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GEGENSTAND
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ferritischen, wärmebeständigen Stahl. Im Detail betrifft
sie ferritischen, wärmebeständigen Stahl,
der für
Anlagen geeignet ist, die unter Hochtemperatur- und Hochdruck-Bedingungen
arbeiten, wie beispielsweise Kessel, Anlagen in der chemischen Industrie,
usw. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ferritischen,
wärmebeständigen Stahl,
der sich durch eine außerordentliche
Oxidationsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen auszeichnet, insbesondere durch eine hohe
Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation,
die sich bei hohen Temperaturen von mehr als 630 °C nicht verschlechtert,
und der darüber
hinaus eine hohe Kriechfestigkeit aufweist, die vergleichbar ist
mit der von gewöhnlichem
Stahl.
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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Im
Allgemeinen ist es notwendig, dass wärmebeständiger Stahl zum Einsatz für hochtemperatur-
und druckbeständige
Anlagenteile von Kesseln, Atomkraftwerken und anderen Anlagen in
der chemischen Industrie Hochtemperaturfestigkeit, Widerstandsfähigkeit,
Hochtemperatur-Korrosionsbeständigkeit,
Oxidationsbeständigkeit
usw. aufweist. Aus diesem Grund wurde für diese Anwendungsbereiche
bislang Austenit-Edelstahl, wie beispielsweise JIS-SUS321H, JIS-SUS347H,
usw.; niedriglegierter Stahl, wie beispielsweise JIS-STBA24 (2·1/4 CR – 1 Mo Stahl),
usw.; und hochferritischer Stahl vom 9 bis 12 Cr-Typ, wie beispielsweise
JIS-STBA26 (9 CR – 1
Mo Stahl) eingesetzt.
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Unter
all diesen gelangte weitestgehend ferritischer Stahl mit hohem Cr-Gehalt
zum Einsatz, da er diverse Vorteile besitzt. Insbesondere weist
er im Temperaturbereich zwischen 500 und 650 °C eine höhere Festigkeit und eine höhere Witterungsbeständigkeit
auf als niedriglegierter Stahl, und ist zudem kostengünstiger. Des
weiteren zeigt ferritischer Stahl mit hohem Cr-Gehalt eine gute Beständigkeit
gegenüber
thermischer Ermüdung
aufgrund seiner hohen thermischen Leitfähigkeit und der geringen thermischen
Ausdehnung, während
er umgekehrt kaum zum Abblättern
neigt oder spannungsinduziertem Verschleiß unterliegt.
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Andererseits
werden in den neueren Kraftwerken die Kessel unter hohem Druck und
hohen Temperaturen betrieben, mit der Zielsetzung, deren thermischen
Wirkungsgrad zu erhöhen.
Gegenwärtig
werden die Kessel in derartigen Anlagen unter überkritischen Druckverhältnissen
bei 538 °C
und 246 atm betrieben; zukünftig
werden sie jedoch ultra-überkritischen
Druckverhältnissen
bei 630 °C
und 350 atm ausgesetzt. Aus diesem Grund ist ein Kesselstahl erforderlich,
der eine extrem hohe Leistungsfähigkeit
aufweist. Herkömmlicher ferritischer
Stahl mit hohem Cr-Gehalt kann diesen Erfordernissen einer hohen
Oxidationsbeständigkeit,
insbesondere der Beständigkeit
gegenüber
Wasserdampf-Oxidation und einer Langzeit-Kriechfestigkeit nicht mehr
genügen.
Wenn die Beständigkeit
gegenüber
Wasserdampf-Oxidation im Kessel unzureichend ist, bilden sich Oxidationsfilme
an den inneren Oberflächen
der Stahlleitungen im Kessel, durch die der Hochtemperatur-Wasserdampf
geleitet wird. Wenn diese Oxidationsfilme eine bestimmte Filmdicke
erreicht haben, lösen
sie sich aufgrund der thermischen Beanspruchung ab, die durch Temperaturveränderungen
im Kessel verursacht wird, und verstopfen so die Stahlleitungen.
Temperaturveränderungen
treten ein, wenn beispielsweise im Betrieb befindliche Kessel abgeschaltet
werden. Aus diesem Grund ist es wichtig, Wasserdampf-Oxidationsvorgänge in Stahlleitungen
zu vermeiden, insbesondere um dem Ablösen der Oxidationsfilme vorzubeugen.
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Als
ein geeignetes Material, das obige Erfordernisse erfüllt, ist
Austenit-Edelstahl bekannt. Allerdings ist Austenit-Edelstahl teuer
und sein Einsatz in Industrieanlagen ist aus ökonomischen Gründen eingeschränkt. Zusätzlich besitzt
Austenit-Edelstahl einen hohen thermischen Expansionskoeffizienten,
was dazu führt,
dass dieser Stahl einer hohen thermischen Beanspruchung ausgesetzt
ist, wenn es beim Abschalten der Anlage oder ähnlichem zu Temperaturänderungen
kommt. Aus diesen Gründen
ist der Einsatz von Austenit-Edelstahl in Produktionsanlagen problematisch
wegen der Schwierigkeiten, die sich bei der Auslegung und dem Betrieb
der damit ausgestatteten Anlagen ergeben. Es ist daher wünschenswert,
die Leistungsfähigkeit von
ferritischen Stahl zu verbessern, und ein Material zu entwickeln,
das einen niedrigen thermischen Expansionskoeffizienten aufweist
und zudem kostengünstiger
ist.
