DE69714540T2 - Legierung mit hoher korrosionsbeständigkeit in stark korrosiver umgebung, stahlrohr aus der legierung und herstellungsverfahren des stahlrohres - Google Patents

Legierung mit hoher korrosionsbeständigkeit in stark korrosiver umgebung, stahlrohr aus der legierung und herstellungsverfahren des stahlrohres

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine Legierung und ein Stahlrohr zum Einsatz als Wärmetauscherrohr in einer extrem korrodierenden Umgebung, z. B. einer Kesselumgebung, in der solche Brennstoffe wie Rohöl, Schweröl, Teer oder Kohle verfeuert werden, die qualitativ mindergwertig sind und Na, S und Cl enthalten, sowie in einer Umgebung, in der solcher Abfall wie Gewerbeabfall, Siedlungsabfall oder Klärschlamm verfeuert wird, sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere betrifft die Erfindung eine Austenitlegierung für Kessel, die gegenüber stark korrodierender Verbrennungsasche sehr korrosionsbeständig ist, die an einem Stahlrohr für einen Kessel haftet, der zur Energieerzeugung mittels Verbrennungsabwärme installiert ist, und die gleichzeitig Sulfate und Chloride enthält, ein daraus hergestelltes Stahlrohr sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlrohrs.
  • Kommen in solchen Anlagen wie Wärmekraftwerken, in denen fossiler Brennstoff oder Müll als Energiequelle durch Verfeuern verwendet wird, solche Brennstoffe wie Teer, Kohle oder Schweröl minderwertiger Qualität zum Einsatz, oder werden Kunststoffe oder Abfälle mit hohem Salzgehalt als Brennstoff gebraucht, enthalten die Verbrennungsprodukte solcher Brennstoffe usw. häufig viel Na, K, S und Cl. Niedrigschmelzende Verbindungen, die Sulfate und Chloride enthalten, z. B. Na&sub2;SO&sub4;, NaCl, KCl und CaSO&sub4;, bilden sich auf der Oberfläche der Ofenwandrohre, Dampfüberhitzerrohre usw. von Energieerzeugungsanlagen oder Feuerungsanlagen. Dadurch schmilzt auf der Rohroberfläche gebildeter Zunder, was Heißkorrosion erzeugt. So führt der Langzeiteinsatz der Ofenwandrohre und Dampfüberhitzerrohre zu ihrer Zerstörung.
  • Außerdem wird in einem Kohle verfeuernden Kessel oder einer Abfallverbrennungsanlage oder einem Wärmekraftwerk vom Typ mit Wirbelschichtofen Heißerosion infolge von Verbrennungsasche und Schwebesand auf der Oberfläche von Dampfüberhitzerrohren usw. erzeugt und beschleunigt Heißkorrosion.
  • Aus der Literatur zu verwandten Techniken (z. B. Corrosion, 42, 568 (1986); Iron and Steel, 67, 996 (1981)) geht hervor, daß solche Legierungskomponenten wie Cr bis zu einem bestimmten Grad gegenüber solchen Arten von Korrosion korrosionsbeständig sind, insbesondere gegenüber Kohlenaschenkorrosion, die durch Sulfatkorrosion gekennzeichnet ist. Außerdem offenbart die JP-B-58-177438 (Kokai) einen rostfreien Austenitstahl mit einer verbesserten Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit.
  • Für Hochtemperaturkorrosion in einer Chloridumgebung offenbart die JP-B-64-8695 (Kokoku), daß Legierungskomponenten, z. B. Mo, W und V, für elektrische Kochgeräte in einer Umgebung wirksam sind, in der chloridhaltige Nahrungsmittel erwärmt werden. Ferner schlägt die Patentschrift vor, daß die Legierung auch für ein Stahlrohr für einen Verbrennungskessel geeignet ist, der in einer NaCl-haltigen Umgebung zum Einsatz kommt. Allerdings muß ein Kesselrohr eine bestimmte Festigkeit als druckbeständiges Teil haben, und ungeachtet des konstituierenden Systems der Legierung, in dem eine Versprödungsphase, z. B. die σ-Phase, extrem leicht ausfällt, wurden bisher keine konkreten Gegenmaßnahmen aufgezeigt. Dazu kommt, daß der Si-Gehalt in den Beispielen bis 1,3% beträgt, obwohl die Obergrenze für den Gehalt an Si, die für Korrosionsbeständigkeit als extrem wirksam gilt, aber die Ausfällung der σ-Phase beschleunigen soll, auf 2,0% festgelegt ist.
  • Die JP-A-4-350149 offenbart eine korrosionsbeständige Austenitlegierung, die zur Verwendung in Wärmeübertragungsrohren für Abwärmeverwertungskessel geeignet ist, wobei die Legierung bis 0,05% C, bis 4% Si, bis 2,5% Mn, 15-30% Cr, 22-55% Ni und als Rest Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen enthält.
  • In der JP-A-7-243007 (Kokai) wurden von den Erfindern bereits eine Legierung und ein Mehrlagenstahlrohr vorgeschlagen, die bis zu einem gewissen Grad in einer Umgebung korrosionsbeständig sind, in der Heißkorrosion erzeugt wird. Da aber die dort offenbarte Legierung und das Stahlrohr einen relativ hohen Ni-Gehalt haben, neigen sie zu einer erhöhten Korrosionsmenge in einer Umgebung, in der die Konzentration von Sulfaten hoch ist. Außerdem sind die Komponentenbedingungen, z. B. der Ni-Gehalt, nicht unbedingt vorteilhaft, weshalb eine weitere Verbesserung der Legierung und des Stahlrohrs erforderlich ist.
  • Eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, mit geringen Kosten eine Legierung mit hoher Korrosionsbeständigkeit und Erosionsbeständigkeit in einer Hochtemperatur-Verbrennungsumgebung, in der Sulfate und Chloride, z. B. Na&sub2;SO&sub4; und NaCl, gleichzeitig vorhanden sind, ein aus der Legierung hergestelltes Stahlrohr und ein Verfahren zur Herstellung des Stahlrohrs bereitzustellen.
