbereitendes Lösungsglühen bezeichnet. Des Weiteren ist der Schritt (g) im zweiten Verfahren der gleiche wie der Schritt (b) im ersten Verfahren, wobei die Schritte (b) und (g) als Kaltumformung bezeichnet werden. Des Weiteren sind der Schritt (h) im zweiten Verfahren und der Schritt (c) im ersten Verfahren die gleichen und werden im Folgenden als abschließendes Lösungsglühen bezeichnet.
Vorbereitendes Lösungsglühen:
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird vor der plastischen Umformung, die vor dem abschließenden Lösungsglühen erfolgt, ein Rohr erhitzt, damit Nb-Karbonitride ausreichend wiederaufgelöst werden. Das Rohr muss daher auf 1100°C oder mehr erhitzt werden, wobei es jedoch zu interkristallinen Hochtemperaturrissen oder zu einer Abnahme der Duktilität kommt, wenn der Stahl auf eine Temperatur von mehr als 1350°C erhitzt wird.
Bei dem zweiten erfindungsgemäßen Verfahren ist zu beachten, dass ein Stahlknüppel durch Heißextrusion, die durch das Ugine-Sejournet-Verfahren repräsentiert wird, oder durch Walzen, das durch das Mannesmann-Stopfenwalzverfahren oder das Mannesmann-Kontiwalzverfahren repräsentiert wird, zu einem Rohr geformt wird.
Dann werden das im ersten Verfahren erhitzte Stahlrohr und das im zweiten Verfahren gebildete Stahlrohr abgekühlt. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 0,25°C/s beträgt, scheidet sich während des Abkühlens des Stahls ein grobes Nb-Karbonitrid oder Cr-Karbid aus. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit nicht weniger als 0,25°C/s beträgt, wird ein fein verteiltes Komposit aus Nb erzeugt. Daher sollte die Abkühlgeschwindigkeit nicht weniger als 0,25°C/s betragen, um eine feinkörnige Struktur zu erzielen. Die Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 0,25°C/s wird vorzugsweise während des Abkühlens des Stahls von 800°C bis 500°C benötigt.
Daher wird die Heiztemperatur für das vorbereitende Lösungsglühen auf 1100-1350°C und die Abkühlgeschwindigkeit auf 0,25°C/s oder mehr eingestellt. Die bevorzugte Heiztemperatur beträgt 1150-1270°C und die bevorzugte Abkühlgeschwindigkeit 1°C/s oder mehr. Eine höhere Abkühlgeschwindigkeit ist zu bevorzugen, doch wird keine Obergrenze festgelegt.
Kaltumformung:
Die Kaltumformung ist notwendig, um Spannungen aufzubauen, die das abschließende Lösungsglühen beschleunigen. Wenn die Umformtemperatur jedoch mehr als 500°C beträgt, werden nicht ausreichend Spannungen aufgebaut. Wenn davon abgesehen der Querschnittverkleinerungsfaktor weniger als 10% beträgt, lässt sich mit der Durchführung des abschließenden Lösungsglühens nicht die erforderliche feinkörnige Struktur erzielen, da dem Stahl nicht die für die Rekristallisation notwendige Spannung verliehen werden kann. Daher erfolgt die Kaltumformung bei einer Temperatur von 500°C oder weniger und bei einem Querschnittverkleinerungsfaktor von 10% oder mehr. Die Obergrenze für die gewünschte Umformtemperatur beträgt 300°C und die Untergrenze für den gewünschten Querschnittverkleinerungsfaktor 20%. Da ein höherer Querschnittverkleinerungsfaktor vorzuziehen ist, wird außerdem keine Obergrenze für den Querschnittverkleinerungsfaktor definiert. Allerdings beträgt der Maximalwert für den Querschnittverkleinerungsfaktor bei üblicher Umformung etwa 90%. Des Weiteren bestimmt dieser Umformschritt die Größe des Stahlrohrprodukts.
Abschließendes Lösungsglühen:
Das abschließende Lösungsglühen ist notwendig, um die erforderliche feinkörnige Struktur zu erzielen. Wenn die Heiztemperatur für dieses Lösungsglühen niedriger als 1050°C ist, kommt es zu keiner ausreichenden Rekristallisation. Somit lässt sich keine feinkörnige Struktur erzielen und haben die Körner eine flach ausgearbeitete Struktur, die die Kriechfestigkeit beeinträchtigt. Falls die Heiztemperatur für dieses Lösungsglühen dagegen mehr als 1300°C beträgt, kommt es zu interkristallinen Hochtemperaturrissen oder zu einer Abnahme der Duktilität. Wenn die Heiztemperatur des abschließenden Lösungsglühens des Weiteren auf eine um 10°C oder mehr niedrigere Temperatur als die Temperatur des vorbereitenden Lösungsglühens eingestellt wird, lassen sich die erfindungsgemäßen Wirkungen nicht erzielen und wird dadurch die Struktur des Stahls grobkörnig. Daher erfolgt das abschließende Lösungsglühen bei einer Temperatur von 1050-1300°C und bei einer um 10°C oder mehr niedrigeren Temperatur als die Temperatur des vorbereitenden Lösungsglühens. Eine zu bevorzugende Heiztemperatur ist 1140-1240°C und eine um 10°C oder mehr niedrigere Temperatur als die Temperatur des vorbereitenden Lösungsglühens. Die Abkühlgeschwindigkeit nach dem Erhitzen des Stahls unterliegt zwar keinen Beschränkungen, doch ist zu beachten, dass sie vorzugsweise 0,25°C/s oder mehr beträgt. Falls das Stahlrohr nämlich bei einer Abkühlgeschwindigkeit von weniger als 0,25°C/s abgekühlt wird, werden grobe Ausscheidungen (Nb-Karbonitride und Cr-Karbide) erzeugt und leidet die Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Stahlrohrs.
BEISPIELE
– Beispiel 1 –
Es wurden zwanzig Arten Stähle mit den in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen erschmolzen. Die Stähle Nr. 1 bis 13 und Nr. 17 bis 20 wurden mit Hilfe eines Vakuumschmelzofens mit einem Volumen von 50 kg erschmolzen, wobei die erzielten Barren durch das folgende Fertigungsverfahren A zu Stahlplatten endbearbeitet wurden. Die Bearbeitungsbedingungen entsprachen den Fertigungsbedingungen für ein Stahlrohr gemäß dem ersten Verfahren. Des Weiteren wurden die Stähle Nr. 14 bis 16 mit Hilfe eines Vakuumschmelzofens mit einem Volumen von 150 kg erschmolzen und werden durch das folgende Fertigungsverfahren B Schmiedeknüppel aus Barren zu Stahlrohren endbearbeitet.
(1) Fertigungsverfahren A (entspricht zweitem Verfahren):