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Um
diese Erfordernisse zu erfüllen,
wurden in letzter Zeit unterschiedliche Arten ferritischer wärmebeständiger Stähle entwickelt.
Zum Beispiel wird in der japanische Offenlegungsschrift (JP-A) Hei-3-097832
ein Cu-haltiger, wärmebeständiger Stahl
mit hohem Cr-Gehalt offenbart, in dem der W-Gehalt höher ist
als jener von herkömmlichem
Stahl. Dem Stahl wird Cu zugesetzt, um dessen Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit zu
verbessern. In JP-A Hei-4-371551
und Hei-4-371552 wird ebenfalls ein wärmebeständiger Stahl mit hohem Cr-Gehalt
offenbart. In diesem wird das Verhältnis Mo/W optimiert, und es
werden sowohl Co als auch B zugesetzt, um die Hochtemperatur-Festigkeit
und Widerstandsfähigkeit
des Stahls zu erhöhen.
Obwohl deren Hochtemperatur-Kriechfestigkeit durch den Zusatz großer Mengen
an W erhöht
wird, sind diese Stähle
immer noch problematisch, da es durch diesen Zusatz zu einer Abnahme
ihrer Widerstandsfähigkeit
kommt, der nicht zu vermeiden ist. Der Grund dafür ist, dass W wie Mo und Cr
ein ferritbildendes Element ist, und deshalb ein d-Ferrit ausbildet,
wenn es in einer derart großen
Menge zugesetzt wird, wodurch die Widerstandsfähigkeit des W-haltigen Stahls
absinkt.
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Zur
Lösung
dieses Problems ist es am wirksamsten, ein martensitisches Einphasensystem
im Stahl zu erzeugen. Um dies zu erreichen, kann man beispielsweise
die Menge des dem Stahl zugesetzten Cr verringern, wie es in JP-A
Hei-5-263195 usw. offenbart ist, und dem Stahl eine große Menge
austenitbildender Elemente, wie Ni, Cu, Co und ähnlichen zusetzen, wie es in
JP-A Hei-5-311342, Hei-5-311343, Hei-5-311344, Hei-5-311345, Hei-5-311346
usw. offenbart wird. Durch die vorgeschlagenen Techniken soll die
Widerstandsfähigkeit
des Stahls verbessert werden.
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Allerdings
kann der oben in JP-A Hei-5-263195 offenbarte Stahl keine einwandfreie Oxidfilmstruktur ausbilden,
da Mo in eine im Wesentlichen aus Cr bestehende Struktur eingefügt wird.
Deshalb weist er eine geringere Wasserdampf-Oxidationsbeständigkeit
auf. Um wiederum dieses Problem zu lösen, wurde in JP-A Hei-8-85847
der Vorschlag gemacht, kein oder nur wenig Mo dem W-haltigen Stahl
zuzugeben. Im offenbarten Stahltyp ist W ein wichtiger Bestandteil,
der zu dessen Festigkeitsverbesserung zugefügt wird. Da er jedoch große Mengen
an Ni und Cu enthält,
ist dieser Stahl immer noch wenig zufriedenstellend, ebenso wie
der Stahl, der in JP-A Hei-5-311342 offenbart wird, in dem die Oxidstruktur,
im Wesentlichen bestehend aus Cr2O3, verändert
wird, was sich jedoch durch eine unzureichende Wasserdampf-Oxidationsbeständigkeit
manifestiert.
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Andererseits
weist Ferritstahl mit hohem Cr-Anteil, wie er in JP-A-5-311342 und
anderen Schriften offenbart wird, einen niedrigen A1- und A3-Übergangspunkt
auf, da er große
Mengen an Ni, Cu, usw. enthält. Aus
diesem Grund ist die Erweichungsbeständigkeit dieses Stahls beim
Tempern gering, und es kommt darüber
hinaus zur schnellen Aggregation der Carbide und Nitride im Stahl,
so dass sie als große,
grobkörnige
Partikel vorliegen. Deshalb ist die Langzeit-Kriechfestigkeit dieses Stahls gering.
Darüber
hinaus verändern
Ni, Cu und andere Elemente, die dem Stahl zugegeben werden, die
Oxidschicht, die dem Stahl eine spröde Struktur verleiht, wie es
beim wärmeresistenten
Stahl der Fall ist, der in JP-A Hei-5-263196 offenbart ist, wodurch
dessen Wasserdampf-Oxidationsbeständigkeit verschlechtert wird.
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Wie
oben gezeigt werden konnte, ist bislang kein ferritischer wärmeresistenter
Stahl bekannt, der eine ausreichende Oxidationsbeständigkeit,
insbesondere eine ausreichende Beständigkeit gegen Wasserdampf-Oxidation,
besitzt, um dem Einsatz unter ultra-überkritischen Bedingungen bei
hohen Temperaturen und in hohen Druckbereichen zu genügen.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung wurde in Anbetracht der gegenwärtigen Situation,
wie sie oben erläutert wurde,
gemacht und betrifft einen ferritischen Stahl, der frei ist von
den Nachteilen herkömmlicher
ferritischer Stähle
aus dem Stand der Technik. Insbesondere liegt die Aufgabe der vorliegenden
Erfindung in der Bereitstellung eines ferritischen Stahls, dessen
Wasserdampf-Oxidationsbeständigkeit
sich auch bei hohen Temperaturen von mehr als 630 °C nicht verschlechtert,
und der eine hohe Kriechfestigkeit aufweist.