  • Zur Lösung dieser Aufgabe soll die Erfindung die Bildung von δ-Ferrit, Carbonitriden und der σ-Phase hauptsächlich durch Optimieren der Zugabemengen von Cr, Si, Mo, Ni, C und N verhindern, die Korrosionsbeständigkeit durch Unlöslichmachen eines Schutzoxidfilms zur Korrosionsbeständigkeit gegenüber Salzschmelzen verbessern und die σ-Phasenversprödung während der Herstellung des Stahlrohrs durch Optimieren der Erwärmungstemperatur und Abkühlungsgeschwindigkeiten verhindern. Diese Aufgabe kann durch die in den Ansprüchen festgelegten Merkmalen gelöst werden.
  • Im folgenden wird die Erfindung im Zusammenhang mit den Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigen:
  • Fig. 1 ein Diagramm des Einflusses der Cr-Menge auf die Korrosionsmenge in einer Schmelzzunder-Simulationsumgebung;
  • Fig. 2 ein Diagramm des Einflusses der Si-Menge auf die Korrosionsmenge in einer Schmelzzunder-Simulationsumgebung;
  • Fig. 3 ein Diagramm des Einflusses des Ni-Gehalts auf die Korrosionsmenge in einer Schmelzzunder-Simulationsumgebung;
  • Fig. 4 ein Diagramm des Einflusses des Mo-Gehalts auf die Korrosionsmenge in einer Schmelzzunder-Simulationsumgebung;
  • Fig. 5 ein Diagramm des Einflusses des Ni-Gehalts und der Menge von (1,1 · (Cr + 1,5 Si + 0,5 Mo) - 8) auf einen Ringfaltschließversuch;
  • Fig. 6 ein Diagramm der Beziehung zwischen der Ausfällungsmenge der σ-Phase und dem Si-Gehalt unter den Bedingungen jeweiliger Verfahren;
  • Fig. 7 ein Diagramm der Beziehung zwischen der Kriechbruchzeit bei 700ºC unter einer Lastspannung von 100 MPa und dem N-Gehalt; und
  • Fig. 8 ein Diagramm der Auswirkungen von Cr und Mo auf die Unterdrückung von Lochfraßkorrosion in einer Umgebung, in der Verbrennungsprodukte simuliert werden.
  • Als Ergebnis der Forschung an Materialien, die für eine Hochtemperatur-Verbrennungsumgebung geeignet sind, in der Sulfate und Chloride, z. B. Na&sub2;SO&sub4;, NaCl, KCl und CaSO&sub4;, bei Verbrennung gebildet werden und an oxidiertem Zunder haften sowie sich darauf ablagern, kamen im Rahmen der Erfindung die nachfolgend beschriebenen Erkenntnisse zustande.
  • (i) In der Hochtemperatur-Verbrennungsumgebung hängt die Korrosionsbeständigkeit der Legierung nicht vom Cr-Gehalt allein, sondern von einer Kombination aus Ni, Cr und Mo ab. Das heißt, eine Legierung mit hohem Cr-Gehalt ist allgemein korrosionsbeständig in einer Hochtemperaturumgebung mit oxidierender Atmosphäre, die eine hohe O&sub2;-Konzentration hat. In Energieerzeugungsanlagen hingegen, die Rohöl, Schweröl, Teer, Kohle u. ä. als Brennstoff nutzen, und in Energieerzeugungsanlagen mit Müllverbrennung ist die O&sub2;-Konzentration zur NOx- Senkung verringert. Folglich ist eine Legierung mit einem hohen Cr-Gehalt nicht zwangsläufig korrosionsbeständig.
  • (ii) Da in der Hochtemperatur-Verbrennungsumgebung niedrigschmelzende Verbindungen, beispielsweise eine eutektische Verbindung, z. B. NaCl-Na&sub2;SO&sub4;-KCl-K&sub2;SO&sub4; und NaCl-KCl-CaSO&sub4;, als Zunder auf der Legierungsoberfläche gebildet werden, bildet sich Schmelzzunder auf der Legierungsoberfläche. Somit wird Zunder auf der Legierungsoberfläche lokal erschmolzen und Schutzzunder verschwindet, was die Korrosionsgeschwindigkeit außerordentlich erhöht. Erhöht wird die Korrosionsgeschwindigkeit zudem durch Heißerosion, die durch Schwebesand und Kohlenasche verursacht wird.
  • (iii) Lokales Schmelzen von Zunder findet anfangs als Ergebnis von Auflösung des Legierungszunders statt, z. B. Cr&sub2;O&sub3; in einer Flüssigschmelze der niedrigschmelzenden Verbindungen, z. B. NaCl-Na&sub2;SO&sub4;-KCl-K&sub2;SO&sub4;, die im Zunder gebildet sind. Macht man daher die Zunderzusammensetzung in der Flüssigschmelze schwer schmelzend, erhöht man wirksam die Korrosionsbeständigkeit der Legierung. Anders gesagt ist es notwendig, die Legierungszusammensetzungen so zu bestimmen, daß Zunder mit einer solchen Zusammensetzung gebildet wird.
  • (iv) Das lokale Schmelzverhalten von Zunder unterscheidet sich völlig zwischen Fällen, in denen die im anhaftenden Zunder gebildete Flüssigschmelze vorwiegend Sulfate enthält, und Fällen, in denen die darin gebildete Flüssigschmelze vorwiegend Chloride enthält. Obwohl Cr&sub2;O&sub3;, das als wirksamer Schutzzunder gilt, in einer vorwiegend Sulfate enthaltenden Flüssigschmelze schwer zu lösen ist, neigt es zur Lösung in einer vorwiegend Chloride enthaltenden Flüssigschmelze. Zudem beschleunigt Mo das Lösen von Cr&sub2;O&sub3; in der vorwiegend Sulfate enthaltenden Flüssigschmelze, während es eine lösungshemmende Wirkung dafür in der vorwiegend Chloride enthaltenden Flüssigschmelze hat. Da Ni ein niedrigschmelzendes Eutektikum, normalerweise durch Ni-Ni&sub3;S&sub2; dargestellt, in der vorwiegend Sulfate enthaltenden Flüssigschmelze bildet, hat die Zugabe von Ni in großer Menge negative Auswirkungen auf die Korrosionsbeständigkeit. Allerdings hat Ni ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit in der vorwiegend Chloride enthaltenden Flüssigschmelze. Wie zuvor erläutert wurde, gibt es viele Elemente mit gegensätzlichen Wirkungen in einer sulfathaltigen und einer chloridhaltigen Flüssigschmelze. Besonders in einer Abfallverbrennungsumgebung, in der Sulfate und Chloride oft gleichermaßen enthalten sind, ist die Kombination des Bereichs chemischer Komponenten mit Vorteilen für Korrosionsbeständigkeit extrem eingeschränkt.