Schritt 1: Schritt 1: Erhitzen bei 1220°C;
Schritt 2: Formen einer 15 mm dicken Stahlplatten durch Heißschmieden;
Schritt 3: Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 0,55°C/s von 800°C bis 500°C oder weniger;
Schritt 4: Bilden einer 12 mm dicken Stahlplatte durch Abschleifen der Außenfläche des Materials;
Schritt 5: Walzen bei einem Querschnittverkleinerungsfaktor von 30% bei Zimmertemperatur; und
Schritt 6: nach Halten des Barrens bei 1200°C Wasserabkühlen.

(2) Fertigungsverfahren B (entspricht erstem Verfahren):

Schritt 1: Formen eines Knüppels aus einem Barren mit einem Außendurchmesser von 175 mm durch Heißschmieden und Schleifen der Außenseite;
Schritt 2: Erhitzen des Knüppels bei 1250°C;
Schritt 3: Extrudieren des Knüppels und Umformen in ein Stahlrohr mit einem Außendurchmesser von 64 mm und einer Wanddicke von 10 mm;
Schritt 4: Erhitzen des Stahlrohrs bei 1200°C für 10 Minuten und Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 1°C/s;
Schritt 5: Ziehen des Stahlrohrs mit einem Querschnittverkleinerungsfaktor von 33% bei Zimmertemperatur; und
Schritt 6: nach zehnminütigem Halten des gezogenen Stahlrohrs bei 1200°C Wasserabkühlung des Rohrs.

Es wurden jeweils die Austenitkorngröße und das Mischkornverhältnis der fertigen Stahlplatten und-rohre untersucht. Die fertigen Stahlplatten und-rohre wurden außerdem einer Erhitzungsbehandlung unterzogen, dreißig Minuten lang bei 1200°C gehalten und einer Wasserabkühlung unterzogen sowie bei Fertigungsvorgängen einer Erhitzungsbehandlung unterzogen. Die Austenitkorngrößen und Mischkornverhältnisse wurden dann erneut untersucht. Die untersuchten Stahlplatten und-rohre wurden unter den folgenden Bedingungen einem Dampfoxidationsversuch unterzogen, um ihre Dampfoxidationsbeständigkeit zu untersuchen. Dabei ist zu beachten, dass die Austenitkorngröße mit dem nach ASTM definierten Verfahren und das Mischkornverhältnis ebenfalls durch das gleiche Verfahren ermittelt wurden. Dabei wurden 20 Felder betrachtet.
Dampfoxidationsversuchsbedingungen und Beurteilungsverfahren:

Versuchbedingungen: Dampftemperatur: 700°C Beaufschlagungsdauer: 1000 Std.
Beurteilungsverfahren: Die Probekörperschnitte wurden bei 100facher Vergrößerung mit einem Mikroskop untersucht, wobei in zehn zufälligen Feldern die Dicke von lediglich dem dichten Zunder auf der Innenschicht gemessen wurden. Poröser oder abblätternder Zunder wurde dagegen vernachlässigt.