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Um
obige Probleme zu lösen,
stellt die vorliegende Erfindung gemäß Anspruch 1 einen ferritischen, wärmebeständigen Stahl
mit guter Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation und hoher Langzeit-Kriechfestigkeit
zu Verfügung,
umfassend 0,06 bis 0,18 Gew.-% C, 0 bis 1,0 Gew.-% Si, 0,05 bis
1,5 Gew.-% Mn, höchstens
0,030 Gew.-% P, höchstens
0,05 Gew.-% S, 8,0 bis 13,0 Gew.-% Cr, 0 bis 4,0 Gew.-% W, 0 bis
2,0 Gew.-% Mo, mit der Maßgabe,
dass W + 2 Mo ≤ 4,0
Gew.-%, 0,02 bis 0,14 Gew.-% Nb, 0,10 bis 0,50 Gew.-% V, 0 bis 0,10
Gew.-% N, 0 bis 0,01 Gew.-% B, höchstens
0,010 Gew.-% O und 0 bis 0,050 Gew.-% lösliches Al; Rh und/oder Ir
in einer Gesamtmenge von 0,3 bis 5,0 Gew.-%; und eine Differenzmenge
auf 100 Gew.-% an Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen vorliegen.
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Die
Erfindung betrifft weiterhin folgende Ausführungsformen:
einen ferritischen,
wärmebeständigen Stahl
nach Anspruch 1, enthaltend Rh und/oder Ir in einer Menge von 0,3
bis 5,0 Gew.-% Rh und 0,6 bis 5,0 Gew.-% Ir und in einem Verhältnis von
0,3 Gew.-% ≤ Rh
+ (1/2) Ir ≤ 5,0 Gew.-%
als Anspruch 2; und
einen ferritischen, wärmebeständigen Stahl nach Anspruch
1 oder 2, worin durch Zugabe von Rh und/oder Ir die Lattenstruktur
verfeinert und die Martensitphase verfestigt ist, als Anspruch 3.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ABBILDUNGEN
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1 zeigt
einen Querschnitt der erfindungsgemäßen Stahlprobe, die graphisch
die relationale Struktur der Oxidpartikel im Stahl und den Oxidfilm
darstellt, der sich auf dem Stahl ausbildet.
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2(A) zeigt den Querschnitt einer herkömmlichen
Stahlprobe, in welcher sich der Oxidfilm aufgrund von Leerstellen
in der Struktur ablöst;
und 2(B) zeigt den Querschnitt der
erfindungsgemäßen Stahlprobe,
in der sich der gebildete Oxidfilm aufgrund der vorhandenen Oxidpartikel
nicht ablösen
kann.
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Darin
bedeutet 1 die äußere Oxidschicht, 2 die
innere Oxidschicht, 3 den Stahl, 4 die Oxidpartikel,
und 5 die Leerstellen.
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BESCHREIBUNG
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung ist durch die Eigenschaftsmerkmale gekennzeichnet,
die oben beschrieben sind. Die Problematik von Stahl mit geringer
Oxidationsbeständigkeit
besteht darin, dass die an den inneren Oberflächen der Stahlleitungen gebildeten
Oxidfilme abblättern,
sich in den Stahlleitungen absetzen und diese verstopfen, und dass
die abgeblätterten
Oxidfilme in den Stahlleitungen verstreut werden und so den nachfolgenden
Anlagenteil erodieren. Vor diesem Hintergrund wurde die vorliegende
Erfindung gemacht, und sie betrifft, wie oben erwähnt, die
homogene Bildung ultrafeiner Oxidpartikel der Teilchengröße von höchstens
1 μm in
und/oder im Bereich der Grenzfläche
zwischen dem Oxidfilm, der sich auf der Stahloberfläche gebildet
hat und dem Stahl als solchem, wodurch die Adhäsion zwischen dem Oxidfilm
und der Stahloberfläche
verbessert wird.
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Es
ist bekannt, dass durch die Zugabe großer Mengen an Cr oder Si zur
Erhöhung
des Cr- oder Si-Gehalts im Stahl die Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit
des Stahls verbessert werden kann. Allerdings weist Stahl mit hohem
Cr-Gehalt den Nachteil auf, dass dessen Widerstandsfähigkeit
durch die Bildung von d-Ferrit erniedrigt wird. Aus diesem Grund
werden dem gewöhnlichen
Stahl mit hohem Cr-Gehalt austenitstabilisierende Elemente, wie
Ni, Co, Cu oder dergleichen zugesetzt. Der Zusatz dieser Elemente
ist jedoch unvorteilhaft, weil sich auf Stahl, der diese Elemente
enthält,
kein stabiler Oxidfilm ausbilden kann, was dazu führt, dass
die Oxidationsbeständigkeit
des Stahls herabgesetzt ist. Andererseits ist Stahl mit hohem Si-Gehalt ebenso
nachteilig, da sich Oxidfilme dieser Stahlart leicht ablösen, obwohl
dessen Verschleiß verzögert ist.
