DE68905066T2

DE68905066T2 - Hochtemperaturfestes stahlrohr mit niedrigem siliziumgehalt und mit verbesserten duktilitaets- und faehigkeitseigenschaften.

Info

Publication number: DE68905066T2
Application number: DE8989107625T
Authority: DE
Inventors: Yoshiatsu Sawaragi
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-04-28
Filing date: 1989-04-27
Publication date: 1993-06-17
Anticipated expiration: 2009-04-28
Also published as: CA1330170C; ATE86309T1; EP0340631A1; DE68905066D1; JPH01275739A; EP0340631B1; US4892704A

Description

Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Stahlrohr mit niedrigem Siliciumgehalt mit verbesserter Duktilität und Festigkeit.
Materialien für Rohre für Hochtemperaturheizeinrichtungen oder Wiedererhitzer, die üblicherweise unter stark korrosiven Umgebungsbedingungen und hohen Temperaturen eingesetzt werden, wie beispielsweise in kohlebefeuerten Erhitzern oder in Kohlevergasungsanlagen, sollten eine gute Duktilität, Zähigkeit und Dauerstandfestigkeit bei hohen Temperaturen besitzen, wie auch Hochtemperaturfestigkeit und Korrosionsresistenz.
Im allgemeinen wird eine Verbesserung der Korrosionsresistenz durch Erhöhung des Chromgehaltes erreicht. Dann, wenn der Chromgehalt angehoben wird, sollte auch der Nickelgehalt erhöht werden, um in der austenitischen Phase zu bleiben. Das daraus resultierende hochlegierte Material kann eine verbesserte Korrosions beständigkeit besitzen, es besitzt aber keine bessere Hochtemperaturfestigkeit als 18-8 rostfreier Stahl und es besitzt in den meisten Fällen eine erniedrigte Hochtemperaturfestigkeit, wie beim SUS31O Stahl.
Um diese Probleme zu vermeiden, haben die Erfinder bereits einen austenitischen Stahl vorgeschlagen, der sowohl hinsichtlich seiner Schweißbarkeit als auch seiner Hochtemperaturfestigkeit hervorragend geeignet ist, nämlich in der japanischen Patent-Offenlegungsschrift (Kokoku) Nr. 62-14630. Diese Lösung, wie sie in dieser Veröffentlichung beschrieben ist, basiert auf den nachfolgenden Ergebnissen:
(1) Unter der Bedingung, daß der Chromgehalt erhöht wird, kann Stickstoff verwendet werden, um in der austenitischen Phase zu bleiben. Die Verwendung von Stickstoff kann zu einer Einsparung an einzusetzendem Nickel führen und durch die Verstärkung des Stickstoffs der Lösung im Feststoff wird eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit erzielt. Wenn Bor und/oder Niob alleine oder in Kombination zugegeben wird, wird dies zu einer Verstärkung der feindispersen Kornbildung von Carbonitriden führen, was wiederum die Hochtemperaturfestigkeit verbessert.
(2) Wenn Aluminium und/oder Magnesium zugegeben wird, erhöht sich nicht nur die Hochtemperaturfestigkeit, sondern auch die Duktilität und Zähigkeit.
(3) Wenn Phosphor- und Schwefelverunreinigungen auf niedrigem Niveau gehalten werden, entsprechend spezifischen Konditionen, abhängig vom Bor- und Niobgehalt als auch vom Phosphor- und Schwefelgehalt, wird die Schweißbarkeit weiter verbessert.
Obwohl der in der oben genannten japanischen Patent- Offenlegungsschrift beschriebene austenitische Stahl exzellente Eigenschaften besitzt, hat er doch den Nachteil, daß Silicium, von dem bisher angenommen wurde, daß es in einer Menge von 0,3 Gew.% oder mehr im Stahl zum Zwecke der Deoxidation vorliegen müsse, eine massive Ausfällung von Nitriden (Cr&sub2;N) bewirkt. Dieses massive Präzipitat setzt die Hochtemperaturfestigkeit, die Duktilität und Zähigkeit bei Langzeiteinsatz herab. Der Siliciumgehalt im Stahl der Veröffentlichung beträgt nicht weniger als 0,16 Gew.% in Tabelle 1 und Tabelle 2 der Veröffentlichung.