  • (v) Da SiO&sub2; in Flüssigschmelzen aus sowohl Sulfaten als auch Chloriden schwer zu lösen ist, ist die Si-Zugabe in großer Menge zur besseren Korrosionsbeständigkeit extrem wirksam. Da aber Si ein Element ist, das die Ausfällung der σ- Phase, die eine spröde Phase ist, extrem beschleunigt, wird die Si-Zugabe in großer Menge nur durch Zugeben von Elementen, die die Ausfällung der σ-Phase hemmen, und Optimieren der Erwärmungstemperatur und Abkühlungsgeschwindigkeit im Herstellungsverfahren des Rohrs möglich.
  • (vi) Um die Legierung heißerosionsbeständig zu machen, ist es notwendig, die Matrix zu verstärken und die Bildung von Makroausfällungen einzudämmen. Besonders wenn Carbonitride an den Korngrenzen kontinuierlich ausgefällt werden, dringt der Schmelzzunder selektiv in die Carbonitride ein und erhöht die Korrosionsmenge, Daher muß die Korngrenzenausfällung der Carbonitride unterdrückt werden.
  • Aufgrund dieser Erkenntnisse kam die Erfindung zustande. Im Rahmen der Erfindung wurde die Korrosionsbeständigkeit einer Legierung in einer korrodierenden Umgebung, besonders in einer stark korrodierenden Umgebung, d. h. in einer Umgebung, in der sich Auflösung eines Schutzzunders schwer eindämmen läßt, unter Berücksichtigung der Legierungszusammensetzung untersucht.
  • Absicht der Erfindung war die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit der Legierung durch Optimieren hauptsächlich der Zugabemengen von Cr, Si, Mo und Ni, um die Bildung von δ- Ferrit, Carbonitriden und der σ-Phase zu unterdrücken, sowie Unlöslichmachen eines Schutzoxidfilms zur Korrosionsbeständigkeit gegenüber Salzschmelzen.
  • Zur Gestaltung der Legierungszusammensetzung der Erfindung erfolgten Korrosionstests durch Simulieren von Schmelzzunder, der sich aus niedrigschmelzenden Verbindungen zusammensetzte, die auf der Legierungsoberfläche in einer Umgebung gebildet wurden, in der Kesselrohre zum Einsatz kommen, also in einer Hochtemperatur-Verbrennungsumgebung.
  • In der Schmelzzunder-Simulationsumgebung wurde eine Salzschmelze 1 verwendet, die sich aus 15% NaCl + 15% KCl + 5% CaSO&sub4; + 65% PbCl&sub2; zusammensetzte. Teststücke wurden mit der Salzschmelze 1 so beschichtet, daß eine 1 mm dicke Beschichtung gebildet wurde, und Korrosionstests wurden durch 100-stündiges Halten der Teststücke auf 500ºC durchgeführt.
  • Fig. 1 und 2 zeigen die Testergebnisse mit Vollinien.
  • Fig. 1 zeigt den Einfluß des Cr-Gehalts auf die Korrosionsmenge einer Legierung, die chemische Komponenten hatte, die sich aus Cr-2Si-2Mo-28Ni-Fe zusammensetzten. Ferner zeigt Fig. 2 den Einfluß des Si-Gehalts auf die Korrosionsmenge einer Legierung, die chemische Komponenten hatte, die sich aus 24Cr-Si-2Mo-26Ni-Fe zusammensetzten. Zusätzlich zeigt die punktierte Linie die erwünschte Korrosionsgrenzmenge in der Umgebung, in der die Kesselrohre zum Einsatz kommen.
  • Aus Fig. 1 und 2 geht hervor, daß die Optimalgehalte von Cr und Si 20,0 bis 28,0% bzw. 1,0 bis 2,6% in der Umgebung der Salzschmelze 1 betragen.
  • Anschließend erfolgten Korrosionstests wie in den o. g. Tests mit einer Salzschmelze 2, die sich aus 55% CaCl&sub2; + 20% NaCl + 5% KCl + 20% MgSO&sub4; als Umgebung zusammensetzte, die Schmelzzunder mit einer relativ hohen Konzentration von Sulfaten simulierte. Fig. 3 zeigt die Testergebnisse.
  • Fig. 3 zeigt ein Beispiel für den Einfluß des Ni-Gehalts auf die Korrosionsmenge in Salzschmelzen mit einer etwas hohen Konzentration eines Sulfatsalzes. In den Beispielen kamen Cr-, Si- und Mo-Bestandteile enthaltende Legierungen zum Einsatz, die
  • (Cr + 2Si + 0,5Mo) = 27,0 (%) und
  • 1,1(Cr + 1,5Si + 0,5Mo) - 8 = 23,0%
  • erfüllten, während der Ni-Gehalt variiert wurde.
  • Aus den Ergebnissen zeigt sich, daß jene Legierungen, in denen die Cr-, Si- und Mo-Komponenten durch die o. g. Formeln festgelegt sind, eine verringerte, durch ein Sulfat verursachte Korrosionsmenge zeigen, wenn der Ni-Gehalt mindestens 23,0% und unter 27,0% beträgt, und somit ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit in Salzschmelzen mit etwas hoher Konzentration eines Sulfats zeigen, während die Legierungen eine erhöhte, durch ein Sulfat verursachte Korrosionsmenge zeigen, wenn der Ni-Gehalt mindestens 27,0% beträgt.