Die obigen Ergebnisse sind zusammen mit der Austenitkorngröße und den Mischkornverhältnissen vor und nach dem erneuten Lösungsglühen in Tabelle 2 angegeben.
Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, haben die Probekörper Nr. 1 bis 16, die die chemische Zusammensetzung und Fertigungsbedingungen der Erfindung erfüllen, eine maximale Zunderdicke auf der Innenschicht von 28 µm, was dünn ist und eine hervorragende Dampfoxidationsbeständigkeit ergibt. Des Weiteren haben die Materialien mit einem kleineren Mischkornverhältnis bei ansonsten im Großen und Ganzen der gleichen Korngröße eine dünne Zunderdicke auf der Innenschicht und eine hervorragende Dampfoxidationsbeständigkeit. Des Weiteren ist die Dickengleichmäßigkeit des Zunders, wie in 1(a) gezeigt ist, gut bis sehr gut.
Im Gegensatz dazu haben die Probekörper Nr. 17 bis 20, die zwar die Fertigungsbedingungen der Erfindung, aber nicht die bei der Erfindung definierte chemische Stahlzusammensetzungen erfüllen, eine minimale Zunderdicke auf der Innenschicht von 43 µm, was dick ist und zu einer schlechten Dampfoxidationsbeständigkeit führt. Des Weiteren ist der Zunder der Probekörper Nr. 17 bis 19, die ein hohes Mischkornverhältnis haben, klümpchenförmig und ist die Dickengleichmäßigkeit des Zunders, wie in 1(b) gezeigt ist, nicht gut.
– Beispiel 2 –
Durch Heißschmieden wurde aus dem in Tabelle 1 angegebenen Stahl Nr. 2 eine 15 mm dicke Stahlplatte gebildet und unter den verschiedenen in Tabelle 3 angegebenen Bedingungen dem vorbereitenden Lösungsglühen, der Kaltumformung und dem abschließenden Lösungsglühen unterzogen.
An der erzielten Stahlplatte wurden wie im Beispiel 1 die Austenitkorngröße und die Mischkornverhältnisse ermittelt, und es wurde ein erneutes Lösungsglühen durchgeführt, dessen Bedingungen die gleichen wie im Beispiel 1 waren. Nachdem die Austenitkorngröße und das Mischkornverhältnis untersucht worden waren, wurde die Stahlplatte dann mit den gleichen Versuchsbedingungen wie im Beispiel 1 einem Dampfoxidationsversuch unterzogen und die Dampfoxidationsbeständigkeit untersucht. Das Ergebnis ist ebenfalls in Tabelle 3 angegeben.
Des Weiteren wurden durch die gleichen Verfahren wie im Beispiel 1 die Austenitkorngröße, die Mischkornverhältnisse und die Dampfoxidationszunderdicken untersucht. Abgesehen davon ist der erste Probekörper der Stahls Nr. 2 in Tabelle 3 der gleiche wie der Stahl Nr. 2 in Tabelle 2.
Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, haben die dem vorbereitenden Lösungsglühen, der plastischen Umformung und dem abschließenden Lösungsglühen unterzogenen Stahlplatten, die außerhalb des Schutzumfangs der Erfindung liegen, nach der erneuten Erhitzungsbehandlung jeweils deutlich gröbere Austenitkörner und auf ihrer Innenseite eine Zunderdicke von mindestens 40 µm, was dick ist. Außerdem ist ihre Dampfoxidationsbeständigkeit schlecht und ist der Zunder auf der Innenschicht klümpchenförmig.
GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
Selbst wenn das erfindungsgemäße Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl bei hoher Temperatur erneut erhitzt wird, bleibt die feinkörnige Struktur erhalten und wird die Dampfoxidationsbeständigkeit nicht beeinträchtigt. Wird dieses Stahlrohr als ein Wärmetauscherrohr in einem bei ultra-überkritischem Druck arbeitenden Kessel bei einer Temperatur von 600°C oder mehr verwendet, verbessern sich daher die Sicherheit und Lebensdauer dramatisch. Des Weiteren lassen sich ohne Probleme während der Kesselfertigung eine Biegeumformung bei hoher Temperatur oder nach dem Schweißen eine Wärmenachbehandlung durchführen. Außerdem lässt sich das abschließende Lösungsglühen bei der Erfindung bei höheren Temperaturen als beim Stand der Technik durchführen. Dadurch kann ein Stahlrohr mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit angefertigt werden, das verglichen mit herkömmlichen Stahlrohren eine höhere Kriechfestigkeit hat.