Es ist demzufolge ein Ziel der Erfindung, ein hochtemperaturbeständiges Stahlrohr mit erheblich verbesserter Hochtemperaturfestigkeitkeit, Duktiliät und Zähigkeit zu schaffen.
Die Erfindung betrifft ein hochtemperaturbeständiges Stahlrohr mit niedrigem Siliciumgehalt mit verbesserter Duktiliät und Zähigkeit, das im wesentlichen besteht aus:
nicht mehr als 0,1 Gew.% Kohlenstoff (C), nicht mehr als 0,15 Gew.% Silicium (Si), nicht mehr als 5 Gew.% Mangan (Mn), 20 bis 30 Gew.% Chrom (Cr), 15 bis 30 Gew.% Nickel (Ni), 0,15 bis 0,35 Gew.% Stickstoff (N&sub2;), 0,1 bis 1,0 Gew.% Niob (Nb) und nicht mehr als 0,005 Gew.% Sauerstoff (O&sub2;);
mindestens einem der Metalle: Aluminium (Al) und Magnesium (Mg) in einer Menge von 0,020 bis 0,1 Gew.% und 0,003 bis 0,02 Gew.%, wobei die Mengen definiert sind durch die nachfolgende Formel:
0,006(%) ≤ 1/5 Al(%) + Mg(%) ≤ 0,020(%)
wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Wenn ferner Bor (B) in einer Menge von 0,001 bis 0,020 Gew.% zugegeben wird, das vom restlichen Eisengehalt abzuziehen ist, wird die Hochtemperaturbeständigkeit weiter verbessert.
Wenn eine Warmbehandlung bei einer Temperatur, die 300 oder mehr höher als die Lösungsbehandlungstemperatur im Produktionsprozeß des Rohrs vor der Lösungsbehandlung ist, durchgeführt wird, wird die Hochtemperaturbeständigkeit weiter verbessert.
Die Erfindung wird nun nachfolgend detailliert beschrieben.
Die Bedeutung der numerischen Grenzen der Erfindung werden nun nachfolgend erläutert.
TEXT FEHLT
und Zeitstandbindefestigkeit, die für einen hochtemperaturbeständigen (warmfesten) Stahl benötigt werden, bewirkt. Bei der Erfindung wird der Kohlenstoffgehalt auf 0,10 Gew.% oder niedriger gehalten, da Stickstoff verwendet wird, um die Festigkeit zu bewirken und C zerstört die grain boundary Korrosionsresistenz dann, wenn Kohlenstoff in einer Menge von mehr als 0,10 Gew.% zugegeben wird.
N: Stickstoff ist ein Element, das mit Kohlenstoff Austenit bildet und die Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bewirkt. 0,15 Gew.% oder mehr Stickstoff ist notwendig, um diese Wirkung ausreichend zu entwickeln. Nichtsdestoweniger wird dann, wenn der Stickstoffgehalt 0,35 Gew.% übersteigt, eine beträchtliche Menge Nitride produziert und die Zähigkeit nach Alterung verringert. Daher wird der Stickstoffgehalt so ausgewählt, daß er sich innerhalb des Bereichs von 0,15 bis 0,35 Gew.% bewegt.
In diesem Zusammenhang ist festzustellen, daß die Löslichkeitsgrenze von Stickstoff durch das erfindungsgemäße Herabsetzen des Siliciumgehalts erhöht wird, die Ausfällung von Nitriden sogar im Bereich hohem Stickstoffgehalts unterdrückt werden kann. Demzufolge ist es besonders bevorzugt, wenn der Nickelgehalt so ausgewählt wird, daß er im Bereich von 0,20 bis 0,35 Gew.% liegt, um die Hochtemperaturfestigkeit weiter zu verbessern.
Si: Silicium ist ein als Deoxidans wirksames Element und im allgemeinen ist es wesentlich, daß es um etwa 0,3 Gew.% oder mehr in einem austenitischen rostfreien Stahl vorhanden ist. Nichtsdestoweniger wird der zugegebene Stickstoff in negativer Weise die Ausfällung von Chromnitrid (Cr&sub2;N) beschleunigen, was eine Ursache für die Zerstörung der Duktilität und Zähigkeit nach Langzeiteinsatz ist und wird auch die Zeitstandfestigkeit nach einer Langzeitstandzeit verringern. In Anbetracht dieser Tatsachen wird der Siliciumgehalt auf 0,15 Gew.% oder weniger reduziert, um die Ausfällung von Chromnitrid (Cr&sub2;N) zu verringern und hervorragende Eigenschaften zu erzielen.