  • Als nächstes erfolgten Tests bei 550ºC auf die gleiche Weise wie die o. g. Korrosionstests mit einer Salzschmelze 3, die sich aus 25% NaCl + 25% KCl + 25% Na&sub2;O&sub3; + 25% K&sub2;SO&sub4; zusammensetzte und einer Abfallverbrennungsumgebung entsprach, die etwa die gleichen Mengen von Sulfaten und Chloriden enthält. Fig. 1 und 2 zeigen die Testergebnisse mit punktierten Linien.
  • Fig. 4 zeigt den Einfluß von Mo auf die Korrosionsmenge, wobei Legierungen mit chemischen Zusammensetzungen zum Einsatz kamen, die aus 25Cr-2Si-Mo-25Ni-Fe bestanden.
  • Als Ergebnis dieser intensiven Untersuchungen wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß ein Stahl mit einem Cr-Gehalt von 20,0 bis 28,0%, einem Si-Gehalt von 1,0 bis 2,6%, einem Ni-Gehalt von 18,0 bis 30,0% und einem Mo-Gehalt bis 4,0% hohe Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung hat, in der Sulfate und Chloride koexistieren.
  • Ferner wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß ein Stahl mit einem Cr-Gehalt von 23,0 bis 27,0%, einem Si- Gehalt von 1,6 bis 2,2%, einem Ni-Gehalt von 23,0 bis 27,0% und einem Mo-Gehalt von 2,0 bis 4,0% noch hervorragendere Korrosionsbeständigkeit hat und daß der Stahl ausreichend hohe Korrosionsbeständigkeit in einer Abfallverbrennungsumgebung hat, die etwa die gleichen Mengen von Sulfaten und Chloriden enthält.
  • Bei Gebrauch der Legierung der Erfindung als Kesselrohr muß die Legierung zusätzlich zur o. g. Korrosionsbeständigkeit die durch Ausfällung der δ-Phase und σ-Phase verursachte Beeinträchtigung der Kaltumformbarkeit unterdrücken. Ringfaltschließversuche gemäß den nach JIS G3463 festgelegten Ringfaltversuchen wurden durchgeführt, um die Kaltumformbarkeit der Legierung zu bewerten. In Fig. 5 und 6 sind die Versuchsergebnisse dargestellt.
  • Fig. 5 ist ein Diagramm des Einflusses des Ni-Gehalts und der durch die Formel (1,1 · (Cr + 1,5 Si + 0,5 Mo) - 8) dargestellten Menge auf die Ergebnisse von Ringfaltschließversuchen. Enthält die Legierung mindestens 20% Cr und mindestens 1% Si und hat einen hohen Mo-Gehalt, wird δ-Ferrit gebildet, was die Kaltumformbarkeit senkt. Allerdings ist bereits bekannt, daß wenn Ni ≥ (Cr + 2Si + 0,5Mo) ist, keine Rißbildung auftritt und hohe Kaltumformbarkeit erhalten wird. In der JP-A-7-243007 (Kokai) ist dies offenbart. Das Merkmal der Erfindung besteht in folgendem: In der nachfolgenden Untersuchung wurde festgestellt, daß die Legierung eine Austenitstruktur bewahren kann, keine Risse bildet und hohe Kaltumformbarkeit auch dann zeigt, wenn (Cr + 2Si + 0,5Mo) > Ni ≥ 1,1(Cr + 1,5Si + 0,5Mo) - 8 ist. Da außerdem die Menge von Ni, das relativ teuer ist, in der Legierung der Erfindung gegenüber bereits angewendeten Legierungen gesenkt werden kann, sind die Kosten der Legierung gering. Ferner kann die Korrosionsmenge der Legierung der Erfindung besonders in einer Umgebung unterdrückt werden, wo der Sulfatgehalt etwas hoch ist.
  • Fig. 6 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Ausfällungsmenge der σ-Phase und dem Si-Gehalt unter den Bedingungen jeweiliger Herstellungsverfahren. Zum Einsatz kamen Legierungen mit chemischen Komponenten, die sich aus 24Cr-Si- 2Mo-26Ni-Fe zusammensetzten. Die Bedingungen (drei Bedingungen) des Herstellungsverfahrens waren: Verfahren 1: Erwärmungstemperatur von 1220ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 1,3ºC/s; Verfahren 2: Erwärmungstemperatur von 1180ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 1,3ºC/s; und Verfahren 3: Erwärmungstemperatur von 1220ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 0,8ºC/s. Zusätzlich bildeten sich Risse beim Warmstrangpressen im Verfahren 2. Aus Fig. 6 wird klar, daß bei Herstellung eines Einschicht- bzw. Einlagenrohrs durch ein Warmstrangpreßverfahren der erwünschte Si-Gehalt bis 2,2% beträgt.
  • Beim Gebrauch der Legierung der Erfindung als Kesselrohr muß das Rohr natürlich bis zu einem bestimmten Grad warmfest sein, da das Rohr ein druckbeständiges Teil ist. Die Zugabe von N unterdrückt wirksam das Ausfällen der σ-Phase, die eine drastische Festigkeitsverringerung während der Verwendung bei hoher Temperatur bewirkt.
  • Fig. 7 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Kriechbruchzeit bei 700ºC unter einer Lastspannung von 100 MPa und dem N-Gehalt. Zum Einsatz kamen Legierungen mit chemischen Bestandteilen, die sich aus 25Cr-2Si-3Mo-25Ni-Fe-N zusammensetzten. Aus Fig. 7 geht hervor, daß der optimale N- Gehalt 0,05 bis 0,3% oder daß aus Sicht der Unterdrückung der σ-Phase das Optimum 0,1 bis 0,3% beträgt.