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Vor
diesem Hintergrund haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung
die Struktur von Oxidfilmen auf unterschiedlichen Stahlarten und
ebenso die Struktur der Oxidfilm/Stahl-Grenzfläche dieser Proben untersucht,
und haben daraus die nachfolgenden Erkenntnisse gewonnen. Auf der
Grundlage dieser Erkenntnisse wurde die vorliegende Erfindung erstellt.
- (1) Feine Oxidpartikel können, falls sie in und/oder
im Bereich der Grenzfläche
zwischen einer Metalloberfläche
und dem darauf gebildeten Oxidfilm vorliegen, insbesondere im Bereich
direkt unterhalb des Filmes, den Platz der Lücken im Film einnehmen und
können
zusätzlich
als Sperre fungieren und so die Entwicklung von Leerstellen in der
Grenzfläche
verhindern. Darüber
hinaus wird die Adhäsion
zwischen dem Film und dem Stahl durch den Brückeneffekt dieser Partikel
verbessert, wodurch ein Abschälen
des Films verhindert wird.
- (2) Wenn im Bereich direkt unterhalb des Filmes allerdings zu
große
Oxidpartikel gebildet werden, können sie
dessen Ablösung
nicht mehr verhindern. Deshalb gibt es keinen großen Unterschied
darin, ob diese großen
Oxidpartikel vorhanden sind oder nicht. Basierend auf diesen Ergebnissen,
stellt die vorliegende Erfindung einen ferritischen wärmebeständigen Stahl
zur Verfügung,
der sich durch eine gute Oxidationsbeständigkeit und eine hohe Kriechfestigkeit
auszeichnet, sogar bei hohen Temperaturen von 600 °C und mehr.
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Der
Inhalt der Erfindung wird im nachfolgenden detailliert beschrieben.
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Oxidausfällungen
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Der
wesentliche Grund für
die Ablösung
des Oxidfilmes ist die thermische Spannung aufgrund von Temperaturänderungen
im Stahl. Die thermische Spannung steigt mit der Zunahme des Oxidfilmes
auf dem Stahl, d.h. mit der Zunahme der Filmdicke. Wenn die thermische
Spannung die Adhäsion
(Haftung) zwischen dem Film und dem darunterliegenden Stahl übersteigt,
kommt es zur Ablösung
des Films von der Stahloberfläche.
Deshalb kann durch Erhöhung
der Haftung des Films auf dem Stahl vermieden werden, dass es zur Ablösung des
Films kommt.
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Eine
erhöhte
Filmhaftung wird im Allgemeinen durch Verdichtung des Oxidfilmes
erreicht, wodurch die Bildung von Lücken und Poren in der Grenzfläche zwischen
Oxidfilm und Stahl erschwert wird. Im Widerspruch dazu offenbart
die vorliegende Erfindung jedoch, dass Feinpartikel in der Grenzfläche zwischen
Oxidfilm und Stahl gebildet werden, die jedoch als Sperre die Ablösung des
Films im Grenzflächenbereich
verhindern, indem die Lückenbildung
unterbinden.
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Der
Präventionseffekt
des Ablösevorgangs
gemäß der vorliegenden
Erfindung kann folgendermaßen interpretiert
werden:
Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden die Oxide durch innere Oxidationsvorgänge des
Stahls gebildet, wobei die Oxidschicht, die auf dem Stahl (3)
gebildet wird, eine Struktur aufweist, die sich aus einer äußeren Oxidschicht
(Fe-Oxiden) (1) und einer inneren Oxidschicht (Fe-Cr-Oxide)
(2) zusammensetzt, wie es in 1 dargestellt
ist. Die feinen Oxidpartikel (4) befinden sich im Bereich
der Grenzfläche
zwischen dem Oxidfilm und der Stahloberfläche.
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Es
wird vermutet, dass bei herkömmlichem
Stahl die in der Oxidschicht vorhandenen Poren an der Grenzfläche zwischen
dem Oxidfilm und der Stahloberfläche
aggregieren und so Leerstellen (5) ausbilden, wie es in 2(A) dargestellt ist. Die Leerstellen
(5) wiederum verbinden sich gegenseitig, so dass es zur
Ablösung
des Oxidfilms kommt. Falls jedoch feine Oxidpartikel im Bereich
der Grenzfläche
zwischen dem Oxidfilmschichten (1) (2) und der
Stahloberfläche
(3) vorhanden sind, insbesondere in der Region direkt unterhalb
der Oxidschicht (2), dann können diese die bestehenden
Lücken
füllen
und können
sogar als Barriere eine weitere Verknüpfung von Leerstellen (5)
verhindern. Zusätzlich
können
die Partikel eine mechanische Anbindung der Oxidschicht an die Stahloberfläche bewirken,
wodurch vermieden wird, dass die Oxidschicht Lücken aufweist oder sich ablöst.