Mn: Mangan wirkt für die Dioxidation und die Verbesserung der Bearbeitbarkeit. Mangan ist auch für die Bildung der austenitischen Phase einsetzbar und kann bis zu einem gewissen Anteil durch Nickel ersetzt werden. Nichtsdestoweniger wird dann, wenn Mangan im Überschuß zugesetzt wird, dieses die Ausfällung der Sigma-Phase beschleunigen, die die Zeitstandfestigkeit, die Duktilität und Zähigkeit nach Langzeiteinsatz verschlechtert. Aus diesem Grunde wird der Mangangehalt zu 5 Gew.% oder weniger ausgewählt.
Cr: Chrom zeigt beachtliche Wirkungen in der Verbesserung der Oxidationsresistenz und der Korrosionsresistenz. Dann, wenn der Gehalt unter 20 Gew.% liegt, kann keine ausreichende Oxidationsresistenz erhalten werden und dann, wenn der Gehalt 30 Gew.% übersteigt, wird nicht nur die Bearbeitbarkeit auf ein unzufriedenstellendes Niveau gesenkt, sondern es wird auch schwierig, eine stabile, vollständig austenitische Phase zu erhalten. Aus diesem Grund wird der Chromgehalt so ausgewählt, daß er sich innerhalb eines Bereiches von 20 bis 30 Gew.% befindet. Um eine ausreichende Korrosionsresistenz in einer stark korrosiven Umgebung zu erhalten, ist es bevorzugt, daß der Chromgehalt 22 Gew.% oder höher ist, und zur Unterdrückung der Präzipitation von Nitriden zu unterdrücken, ist es bevorzugt, daß der Chromgehalt 27 Gew.% oder weniger beträgt.
Ni: Nickel ist wesentlich, um eine stabile austenitische Struktur zu erhalten. Der Nickelgehalt wird in Bezug auf den Stickstoff- und Chromgehalt bestimmt. Erfindungsgemäß werden 15 bis 30 Gew.% Nickel als geeignet angenommen.
Wenn der Stickstoffgehalt so ausgewählt wird, daß er sich innerhalb eines Bereiches von 0,2 bis 0,35 Gew.% befindet, um die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern, wird der Nickelgehalt bevorzugt im Bereich von 15 bis 25 Gew.% ausgewählt, um die Ausfällung der Nitride zu unterdrücken.
Al, Mg: Aluminium und Magnesium sind Elemente, die nicht nur deoxidativ wirksam sind und die Bearbeitbarkeit verbessern, sondern auch zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit oder Zähigkeit wirken. Wenn der Siliciumgehalt stark herabgesetzt ist, wie beim vorliegenden Stahl, ist es notwendig, die Wirkungen von Aluminium und/oder Magnesium einzusetzen, nämlich mindestens 0,020 Gew.% oder mehr Aluminium und 0,003 Gew.% oder mehr Magnesium in den Mengen zuzusetzen, wie durch Formel (1) definiert.
Dann, wenn der Aluminiumgehalt 0,1 Gew.% übersteigt, beschleunigt dies die Ausfällung der Sigma -Phase und erniedrigt wiederum die Zähigkeit und Widerstandsfähigkeit bei Langzeiteinsatz. Aus diesem Grunde ist Aluminium in einer Menge von 0,020 bis 0,10 Gew.% enthalten.
Andererseits werden dann, wenn der Magnesiumgehalt 0,02 Gew.% übersteigt, die Bearbeitbarkeit, Duktilität und Zähigkeit verringert und die Schweißbarkeit wird ebenfalls beeinträchtigt. Demzufolge wird der Magnesiumgehalt auf zwischen 0,003 und 0,20 Gew.% ausgewählt.
O: Sobald der Sauerstoffgehalt ansteigt, wird die Zeitstandfestigkeit und die Bruchdehnung erniedrigt. Demzufolge ist es notwendig, den Gehalt auf 0 bis 0,005 Gew.% oder weniger in einem Stahl mit extrem niedrigem Siliciumgehalt zu halten, wie er erfindungsgemäß vorliegt. Eine bevorzugte obere Grenze von Sauerstoff beträgt 0,003 Gew. %.