  • Die Legierung der Erfindung muß gegenüber Korrosion und Lochfraßkorrosion beständig sein, die als Ergebnis des Vorhandenseins von Chloriden in Verbrennungsprodukten und einer oxidierenden Umgebung beim Stoppen der Verbrennung in einem Kessel usw. auftreten. Die Verbundzugabe von Cr und Mo unterdrückt Lochfraßkorrosion wirksam. Zur Untersuchung der Auswirkungen wurden Tests der Lochfraßkorrosion in einer 5% FeCl&sub3; enthaltenden Lösung durchgeführt, die ein Verbrennungsprodukt simulierte. Fig. 8 zeigt die Testergebnisse.
  • Fig. 8 ist ein Diagramm der Auswirkungen von Cr und Mo auf die Unterdrückung von Lochfraßkorrosionsbildung. Die Korrosionstests wurden bei 40ºC in einer 5% FeCl&sub3; enthaltenden Lösung durchgeführt. Beträgt der Cr-Gehalt 20,0 bis 28,0%, müssen die folgenden Bedingungen erfüllt sein, um Lochfraßkorrosionsbildung zu unterdrücken: eine Zugabemenge von Mo bis 4% sowie Mo(Cr-18) ≥ 8.
  • Anhand der zuvor beschriebenen Ergebnisse sind die Bereiche der chemischen Bestandteile der Legierung der Erfindung wie folgt festgelegt:
  • C: Carbide werden durch Schmelzzunder so korrodiert, daß sie zu Ausgangspunkten außerordentlicher Korrosion werden. Besonders notwendig ist die Unterdrückung kontinuierlicher Ausfällung von Carbiden an Korngrenzen. Da der Si-Gehalt der Legierung der Erfindung hoch ist, wird die Ausfällung der Carbide beschleunigt. Folglich wird der C-Gehalt bei Herstellung der Legierung reduziert, während seine Obergrenze auf 0,05% beschränkt ist, und Nb wird zugegeben, was die Ausfällung der Carbide an den Korngrenzen unterdrückt. Da C ein Austenit bildendes Element ist, ist es aus Sicht der Unterdrückung der σ-Phasenausfällung ferner erwünscht, daß der Kohlenstoffgehalt mindestens 0,02% beträgt.
  • Si: Si ist ein Element, das Oxid bildet welches geringe Löslichkeiten in Sulfatschmelzen und Chloridschmelzen aufweist und die Heißerosionsbeständigkeit verbessert. Si erhöht zugleich die Aktivität von C in der Legierung und steigert somit die Ausfällung von Carbiden. Außerdem beeinträchtigt Si negativ die Heißerosionsbeständigkeit, indem es als stark Ferrit bildendes Element wirkt, was die Ausfällung von δ- Ferrit erhöht, und die Ausfällung der σ-Phase beschleunigt.
  • Gemäß den Testergebnissen in Fig. 2 beträgt der optimale Si-Gehalt 1,0 bis 2,6%. Stärker erwünscht ist die Si-Zugabe in einer Menge von mindestens 1,6% in einer gleichermaßen Sulfate und Chloride enthaltenden Umgebung sowie die Si-Zugabe in einer Menge über 2,0%, wenn höhere Korrosionsbeständigkeit erforderlich ist. Wird ein Einlagenrohr durch ein Warmstrangpreßverfahren hergestellt, ist es ferner erwünscht, daß die Legierung einen Si-Gehalt bis 2, 2% hat, um die Ausfällung der σ-Phase während der Herstellung zu verhindern, was die Ergebnisse in Fig. 6 zeigen.
  • Si wirkt als Desoxidator bei der Herstellung der Legierung, und Si ist ein Element, das Ferrit stark bildet. Daher ist neben dem o. g. Si-Gehalt der Si-Gehalt durch die folgende Formel eingeschränkt:
  • Ni ≥ 1,1(Cr + 1,5Si + 0,5Mo) - 8.
  • Mn: Mn ähnelt Si darin, daß Mn als Desoxidator bei Herstellung der Legierung zugegeben werden muß. Die Desoxidationswirkung ist verringert, wenn der Mn-Gehalt unter 0,02% liegt, und gesättigt, wenn der Mn-Gehalt 1,0% übersteigt. Folglich ist die Zugabemenge so festgelegt, daß sie mindestens 0,02% und bis 1,0% beträgt.
  • Cr: Cr ist eines der Grundelemente zur Bildung eines korrosionsbeständigen Oxidfilms, der außerordentliche Korrosion unterdrückt, die durch Bildung von niedrigschmelzendem Zunder verursacht wird. Allerdings ist Cr ein Ferrit bildendes Element und bildet δ-Ferrit bei der Herstellung der Legierung. Außerdem ist Cr ein Element, das stark Carbide bildet. Durch δ-Ferrit zusammen mit Carbiden wird außerordentliche Korrosion verursacht. Somit beeinträchtigt übermäßige Cr- Zugabe die Korrosionsbeständigkeit.
  • Gemäß Fig. 1 beträgt der optimale Cr-Gehalt 20,0 bis 28,0%. Allerdings ist ein Cr-Gehalt von mindestens 23,0% aus Sicht einer besseren Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung wünschenswert, die gleichermaßen Sulfate und Chloride enthält. Der Gehalt von Cr, das ein Grundelement zur Bildung der σ-Phase ist, beträgt aus Sicht der Unterdrückung der σ- Phase vorteilhaft 27,0%.
  • Ni: Ni ist ein Element, das einen korrosionsbeständigen Oxidfilm zusammen mit Cr bildet. Jedoch hat die Ni-Zugabe in großer Menge negative Auswirkungen in einer Umgebung, in der eine Sulfatkonzentration im Brennstoff hoch ist. Da Ni ein teurer Bestandteil ist, wird eine notwendige Ni-Mindestmenge zur Wahrung der Austenitstruktur unter der Bedingung zugegeben, daß Cr und Si in Mengen von mindestens 20% bzw. mindestens 1% zugegeben werden. Bei Ni-Zugabe in einer Menge von 18,0 bis 30%, während die zugehörige Formel Ni ≥ 1,1(Cr + 1,5Si + 0,5Mo) erfüllt ist, bilden sich keine Risse, und es kann hohe Kaltumformbarkeit erhalten werden. Erwünscht ist die Ni-Zugabe in einer Menge bis 27,0% aus Sicht der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, die gleichermaßen Chloride und Sulfate enthält, sowie die Zugabe von Ni in einer Menge von mindestens 23% aus Sicht der Unterdrückung der σ-Phase.