Claims

Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das außerdem dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die nach ASTM definierte Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr ist.
Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% und mindestens einem aus mindestens einer der unten angegebenen Gruppen gewählten Legierungselement sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das außerdem dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die nach ASTM definierte Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr ist. Erste Gruppe: Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM mit jeweils 0,0001-0,2 Gew.-%. Zweite Gruppe: Cu, Mo und W mit jeweils 0,01-5 Gew.-%.
Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das außerdem dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die nach ASTM definierte Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr und das Mischkornverhältnis 10% oder weniger ist.
Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% und mindestens einem aus mindestens einer der unten angegebenen Gruppen gewählten Legierungselement sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht, und das außerdem dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine feinkörnige Struktur hat, wobei die nach ASTM definierte Austenitkorngröße Nr. 7 oder mehr und das Mischkornverhältnis 10% oder weniger ist. Erste Gruppe: Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM mit jeweils 0,0001-0,2 Gew.-%. Zweite Gruppe: Cu, Mo und W mit jeweils 0,01-5 Gew.-%.
Rohr aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch einen Gehalt an O (Sauerstoff) von nicht weniger als 0,001 Gew.-%, aber weniger als 0,005 Gew.-%.
Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte (a) bis (c): (a) Erhitzen eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl bei einer Temperatur von 1100 bis 1350°C und Abkühlen bei einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 0,25°C/s, wobei das Rohr in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht; oder zusätzlich mindestens ein aus mindestens einer der unten angegebenen Gruppen gewähltes Legierungselement enthält. Erste Gruppe: Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM mit jeweils 0,0001-0,2 Gew.-%. Zweite Gruppe: Cu, Mo und W mit jeweils 0,01-5 Gew.-%. (b) Umformen des Rohrs bei einem Querschnittverkleinerungsfaktor von nicht weniger als 10% bei einer Temperatur von nicht mehr als 500°C. (c) Erhitzen des warmumgeformten Rohrs bei einer Temperatur von 1050 bis 1300°C und bei um 10°C oder mehr weniger als der Temperatur in (a) und Abkühlen.
Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit nach Anspruch 6, wobei der Gehalt an O (Sauerstoff) des Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl für den Schritt (a) nicht weniger als 0,001 Gew.-%, aber weniger als 0,005 Gew.-% beträgt.
Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte (d) bis (h): (d) Erhitzen von austenitischem rostfreiem Stahl bei einer Temperatur von 1100 bis 1350°C, wobei der Stahl in Gew.-% angegeben aus C: 0,03-0,12%, Si: 0,1-0,9%, Mn: 0,1-2%, Cr: 15-22%, Ni: 8-15%, Ti: 0,002-0,05%, Nb: 0,3-1,5%, löslichem Al: 0,0005-0,03%, N: 0,005-0,2% und O (Sauerstoff): 0,001-0,008% sowie Rest Fe und Verunreinigungen besteht; oder zusätzlich mindestens ein aus mindestens einer der unten angegebenen Gruppen gewähltes Legierungselement enthält. Erste Gruppe: Ca, Mg, Zr, B, Pd, Hf und SEM mit jeweils 0,0001-0,2 Gew.-%. Zweite Gruppe: Cu, Mo und W mit jeweils 0,01-5 Gew.-%. (e) Herstellen eines Rohrs durch Warmumformen des Stahls. (f) Abkühlen des Rohrs bei einer Abkühlgeschwindigkeit von nicht weniger als 0,25°C/s. (g) Umformen des Rohrs bei einem Querschnittverkleinerungsfaktor von nicht weniger als 10% bei einer Temperatur von nicht mehr als 500°C. (h) Erhitzen des warmumgeformten Rohrs bei einer Temperatur von 1050 bis 1300°C und bei um 10°C oder mehr weniger als der Temperatur in (d) und Abkühlen.
Verfahren zur Fertigung eines Rohrs aus austenitischem rostfreiem Stahl mit hervorragender Dampfoxidationsbeständigkeit nach Anspruch 8, wobei der Gehalt an O (Sauerstoff) des austenitischen rostfreien Stahls für den Schritt (d) nicht weniger als 0,001 Gew.-%, aber weniger als 0,005 Gew.-% beträgt.