Nb: Niob ist wirksam als Element für das Aushärten durch Kornbildung von Carbiden und Nitriden. Insbesondere beim erfindungsgemäßen stickstoffhaltigem Stahl, wird ein Kompositnitrid wie NbCrN in feiner Korngröße gebildet, um dessen Festigkeit zu verbessern. Um diesen Effekt zu bewirken, muß Niob in einer Menge von nicht weniger als 0,1 Gew.% anwesend sein. Nichtsdestoweniger wird dann, wenn Niob im Überschuß zugesetzt wird, die Menge nicht gelöster Niobcarbonitride unter der Lösungsbehandlungsbedingung erhöht. Aus diesem Grunde wird eine Menge im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.% erfindungsgemäß eingesetzt. Insbesondere ist es vom Standpunkt des Gleichgewichts zwischen der Zeitstandfestigkeit und der Bruchdehnung bevorzugt, daß der Niobgehalt 0,20 bis 0,60 Gew.% beträgt.
B: Bor ist ein Element, das aufgrund der Härtung durch Kornbildung von Carbiden der interkristallinen Festigkeit dient. Falls der Borgehalt unter 0,001 Gew.% liegt, wird keine Wirkung erzielt. Dann, wenn Bor im überschuß vorhanden ist, wird die Schweißbarkeit beeinträchtigt. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Borgehalts auf 0,020 Gew.% ausgewählt. Eine bevorzugte Obergrenze ist 0,005 Gew. %.
P, S: Phosphor und Schwefel, die als Verunreinigungen vorhanden sind, beeinträchtigten die Schweißbarkeit und verringern die Zeitstandfestigkeit. Aus diesem Grunde müssen die Phosphor- und Schwefelgehalte auf 0,020 Gew.% oder niedriger und 0,005 Gew.% oder niedriger gehalten werden.
Wärmebehandlung bei einer um 30ºC oder höheren Temperatur als bei der Lösungsbehandlung:
Beim Produktionsprozeß vor der Lösungsbehandlung wird eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die um 30ºC oder mehr höher ist als die Temperatur der Lösungsbehandlung, durchgeführt. Der Produktionsprozeß vor der Lösung umfaßt einen Wärmeprozeß, wie eine Bearbeitung eines Stahlbarrens zu einem Barren, eine Heißextrusion und ein erweichendes Anlassen vor einem Kalt-Bearbeitungsprozeß. Es reicht aus, die Wärmebehandlung, wie oben angegeben, als mindestens einen dieser Schritte einzusetzen, um die gewünschte Wirkung zu erzielen. Beim Herstellungverfahren von konventionellen austenitischen Stahlrohren wird die Wärmebehandlung vor der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1200ºC oder weniger durchgeführt und niemals bei einer Temperatur, die die Lösungsbehandlungstemperatur um + 30ºC übersteigt. Das erweichende Anlassen wird in konventioneller Weise bei einer Temperatur, die unterhalb der Lösungsbehandlungstemperatur liegt, durchgeführt.
Bei stickstoff- und niobhaltigem Stahl bleiben einige nicht-gelöste Nitride sogar nach der Lösungsbehandlung ungelöst. Diese ungelösten Nitride sind in Form von massiven Blöcken anwesend und tragen nicht zur Verbesserung der Warmfestigkeit bei. Um den Gehalt ungelöster Nitride zu erniedrigen, kann die Temperatur der Lösungsbehandlung erhöht werden, was wiederum zur Bildung grober Kristallkörner führt und die Duktilität erniedrigt. Andererseits wird dann, wenn das Erhitzen vor der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur oberhalb der Lösungsbehandlungstemperatur durchgeführt wird, die Menge nicht-gelöster Nitride zum Zeitpunkt der Erweichungsbehandlung verringert. Obwohl Nitride, die übersättigt bei der Lösungsbehandlung nach Erhitzen gelöst werden, wiederum ausfallen, liegen die wiederausgefällten Nitride in Form von NbCrN vor, die, verglichen mit den nicht-gelösten Nitriden, sehr fein sind. Insbesondere wird dadurch, daß eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb der Lösungsbehandlungstemperatur vor der Lösungsbehandlung durchgeführt wird, die Menge an feinen NbCrN, das der Festigkeit dient, erhöht. Demzufolge wird die Zeitstandfestigkeit weiter verbessert. Dieser Effekt überwiegt dann, wenn die Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die mehr als 30ºC über der Lösungsbehandlungstemperatur liegt, durchgeführt wird.