  • Mo: Die Verbundzugabe von Cr und Mo ist für die Legierung der Erfindung beim Unterdrücken der Bildung von Lochfraßkorrosion wirksam, die durch in Verbrennungsprodukten vorhandene Chloride und eine oxidierende Umgebung beim Stoppen der Verbrennung in einem Kessel usw. verursacht wird. Zum Erzielen der Wirkung muß der Mo-Gehalt die folgende Formel gemäß Fig. 5 erfüllen:
  • Mo (Cr-18) ≥ 8,
  • während Mo in einer Menge bis 4% zugegeben ist.
  • Ferner bewirkt Mo einerseits die Förderung der Auflösung von Cr&sub2;O&sub3;, wobei es sich um einen Schutzzunder in einer Schmelzsulfatumgebung handelt, und andererseits die Unterdrückung der Auflösung von Cr&sub2;O&sub3; in einer Schmelzchloridumgebung. Somit ist die Zugabe von Mo in einer Menge von 2,0 bis 4,0% in einer gleichermaßen Sulfate und Chloride enthaltenden Umgebung gemäß Fig. 4 vorteilhaft.
  • Nb: Kontinuierliche Ausfällung von Cr-Carbiden an Korngrenzen beeinträchtigt die Heißkorrosionsbeständigkeit. Da der C-Gehalt in der Legierung der Erfindung beschränkt ist, läßt sich ausreichende Korrosionsbeständigkeit erhalten. Nb wird in einer Spurenmenge zugegeben, und Nb-Carbonitride werden innerhalb der Kristallkörner dispergiert und ausgefällt. Damit ist die Bildung von Cr-Carbiden unterdrückt und die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessert. Da aber die Zugabe von Nb in großer Menge die Ausfällung intermetallischer Verbindungen verursacht, verschlechtert sich die Heißkorrosionsbeständigkeit, und die Legierung versprödet im Langzeiteinsatz. Soll Nb zugegeben werden, ist es daher vorteilhaft, Nb in ausreichender Menge zuzugeben, um die Bildung von Cr-Carbiden zu unterdrücken. Da das Gewichtsverhältnis von Nb zu C etwa 8 im Nb-Carbid beträgt, muß zum Erhalten ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit auch nach Nb-Zugabe die Zugabemenge von Nb auf höchstens 0,4% begrenzt sein, und der Nb-Gehalt muß die folgende Formel erfüllen:
  • Nb ≥ 8C.
  • Al: Al wird als Desoxidator bei der Herstellung der Legierung zugegeben. Da die Zugabe von Al in einer großen Menge die Legierung der Erfindung versprödet, wenn die Legierung bei hoher Temperatur über lange Zeit verwendet wird, ist die Zugabemenge auf höchstens 0,05% beschränkt.
  • N: N ist ein wirksames und billiges Austenit stabilisierendes Element. N verbessert die Warmfestigkeit der Legierung, die für ein Kesselrohr notwendig ist, und bewirkt die Unterdrückung der σ-Phasenausfällung, die zu einer Ursache für eine abnehmende Festigkeit der Legierung wird, wenn die Legierung im Langzeiteinsatz verwendet wird.
  • Gemäß Fig. 7 bewirkt N eine bessere Warmfestigkeit, wenn N in einer Menge von mindestens 0,05% zugegeben wird. Außerdem ist die N-Zugabe in einer Menge von mindestens 0,1% aus Sicht der Unterdrückung der σ-Phase erwünscht. Eine übermäßige Zugabe von N führt zur Ausfällung von Nitriden in großer Menge, die außergewöhnliche Korrosion verursachen. Daher ist die Zugabemenge auf bis 0,3% beschränkt.
  • Als nächstes wird das Verfahren zur Herstellung eines Stahlrohrs aus der Legierung der Erfindung erläutert.
  • Ein Knüppel aus der Legierung der Erfindung wird durch ein herkömmliches Schmelzgießverfahren für einen rostfreien Stahl hergestellt. Der Knüppel dient als Material zum Warmstrangpressen in einem Schmiede- oder Gußzustand. Soll ein Einlagenrohr aus der Legierung hergestellt werden, bei der die Si-Zugabemenge groß ist, kann die σ-Phase beim Verfestigen des Knüppels oder Abkühlen nach Schmieden ausgefällt werden. Da die σ-Phase Rißbildung bei Dehnung durch Warmstrangpressen bewirkt, wird der Knüppel mindestens 30 Minuten bei Temperaturen von mindestens 1200ºC erwärmt, damit die σ- Phase ausreichend verschwindet, und sofort gepreßt, um Wiederausfällung zu verhindern. Die Obergrenze der Knüppelerwärmungstemperatur ist auf 1250ºC begrenzt, um Schmelzversprödung zu verhindern. Die σ-Phase kann im Abkühlungsschritt direkt nach Warmstrangpressen ausfällen und Rißbildung bewirken, wenn im nächsten Schritt kaltgezogen wird. Außerdem kann die σ-Phase Rißbildung auch beim Biegen verursachen, selbst wenn das Produkt im Warmstrangpreßzustand verwendet wird. Um das Ausfällen der σ-Phase zu verhindern, wird das gepreßte Produkt mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 1ºC/s abgekühlt, bis die Temperatur 550ºC erreicht, um eine Austenit-Einphasenstruktur zu erzeugen.