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Die
vorhandenen Oxidpartikel der Teilchengröße von höchstens 1 μm, bevorzugt von höchstens
0,5 μm,
in und/oder im Bereich der Grenzfläche zwischen dem Oxidfilm und
der Stahloberfläche
verhindern ein Ablösen
des Oxidfilms und erfüllen
so ihren eigentlichen Zweck. Sind allerdings im Grenzflächenbereich
Oxidpartikel der Teilchengröße von 3 μm oder mehr
vorhanden, erfüllen
sie diesen Zweck nicht mehr, sondern beschleunigen im Gegenteil
die Ablösung
des Oxidfilms.
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Stahlzusammensetzung
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- (1) Cr: Im Allgemeinen setzt sich der Oxidfilm,
der sich auf ferritischem, wärmebeständigen Stahl
bildet, aus einer äußeren Oxidschicht,
die im Wesentlichen aus Fe-Oxiden besteht, und einer inneren Oxidschicht,
die im Wesentlichen aus Cr-Oxiden oder Fe-Cr-Oxiden besteht, zusammen.
Die Stabilisierung des einwandfreien Cr2o3-Filmes ohne diesen abzulösen ist
ein wirksames Mittel zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit
des Stahls. Unter diesem Gesichtspunkt ist Cr ein wichtiger Legierungsbestandteil
in der vorliegenden Erfindung. Die Menge, mit der Cr dem Stahl zugesetzt
werden muss, darf nicht kleiner sein als 8,0 Gew.-%, damit sich
ein einwandfreier Oxidfilm ausbilden kann. Übersteigt allerdings die zugefügte Menge den
Gehalt von 13,0 Gew.-%, so führt
der hohe Cr-Anteil zur Ausbildung eines d-Ferrits, wodurch sich
die Eigenschaften des Stahls, einschließlich dessen Widerstandsfähigkeit,
stark verschlechtern. Aus diesem Grund liegt der Cr-Gehalt des Stahls
in der vorliegenden Erfindung bevorzugt zwischen 8,0 und 13,0 Gew.-%.
Die
anderen Elemente werden dem Stahl gemäß dem Stand der Technik zugesetzt,
damit dieser die erforderliche Leistungsfähigkeit wie Kriechfestigkeit
und Widerstandsfähigkeit
aufweist. Dementsprechend werden sie in einer dem Fachmann bekannten
Menge eingesetzt.
- (2) C: C ist ein Element, dass Carbide MC unterschiedlicher
Art ausbilden kann [wie beispielsweise in Form von Carbonitriden,
M(C, N), in denen M ein Legierungselement darstellt], M7C3, M6C und M23C6, die einen großen Einfluss
auf die Stahleigenschaften ausüben.
Insbesondere feine Carbidpartikel von VC, NbC und dergleichen scheiden
sich im Stahl während dessen
Gebrauch ab, und tragen zur Erhöhung
der Langzeit-Kriechfestigkeit des Stahls bei. Damit diese feinen
Carbidpartikel wirksam zur Verstärkung
des Stahls ausgefällt
werden, darf der C-Gehalt im Stahl nicht kleiner sein als 0,06 Gew.-%.
Liegt der C-Gehalt jedoch oberhalb von 0,18 Gew.-%, wird der C bereits
in frühen
Stadien des Einsatzes große
und grobkörnige
Carbidaggregate ausbilden und dadurch die Langzeit-Kriechfestigkeit
des Stahls erniedrigen. Deshalb ist es am geeignetsten, wenn der
C-Gehalt auf den Bereich zwischen 0,06 und 0,18 Gew.-% festgelegt
wird.
- (3) Si: Si ist ein wirksames Element zur Inertisierung der Stahlschmelze
und zur Verbesserung der Hochtemperatur-Beständigkeit des Stahls gegen Wasserdampf-Oxidation.
Allerdings erniedrigen zu hohe Mengen an Si die Widerstandsfähigkeit
des Stahls. Aus diesem Grund wird der Si-Gehalt im Stand der Technik auf
den Bereich zwischen 0,01 und 1,0 Gew.-% festgelegt. Dementsprechend
wird auch in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze des Si-Gehalts auf 1,0 Gew.-%
gesetzt.
- (4) Mn: Mn wird dem Stahl zur Inertisierung und zur Entschwefelung
der Stahlschmelze zugesetzt. Darüber hinaus
ist Mn wirksam zur Erhöhung
der Kurzzeit-Kriechfestigkeit des Stahls unter hoher Belastung.
Um diesen Effekt zu erreichen, muss die Menge des zugesetzten Mn
mindestens 0,05 Gew.-% betragen. Andererseits ist bekannt, dass
eine Mn-Menge, die 1,6 Gew.-% übersteigt,
die Widerstandsfähigkeit
des Stahls erniedrigt. Deshalb ist es am geeignetsten, wenn der
Mn-Gehalt auf den Bereich zwischen 0,05 und 1,5 Gew.-% festgelegt
wird.