Beispiele

Nachfolgend wird die Erfindung anhand der Beispiele näher erläutert.
Tabellen 1 und 2 zeigen chemische Zusammensetzungen der untersuchten Materialien. (1) bis (15) sind erfindungsgemäße Stähle und (A) bis (P) sind Vergleichsstähle. Diese Stähle wurden unter Vakuum in 17 kg-Barren gegossen, nach schmieden einer Erweichungsbehandlung bei 1100ºC und ferner nach Kaltwalzen einer Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1200ºC unterworfen. Bei einigen Materialien wurde die Erweichungsbehandlung bei einer Temperatur über 1250ºC durchgeführt.
Die Materialien wurden einem Bindefestigkeits-Test bei einer Temperatur von 700ºC unterworfen. 700ºC x 3000 Std. gealterte Materialien werden dem Charpy Schlagversuchstest unterworfen und die Restchrommengen und Stickstoffmengen in den durch die Alterung entstandenen Nitriden bestimmt. Ein Flächenprozentsatz der Sigma-Phase wurde ebenfalls erhalten. Heißkorrosionstests der mit synthetischer Asche in Vorbereitung für den Einsatz in kohlebefeuerten Erhitzern überzogenen Materialien wurden durchgeführt. Die Resultate sind in Tabelle 3 zusammengefaßt.
Figur 1 zeigt ein Verhältnis zwischen dem Siliciumgehalt und der 700ºC Zeitstandfestigkeit und der Bruchdehnung. Figur 2 zeigt die Resultate des Zeitstandfestigkeits-Tests, durchgeführt unter den Bedingungen von 700ºC x 100 kgf/mm²; Figur 3 zeigt die Beziehung zwischen einem Siliciumgehalt und dem Schlagwert bei 700ºC x 3000 Std. gealterten Materialien. Figur 4 zeigt die Charpy Schlagversuchswerte von 700ºC x 3000 Std gealterten Materialien und den Restchrom- und Nickelgehalt in den durch Alterung entstandenen Nitriden. Figur 5 zeigt das Verhältnis zwischen dem Siliciumgehalt und dem Restchromgehalt, dem Sigma-Phasengehalt und dem Stickstoffgehalt in durch 700ºC x 3000 Std. Alterung entstandenen Nitriden und Figur 6 zeigt das Verhältnis zwischen der Zeitstandfestigkeits- Lebensdauer und der Erweichungsbehandlungstemperatur.