  • Die Herstellungsbedingungen basieren auf den Ergebnissen in Fig. 6. Das heißt, Fig. 6 zeigt die Ergebnisse von Untersuchungen zur Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der Ausfällungsmenge der σ-Phase für Knüppel, die durch folgende drei Verfahren hergestellt wurden: Verfahren 1: Knüppelerwärmungstemperatur von 1220ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 1,3ºC/s; Verfahren 2: Knüppelerwärmungstemperatur von 1180ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 1,3ºC/s; und Verfahren 3: Knüppelerwärmungstemperatur von 1220ºC und mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC von 0,8ºC/s. Hatte im Verfahren 1 der Knüppel einen Si-Gehalt bis 2,2%, schied sich die σ- Phase nicht aus, und es kam nicht zu Rißbildung. Im Verfahren 2 erfolgte das Warmstrangpressen, während die σ-Phase infolge einer geringen Erwärmungstemperatur des Knüppels nicht ausreichend verschwand, weshalb es beim Warmstrangpressen zu Rißbildung kam. Da im Verfahren 3 die Abkühlungsgeschwindigkeit gering war, schied sich die σ-Phase beim Abkühlen auch dann aus, wenn der Si-Gehalt etwa 1,0% betrug. In der Erfindung kann jeder bekannte Verfahrensablauf im Abkühlungsschritt bei Temperaturen unter 550ºC und im Umformschritt im Anschluß an das Warmstrangpressen zur Anwendung kommen. Natürlich ist das Herstellungsverfahren der Erfindung nicht auf das Einlagenrohr beschränkt, sondern kann auch auf die Herstellung eines Mehrlagenrohrs angewendet werden.
  • Im folgenden wird das Verfahren zur Herstellung eines Mehrlagenrohrs der Erfindung erläutert.
  • Pulver aus der Legierung der Erfindung für ein Außenrohr wird durch hydraulisches isostatisches Pressen (HIP) mit der Oberfläche eines vorgegebenen rostfreien Stahlknüppels für ein Innenrohr verpreßt, das durch ein herkömmliches Schmelzgießverfahren für den rostfreien Stahl hergestellt wurde. Der Knüppel für ein Doppellagenrohr wird durchwärmt und durch Warmstrangpressen auf eine bestimmte Größe gebracht.
  • Ist das Material für das Außenrohr ein Blech oder Rohr, wird anstelle des Verfahrens zum Pulververpressen durch HIP das Blech mit chemischen Bestandteilen des Außenrohrmaterials um den rostfreien Stahlknüppel für das Innenrohr gewickelt, oder der rostfreie Stahlknüppel wird in das Außenrohrmaterial eingebracht. Danach werden das Außenrohrmaterial und Innenrohrmaterial verschweißt, und ein Mehrlagenstahlrohr wird unter Verwendung des Knüppels für ein Dopppellagenrohr hergestellt, das so durch das o. g. Verfahren produziert wird. Hat die Legierung der Erfindung einen hohen Si-Gehalt, zeigt die Legierung verringerte Warmverformbarkeit, wenn es der herkömmlichen Warmumformung unterzogen wird. Jedoch zeigt die Legierung keine verringerte Warmverformbarkeit beim Strangpressen, wenn Warmstrangpressen durch HIP zum Einsatz kommt.
  • Wird die Legierung der Erfindung für das Mehrlagenstahlrohr verwendet, dient ein Kohlenstoffstahl, ein niedriglegierter Stahl oder rostfreier Stahl, der durch JIS G3461, JIS G3462, JIS G3463 usw. festgelegt ist und für ein Kesselrohr verwendet wird, als Basislagenmaterial, und die Legierung der Erfindung dient als Deckmaterial für die Innen- oder Außenlage, um ein Mehrlagenstahlrohr zu bilden.
  • Natürlich ist das Verfähren zur Herstellung des Mehrlagenstahlrohrs der Erfindung nicht auf das vorgenannte Herstellungsverfahren beschränkt, sondern es können auch andere bekannte Verfahren zur Herstellung eines Verbund- oder Mehrlagenstahlrohrs eingesetzt werden.
  • Praktisch realisieren läßt sich die Erfindung auch durch Herstellen eines Stahlrohrs oder eines Hochtemperaturmaterials mit einer ähnlichen Rohrform, z. B. als Düse mit einem durch Wärmespritzen, z. B. LPPS, hergestellten Mehrlagenobjekt.
    • Beispiele
  • Korrosionstests und Ringfaltschließversuche wurden an Legierungen der Erfindung und Vergleichslegierungen durchgeführt, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Die Herstellung von Prüfmaterialien aus bereits vorgeschlagenen Legierungen und Legierungen der Erfindung (Proben Nr. 1 bis 5) erfolgte durch Herstellen von Doppellagenrohren, die durch HIP-Warmstrangpressen so produziert waren, daß die Rohre jeweils eine 1,5 mm dicke Außenlage hatten. Die Herstellung der Legierungen 6, 7 der Erfindung erfolgte durch Bearbeiten von Blechmaterialien, die durch Vakuumschmelzen, Warmwalzen und Durchführen einer Festlösungs- Wärmebehandlung erhalten wurden, um Bleche mit jeweils 1,5 mm Dicke zu ergeben.
  • In Salzschmelzen-Korrosionstests kamen die folgenden Salzschmelzenmischungen zum Einsatz: eine Salzschmelzenmischung aus 15% NaCl + 15% KCl + 5% CaSO&sub4; + 65% PbCl&sub2; (als Salzschmelze 1 bezeichnet); eine Salzschmelzenmischung aus 55% CaCl&sub2; + 20% NaCl + 5% KCl + 20% MgSO&sub4; (als Salzschmelze 2 bezeichnet); und eine Salzschmelzenmischung aus 25% NaCl + 25% KCl + 25% Na&sub2;SO&sub4; + 25% K&sub2;SO&sub4; (als Salzschmelze 3 bezeichnet). In den Korrosionstests wurden die Salzschmelzen 100 Stunden auf 500ºC (550ºC bei der Salzschmelze 3) gehalten, und die korrodierten Mengen wurden gemessen. Außerdem wurde auf Lochfraßkorrosions mit einer 5% FeCl&sub3; enthaltenden Lösung, Halten bei 40ºC und Beobachten der Probenoberflächen getestet. Die Ringfaltschließversuche wurden gemäß den nach JIS G3463 festgelegten Ringfaltversuchen durchgeführt.