- (5) Mo, W: Mo ist wirksam zur Erhöhung der Lösungsbeständigkeit des Stahls. Darüber hinaus
stabilisiert dieses Element das Carbid M23C6 und erhöht
die Hochtemperaturbeständigkeit
von Stahl. Wird Mo jedoch in einer Menge von mehr als 2 Gew.-% zugesetzt,
so begünstigt
es die Bildung von d-Ferrit, während
es gleichzeitig die Abscheidung und Aggregation von M6C
und Lavesphasen begünstigt,
wodurch es zur Bildung großer
und grobkörniger
Partikel kommt. Deshalb wird die Obergrenze des Mo-Gehalts auf 2,0 Gew.-%
festgelegt. Ebenso wie Mo ist auch W wirksam zur Erhöhung der
Lösungsbeständigkeit
des Stahls. Zusätzlich
trägt es
zur Abscheidung feiner M23C6-Partikel
bei, während
es die Aggregation der Carbide zu großen und grobkörnigen Partikeln
verhindert. Aufgrund dieser Wirkungsweisen erhöht W weitestgehend die Hochtemperaturbeständigkeit
und die Langzeit-Kriechfestigkeit des Stahls. Wird W jedoch in einer
Menge von mehr als 4 Gew.-% zugesetzt, so kommt es oft zur Bildung
von d-Ferrit und
grobkörnigen
Lavesphasen, wodurch die Widerstandsfähigkeit des Stahls erniedrigt
wird. Deshalb ist es am geeignetsten, wenn die Obergrenze des W-Gehalts
auf 4,0 Gew.-% festgelegt wird. Werden Mo und W gleichzeitig dem
Stahl zugefügt,
ist es am geeignetsten, wenn die Gesamtmenge von W + 2 Mo auf 4,0
Gew.-% festgelegt wird.
- (6) V: V ist ein Element, das feine Carbid-, Nitrid- und Carbonitridpartikel
ausbildet und zur Erhöhung
der Kriechfestigkeit des Stahl beiträgt. Um diesen Effekt zu erreichen,
muss die Menge des zugesetzten V mindestens 0,10 Gew.-% betragen.
Wird V jedoch in einer Menge von mehr als 0,50 Gew.-% zugesetzt,
geht die Wirksamkeit dieses Elements verloren, da der Effekt von
V bis zu einem Gehalt von 0,50 Gew.-% gesättigt ist. Deshalb ist es am
geeignetsten, wenn der V-Gehalt auf den Bereich zwischen 0,10 und
0,50 Gew.-% festgelegt wird.
- (7) Nb: Nb wird in Stahl in Form von Carbiden, Nitriden und
Carbonitriden abgeschieden und erhöht dadurch die Hochtemperaturbeständigkeit
des Stahls. Zusätzlich
verfeinert es die Mikrostruktur des Stahls, wodurch die Widerstandsfähigkeit
des Stahls erhöht
wird. Daher wird als Untergrenze ein Nb-Gehalt von 0,02 Gew.-% angegeben,
der im Stahl vorhanden sein sollte. Allerdings wird vermutet, dass
bei einem Nb-Gehalt von 0,15 % und mehr, Nb nicht mehr vollständig in
die Stahlmatrix eindringen und eine feste Phase bei Normaltemperatur
ausbilden kann, und aus diesem Grund sein ursprünglicher Effekt, die Festigkeit
des Stahls zu erhöhen,
nicht mehr gegeben ist. Dementsprechend sollte der Nb-Gehalt auf
den Bereich zwischen 0,02 und 0,14 Gew.-% festgelegt werden.
- (8) N: N ist ein Element, das Nitride und Carbonitride bildet
und so die Kriechfestigkeit des Stahls erhöht. Im Allgemeinen wächst allerdings
die Partikelgröße der Nitride
bei einem N-Gehalt
von höher
als 0,1 Gew.-% stark an, so dass es zur Bildung großer und
grobkörniger
Partikel kommt, die wiederum die Widerstandsfähigkeit des Stahls erniedrigen.
Aus diesem Grund ist die Obergrenze des N-Gehalts bevorzugt auf 0,1
Gew.-% festgelegt.
- (9) Es ist bekannt, dass B wirksam darin ist, die intergranuläre Stärke des
Stahls zu erhöhen
und die M23C6-Carbide
fein im Stahl zu dispergieren; dies trägt zur Erhöhung der Hochtemperaturbeständigkeit
des Stahls bei und ist wirksam bei der Verbesserung des Verhaltens
von Stahl beim Abschrecken. Es ist ebenso bekannt, dass es bei zu
hohem B-Gehalt von größer als
0,01 Gew.-% zur Bildung großer
und grobkörniger B-haltiger
Ausfällungen
kommt, wodurch der Stahl versprödet.
Aus diesem Grund ist es sinnvoll, die Obergrenze des B-Gehalts auf
0,01 Gew.-% festzulegen.
- (10) Rh, Ir: Abgesehen von den obigen Argumenten ist Co ein
geeignetes Element, die Ausbildung von δ-Ferrit zu verzögern. Nach
neueren Untersuchungen im Stand der Technik tendiert man dazu, dem
Stahl Co zuzugeben. Allerdings ist auch bekannt, dass eine zu große Menge
an Co die Stärke
des Stahls erniedrigt, und diesen sogar versprödet. Generell geht man davon
aus, dass die Obergrenze des Co-Gehalts bei 5 Gew.-% liegen sollte.
Es wurde gefunden, dass ebenso wie Co auch Rh und Ir wirksam sind.
Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden Rh und Ir dem Stahl in einer Menge zu je zwischen
0,3 und 0,5 Gew.-% zugegeben. Werden zwei oder mehrere dieser Elemente
zugefügt,
liegt die geeignete Gesamtmenge im Bereich zwischen 0,3 und 0,5
Gew.-%.