Tabelle 5 zeigt chemische Zusammensetzungen der Materialien, die mit variierendem Aluminium- und Magnesiumgehalt systematisch gegenüber 0,06C-0,1Si-1 ,0Mn- 2,5Cr-20Ni-0,4Nb-0,002B-Stählen untersucht wurden. (3), (4) und (16) bis (20) sind erfindungsgemäße Stähle und (Q) bis (T) sind Vergleichsstähle. Diese Stähle wurden unter Vakuum zu 17 kg Stahlbarren geformt, nach Schmieden einer Erweichungsbehandlung bei einer Temperatur von 1100ºC unterworfen und ferner nach Katlwalzen einer Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1200ºC unterworfen. Die Materialien wurden einem Zeitstandfestigkeits-Test unter den Bedingungen 700ºC x 17 kgf/mm² unterworfen und 700ºC x 3000 Std gealterte Materialien wurden dem Charpy Schlagversuchs-Test unterworfen. Die Resultate sind in Tabelle 6 zusammengefaßt.
Figur 7 zeigt Verhältnisse zwischen (1/5Al + Mg)Gehalt und 700ºC Zeitstandfestigkeits-Zeit und Bruchehnung, und ein Verhältnis zwischen (1/5Al + Mg)-Gehalt und Charpy Schlagversuchswerten von 700ºC x 3000 Std. gealterten Materialien. Tabelle 1 Chemische Komponenten der getesteten Materialien (erfindungsgemäßer Stahl) Tabelle 2 Chemische Komponenten der getesteten Materialien (Vergleichsstahl) Tabelle 3 Testresultate (erfindungsgemäßer Stahl) Zeitstandfestigkeitstest (700ºC) Kornbildung durch 700ºC x 3000 Std. Alterung Bruchzeit, Std. Bruchelongation, % Schlagversuchswert bei 700ºC x 3000 Std. gealtertes Material N (%) als Nitride Rest Cr (%) - Phase (%) Gewichtsverlust durch Heißkorrosion Tabelle 3 (fortgesetzt) Testresultate (Vergleichsstahl) Zeitstandfestigkeitstest (700ºC) Kornbildung durch 700ºC x 3000 Std. Alterung Bruchzeit, Std. Bruchelongation, % Schlagversuchswert bei 700ºC x 3000 Std. gealtertes Material N (%) als Nitride Rest Cr (%) - Phase (%) Gewichtsverlust durch Heißkorrosion * Hochtemperaturkorrosionstestbedingungen Aschezusammensetzung: 1.5M Na&sub2;SO&sub4; - 1.5M K&sub2;SO&sub4; - 1M Fe&sub2;O&sub3; Gaszusammensetzung : 1% SO&sub2; - 5% O&sub2; - 15% CO&sub2; - bal N&sub2; Testtemperatur, Zeit: 650ºC x 20h Tabelle 4 Beziehung zwischen der Zeitstandfestigkeits-Zeit und der Erweichungsbehandlungstemperatur Stahl Nr. Erweichungsbehandlungstemperatur, ºC Lösungsbehandlungstemperatur, ºC Zeitstandfestigkeitszeit bei 700ºC, Std. Tabelle 5 Chemische Komponenten der getesteten Materialien (0.06C-0.1Si-1.0Mn-2.5Cr-20Ni-0.4Nb-0.002B- erfindungsgemäßer Stahl und Vergleichsstahl ) Tabelle 6 Testresultate (erfindungsgemäßer Stahl und Vergleichsstahl) Zeitstandfestigkeitstest Schlagversuchswert von 700ºC x 3000 Std. gealtertem Material Bruchzeit (Std.) Bruchelongation.%