  • Gemäß Tabelle 1 zeigten die Legierungen der Erfindung verringerte Korrosionsmengen unabhängig von den Arten der Salzschmelzenmischungen, keine Lochfraßkorrosionsbildung und keine durch die Ringfaltschließversuche bewirkte Rißbildung. Dagegen zeigten die Vergleichsbeispiele um ein Mehrfaches größere, durch die Salzschmelzen hervorgerufene Korrosionsmengen als die Legierungen der Erfindung, Lochfraßkorrosionsbildung und hohe Rißbildungsverhältnisse infolge der Ringfaltschließversuche im Vergleich mit den Legierungen der Erfindung.
  • Unter Verwendung von Knüppeln mit jeweiligen chemischen Zusammensetzungen der Legierungen 8 bis 12 der Erfindung in Tabelle 1 wurden Legierungsproben durch das Herstellungsverfahren der Erfindung hergestellt (Erwärmungstemperatur der Knüppel: 1220ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 1,3ºC/s (wobei das Verfahren als Verfahren der Erfindung bezeichnet ist)). Unter Verwendung der gleichen o. g. Knüppel erfolgte die Herstellung von Legierungsproben durch Verfahren, die sich von dem der Erfindung unterschieden (Knüppelerwärmungstemperatur: 1180ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 1,3ºC/s (als Vergleichsverfahren 1 bezeichnet); Knüppelerwärmungstemperatur: 1220ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 0,83ºC/s (als Vergleichsverfahren 2 bezeichnet)). Ringfaltschließversuche wurden an Legierungsproben im Zustand nach Warmstrangpressen dieser Legierungsproben durchgeführt.
  • Gemäß Tabelle 2 ist bei Anwendung des Verfahrens der Erfindung verhindert, daß die Legierungen der Erfindung Rißbildung beim Warmstrangpressen und anschließenden Kaltumformen zeigen.
  • Werden andererseits die Legierungen der Erfindung anderen Verfahren als den Verfahren der Erfindung unterzogen, können diese Legierungen Risse beim Warmstrangpressen und Kaltumformen bilden. Tabelle 1-1 Tabelle 1-1 (Fortsetzung)
  • Anmerkungen:
  • Leg. d. Erf. = Legierung der Erfindung
  • *Salzschmelze 1: 15% NaCl + 15% KCl + 5% CaSO&sub4; + 65% PbCl&sub2;
  • #Salzschmelze 2: 55% CaCl&sub2; + 20% NaCl + 5% KCl + 20% MgSO&sub4;
  • &spplus;Salzschmelze 3: 25% NaCl + 25% KCl + 25% Na&sub2;SO&sub4; + 25% K&sub2;SO&sub4; Tabelle 1-2 Tabelle 1-2 (Fortsetzung)
  • Anmerkungen:
  • Leg. d. Erf. = Legierung der Erfindung
  • Vergl.-Legier. = Vergleichslegierung
  • *Salzschmelze 1 : 15% NaCl + 15% KCl + 5% CaSO&sub4; + 65% PbCl&sub2;
  • #Salzschmelze 2 : 55% CaCl&sub2; + 20% NaCl + 5% KCl + 20% MgSO&sub4;
  • &spplus;Salzschmelze 3 : 25% NaCl + 25% KCl + 25% Na&sub2;SO&sub4; + 25% K&sub2;SO&sub4; Tabelle 2
  • Anmerkungen:
  • Verfahren der Erfindung: Erwärmungstemperatur der Knüppel: 1220ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 13ºC/s
  • Vergleichsverfahren 1: Knüppelerwärmungstemperatur: 1180ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 1,3ºC/s
  • Vergleichsverfahren 2: Knüppelerwärmungstemperatur: 1220ºC, mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 550ºC: 0,83ºC/s
  • Die Erfindung stellt eine Legierung, ein Einlagenrohr und ein Mehrlagenrohr mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung bereit, in der Brennstoff minderwertiger Qualität, z. B. Na-, K-, S- und Cl-haltiger, sowie Abfall, z. B. Gewerbeabfall, Siedlungsabfall und Klärschlamm, verfeuert werden. Dadurch ermöglicht die Erfindung, ein Ofenwandrohr, ein Dampfüberhitzerrohr u. ä. mit hoher Korrosionsbeständigkeit in dieser Umgebung bereitzustellen.

Claims (6)

1. Legierung mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, wobei die Legierung gewichtsbezogen aufweist: bis 0,05% C, 1,0 bis 2,6% Si, 0,02 bis 1,0% Mn, 23,0 bis 27,0% Cr, 18,0 bis 30,0% Ni, bis 4,0% Mo, bis 0,05% Al, 0,05 bis 0,30% N, optional bis 0,4% Nb in einer Nb ≥ 8C erfüllenden Menge und als Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, und die folgenden Formeln erfüllt:
(Cr + 2Si + 0,5Mo) ≥ Ni ≥ 1,1(Cr + 1,5Si + 0,5Mo) - 8
und
Mo(Cr - 18) ≥ 8.
2. Legierung nach Anspruch 1 mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, wobei die Legierung gewichtsbezogen 0,10 bis 0,30% N aufweist.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2 mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, wobei die Legierung gewichtsbezogen 0,02 bis 0,05% C, 1,60 bis 2,2% Si, 23,0 bis 27,0% Cr, 23,0 bis 27,0% Ni und 2,0 bis 4,0% Mo aufweist.
4. Stahlrohr mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, wobei das Stahlrohr die Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3 aufweist.
5. Mehrlagiges Stahlrohr mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, wobei das mehrlagige Stahlrohr aufweist: ein durch JIS G3461, G3462, G3463 dargestelltes normiertes Kesselrohr als Basislagenmaterial und eine Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3 als Innen- oder Außenlagenmaterial.
6. Verfahren zur Herstellung eines Stahlrohrs mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit in einer Umgebung, in der Brennstoff minderwertiger Qualität und Abfall verfeuert werden, mit den folgenden Schritten: Erwärmen eines Knüppels aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3 auf eine Temperatur von 1200 bis 1250ºC, Dehnen des Knüppels durch Warmstrangpressen, und Abkühlen des gedehnten Produkts auf 550ºC mit einer Geschwindigkeit von mindestens 1ºC/s, um eine Austenit- Einphasenstruktur zu bilden.
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