- (11) Lösliches
Al: Das dem Stahl zugesetzte Al fungiert im Wesentlichen als Inertisierungsmittel
für die Stahlschmelze.
Im Stahl liegt das zugesetzte Al in Form seiner Oxide und in jeder
anderen Form vor. In der Analyse wird es als HCl-lösliches
Al (löst.
Al) eingestuft. Solange Stahl durch andere zugesetzte Elemente inertisiert
werden kann, wird lösliches
Al nicht unbedingt benötigt.
Falls lösliches
Al jedoch in einer Menge von größer als
0,05 Gew.-% zugesetzt wird, führt
dies zur Erniedrigung der Kriechfestigkeit des Stahls. Der geeignete
Bereich für
den Gehalt an löslichem
Al liegt zwischen 0 und 0,05 Gew.-%.
- (12) P und S: P und S stellen beide unvermeidliche Verunreinigungen
im Stahl dar. Diese Elemente haben einige schlechte Einflüsse auf
die Verarbeitbarkeit des Stahls, die Widerstandsfähigkeit
geschweißter Stahlteile,
usw. Aus diesem Grund sollte deren Gehalt so gering wie möglich sein.
Insbesondere sollte der Gehalt an P nicht höher sein als 0,03 Gew.-%, und
der Gehalt an S sollte nicht höher
sein als 0,05 Gew.-%.
- (13) O: O ist ebenso eine unvermeidliche Verunreinigungen im
Stahl. Falls es lokal in Form großer und grobkörniger Oxidpartikel
im Stahl auftritt, haben die Partikel einige schlechte Einflüsse auf
die Widerstandsfähigkeit
und andere Eigenschaften des Stahls. Um die Widerstandsfähigkeit
des Stahls zu erhalten, ist es wünschenswert,
dass der O-Gehalt so weit wie möglich
minimiert wird. Wenn der O-Gehalt nicht höher ist als 0,01 Gew.-%, bleibt
sein Einfluss auf die Widerstandsfähigkeit des Stahls zufriedenstellend
gering. Deshalb sollte der O-Gehalt nicht höher sein als 0,01 Gew.-%.
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Wie
bereits oben erwähnt,
ist es der Gegenstand der vorliegenden Erfindung, feine Oxidpartikel
der Größe von höchstens
1 μm direkt
unterhalb des Oxidfilms auf der Stahloberfläche auszubilden, wobei durch den
Verbrückungseffekt
der Oxidpartikel verhindert wird, dass sich der Oxidfilm ablöst. Natürlich ist
die Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls nicht auf jene Komponenten
beschränkt,
die oben speziell erwähnt
wurden, solange der Stahl den Anforderungen der Erfindung genügt.
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Zusätzlich wurde
die vorliegende Erfindung betreffend ferritischen wärmeresistenten
Stahl, der durch die oben spezifizierten Maßgaben charakterisiert ist,
vervollständigt
durch die Erkenntnisse aus detaillierten Untersuchungsergebnissen,
die sowohl aus den chemischen Komponenten, aus denen sich der Stahl
zusammensetzt, als auch der Metallstruktur (Mikrostruktur) des Stahls
gewonnen wurden, welche die Autoren durchführten zur Erkundung des Zusammenhangs
zwischen den Stahleigenschaften, einschließlich der Langzeit-Kriechfestigkeit
und der Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation.
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Langzeit-Kriechfestigkeit
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Rh,
Ir und auch Co befinden sich in der gleichen Gruppe des Periodensystems.
Sie sind austenitbildende Elemente. Es wurde bisher angenommen,
dass durch ihre Anwesenheit im Stahl der A1 Übergangspunkt
des Stahls stark erniedrigt wird, was dazu führen würde, dass die Erweichungsbeständigkeit
des Stahls beim Tempern verringert wird.
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Allerdings
wird keine so große
Erniedrigung des A1 Übergangspunktes beim Stahl
beobachtet, wenn Rh und Ir sogar zu ferritischen Stahl mit hohem
Cr-Gehalt, der Mo und W enthält,
zugegeben wird. Darüber hinaus
bewirkt die Zugabe von Rh und Ir zum Stahl im Unterschied zu Co
keine Aggregation und kein Wachstum von Carbiden, Nitriden und Carbonitriden
zu großen
und grobkörnigen
Partikeln. Der Zusatz von Rh und Ir verfeinert die martensitische
Lattenstruktur des Stahls, während
die Martensitphase im Stahl verstärkt wird. Dieses Phänomen wird
durch gewöhnliche
Wärmebehandlung
des Stahls bestätigt.
Dabei wird kein bedeutender Unterschied in den Härtegraden von ferritischen
Stahl mit hohem Cr-Gehalt und her kömmlichem Stahl nach deren Abschrecken
gefunden; allerdings ist die Erweichungsbeständigkeit des Stahls beim Tempern
im Falle des ferritischen Stahls mit hohem Cr-Gehalt weitaus höher als
beim herkömmlichen
Stahl. Nach dem Tempern sollte der ferritische Stahl mit hohem Cr-Gehalt
eine martensitische Textur aufweisen, die ausgefällte Carbide, Nitride und Carbonitride
enthält.