Betrachtung

Hinsichtlich der Zeitstandfestigkeits-Eigenschaften bestehen bei unterschiedlichen Siliciumgehalten wenig Unterschiede in der Zeitstandfestigkeit-Lebenszeit und Bruchdehnung bei hoher Beanspruchung (17 kgf/mm²) in relativ kurzer Zeit, wie aus der Tabelle 3 und Figuren 1 und 2 ersichtlich; die Menge Silicium hat großen Einfluß bei niedriger Belastung (11 kgf/mm²) und Langzeit. Wenn der Siliciumgehalt 0,15 Gew.% überschreitet, werden sowohl die Zeitstandfestigkeit als auch die Bruchdehnung beträchtlich erniedrigt. Daraus ist ersichtlich, daß dann, wenn der Siliciumgehalt so niedrig wie möglich gehalten wird, die Zeitstandfestigkeit und Bruchdehnung sehr stark verbessert werden. Wenn der Siliciumgehalt verringert wird, werden nicht nur die Zeitstand-Bindefestigkeits-Eigenschaften, sondern auch die Schlageigenschaften nach Alterung sehr stark verbessert, wie aus den Fig. 3 und 4 ersichtlich.
Figur 5 zeigt den Restchromgehalt, den Sigma -Phasengehalt und den Stickstoffgehalt in Nitriden, die durch eine 3000 stündige Alterung bei 700ºC erzielt werden, wobei die Siliciumgehalte in einigen Stählen systematisch gleicher Zusammensetzung sich ändern. Die Sigma-Phase, die zur Beeinträchtigung der Zeitstand-Bindefestigkeit, Bruchdehnung und Zähigkeit führt, wird in keinem Stahl außer dem Vergleichsstahl E gefunden. Demgegenüber unterscheiden sich die erfindungsgemäßen Stähle sehr stark von den Vergleichsstählen in den Restchrom- und Stickstoffgehalten in Nitriden. In erfindungsgemäßen Stählen sind diese Mengen geringer, verglichen mit den entsprechenden Mengen der Vergleichsstähle und es besteht wenig massive Cr&sub2;N-Nitridausfällung, die zur Beeinträchtigung der Eigenschaften führt. Diese Tendenz wird bei anderen Vergleichsstählen ähnlicher Zusammensetzung beobachtet, wie in Figur 4 gezeigt. Erfindungsgemäß liegen geringe Siliciumgehalte, die unter 0,5 Gew.% gehalten werden, vor, gegenüber konventionellem Stahl, in dem Silicium allgemein in einer Menge von etwa 0,5 Gew.% als Deoxidans verwendet wird und Aluminium und/oder Magnesium anstelle von Silicium als Deoxidans verwendet wird, so daß die Stähle eine ausreichend verbesserte Hochtemperaturfestigkeit, Duktilität und Zähigkeit besitzen, wie es für Materialien, die in Hochtemperaturvorrichtungen eingesetzt werden sollen, benötigt wird.
Ferner ist damit wiederum bestätigt worden, daß keine Tendenz zur Beeinträchtigung der Heißkorrosionsresistenz durch Erniedrigung des Siliciumgehalts besteht, wie aus Tabelle 3 ersichtlich.
Ferner wird, wie in Tabelle 4 und Fig. 6 gezeigt, die Zeitstand-Bindefestigkeit sowohl unter Kurzzeit-(hohe Belastung) und Langzeit-(niedrige Belastung) Bedingungen verbessert, indem die Erweichungsbehandlungstemperatur auf eine höhere als die Lösungsbehandlungstemperatur gehoben wird.
Wie aus Tabelle 6 und Fig. 7 ersichtlich, werden nicht nur die Zeitstand-Bindefestigkeits-Eigenschaften, sondern auch die Schlagversuchswerte nach Alterung sehr stark bei den Stählen verbessert, die Aluminium und Magnesium in einer Menge besitzen, die durch die nachfolgende Formel definiert wird:
0,006(%) ≤ 1/5 Al(%) + Mg(%) ≤ 0,020(%)
Wie oben beschrieben, zeigen die erfindungsgemäßen Stähle eine hervorragende Zeitstand-Bindefestigkeit, Bruchdehnung, Schlagversuchs-Eigenschaften und Korrosionsresistenz für eine Langzeit-Hochtemperaturbehandlung. Demzufolge ist der Stahl gemäß der Erfindung insbesondere für die Verwendung in Materialien für Hocherhitzerrohre, Wiedererhitzerrohre, die hoher Temperatur und korrosiver Umgebung ausgesetzt werden, wie kohlebefeuerte Anlagen oder integrierte Kohlevergasungsanlagen, geeignet.

Claims

1. Hochtemperaturbeständiges Stahlrohr mit niedrigem Siliziumgehalt, dadurch gekennzeichnet, daß es aufweist:

nicht mehr als 0,1 Gew.% Kohlenstoff (C),

nicht mehr als 0,15 Gew.% Silizium (Si),

nicht mehr als 5 Gew.% Mangan (Mn),

20 bis 30 Gew.% Chrom (Cr),

15 bis 30 Gew.% Nickel (Ni),

0,15 bis 0,35 Gew.% Stickstoff (N&sub2;),

0,1 bis 1,0 Gew.% Niob (Nb) und

nicht mehr als 0,005 Gew.% Sauerstoff (O&sub2;);

mindestens einer der Metalle Aluminium (Al) und Magnesium (Mg) in einer Menge von 0,020 bis 1,0 Gew.% und 0,003 bis 0,02 Gew.%, wobei die Menge definiert ist durch die nachfolgende Formel:

0,006 (%) ≤ 1/5 Al (%) + Mg (%) ≤ 0,020 (%)

wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sind.

2. Stahlrohr, wie in Anspruch 1 beansprucht, das ferner 0,001 bis 0,020 Gew.% Bor (B) aufweist, das das Eisen im Eisenanteil teilweise ersetzen kann.

3. Stahlrohr, wie Anspruch 1 oder 2 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es vor der Lösungsbehandlung einer Wärmebehandlung mit einer Temperatur unterworfen ist, die um 30ºC oder mehr als die Lösungsbehandlungstemperatur während des Herstellungsverfahrens des Rohres beträgt.

4. Stahlrohr, wie in Anspruch 1 oder 2 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es Chrom (Cr) in einer Menge von 22 bis 27 Gew.%, Nickel (Ni) in einer Menge von 15 bis 20 Gew.% und Stickstoff (N2) in einer Menge von 0,2 bis 0,35 Gew.% aufweist.

5. Stahlrohr, wie in Anspruch 1 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es Niob (Nb) in einer Menge von 0,2 bis 0,6 Gew.% aufweist.

6. Stahlrohr, wie in Anspruch 2 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es Niob (Nb) in einer Menge von 0,2 bis 0,6 Gew.%, Bor (B) in einer Menge von 0,001 bis 0,005 Gew.% aufweist.

7. Stahlrohr, wie in Anspruch 4 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es Niob (Nb) in einer Menge von 0,2 bis 0,6 Gew.% aufweist.

8. Stahlrohr, wie in Anspruch 4 beansprucht, dadurch gekennzeichnet, daß es Niob (Nb) in einer Menge von 0,2 bis 0,6 Gew.% und Bor (B) in einer Menge von 0,001 bis 0,005 Gew.% aufweist.