Die martensitische Struktur im Stahl tendiert dazu, sich mit der
Zeit bei hohen Temperaturen von mehr als 630 °C zurückzubilden und zu erweichen,
was durch den Zusatz von Rh und Ir zum Stahl vermieden werden kann.
Als Folge davon wird die Langzeit-Kriechfestigkeit des Stahls bei hohen
Temperaturen oberhalb von 630 °C
stark erhöht,
und der Stahl sollte eine außerordentlich
gute Langzeit-Kriechfestigkeit aufweisen.
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Beständigkeit gegen Wasserdampf-Oxidation
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Auch
wenn Rh und Ir zu ferritischem Stahl mit hohem Cr-Gehalt, der zusätzlich große Mengen
an Mo und W enthält,
zugegeben werden, können
sie nicht die fehlerfreie Oxidschicht vom Korundtyp, die im Wesentlichen
aus Cr2O3 besteht
und sich auf dem Stahl ausbildet, in eine Struktur vom Spinelltyp
umwandeln. Deshalb kommt es zu keinen Brüchen in der Oxidschicht auf
dem Stahl, und die Beständigkeit
des Stahl gegen Wasserdampf-Oxidation bleibt erhalten, auch bei
hohen Temperaturen oberhalb von 630 °C.
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Der
Effekt von Rh und Ir tritt ein, wenn wenigstens eines der beiden
Elemente in einer Menge von 0,3 bis 5 Gew.-% zum Stahl zugefügt wird;
es ist bevorzugt, Rh in einer Menge von mindestens 0,3 Gew.-% und/oder
Ir in einer Menge von mindestens 0,6 Gew.-% einzusetzen. Wird jedoch
eine zu große
Menge von Rh und Ir von je höher
als 5 Gew.-% dem Stahl zugefügt,
wird deren Effekt kompensiert, ohne ihn nochmals in Erscheinung
treten zu lassen. Aus diesem Grund liegt die geeignete Menge an
Rh, die dem Stahl zugesetzt wird, im Bereich zwischen 0,3 und 5,0
Gew.-% und für
Ir liegt dieser Bereich zwischen 0,6 und 5,0 Gew.-%.
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Die
Wirkung der oben beschriebenen Elemente kann dadurch erreicht werden,
wenn sowohl Rh als auch Ir dem Stahl zugesetzt werden. Bei der kombinierten
Zugabe jedoch liegt deren Mengenbereich, in dem diese Wirkung erzielt
werden kann, zwischen 0,3 % ≤ Rh
+ (1/2) Ir ≤ 5,0
%, wobei % für
Gew.-% steht.
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Der
erfindungsgemäße ferritische
wärmebeständige Stahl
kann in jeder gewöhnlichen
Anlage und mit jedem Verfahren, das im Allgemeinen im Stand der
Technik Verwendung findet, hergestellt werden.
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Beispielsweise
wird Stahl in einem Brennofen, wie einem elektrischen Brennofen,
Konverter oder ähnlichem,
geschmolzen, und inertisierende und legierende Elemente werden zugefügt um die
korrekte Stahlzusammensetzung einzustellen. Wenn im Spezialfall
eine exakte Anpassung der Stahlzusammensetzung benötigt wird,
sollte die Stahlschmelze einer Vakuumbehandlung unterzogen werden,
bevor die legierenden Elemente zugesetzt werden.
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Die
Stahlschmelze, die speziell eingestellt wurde, und so eine vorgegebene
chemische Zusammensetzung aufweist, wird dann in einem kontinuierlichen
Gussverfahren oder durch Plattenfertigungsverfahren zu Platten,
Stangen oder Barren gegossen, die im Anschluss daran zu Stahlleitungen,
Blechen usw. geformt werden. In der Anlage, die Leitungen mit nahtlosen Übergängen herstellt,
werden z.B. Stangen extrudiert oder geschmiedet. Zur Herstellung
von Stahlblechen werden Platten warmgewalzt zu Warmwalzblechen.
Die resultierenden Warmwalzbleche können kaltgewalzt werden zu
Kaltwalzblechen. Wenn die Kaltbehandlung, wie beispielsweise das
Kaltwalzen, einer Heißbehandlungs-Arbeitstechnik
folgt, ist es zweckmäßig, die
warmgewalzten Bleche abzukühlen
und mit Säuren
zu waschen, bevor sie der gewöhnlichen
Kaltverformung unterworfen werden.
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Die
auf diese Weise hergestellten Stahlleitungen und Stahlbleche können optional
einer Hitzebehandlung zum Aushärten
oder ähnlichen
zugeführt
werden, um ihnen so bestimmte Eigenschaften zu verleihen.
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Die
vorliegende Erfindung wird in Bezugnahme auf die Beispiele nachfolgend
detailliert beschrieben, ohne die Erfindung jedoch auf diese zu
beschränken.
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BEISPIEL 1
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In
einem Vakuum-Hochfrequenz-Induktionsbrennofen mit einem Fassungsvermögen von
10 kg Stahl, wurden unterschiedliche Stahlsorten mit jeweils definierter
chemischer Zusammensetzung, wie sie in Tabelle 1 aufgelistet sind,
hergestellt.
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Jede
Stahlschmelze wurde zu Stangen mit einem Durchmesser von 70 mm gegossen,
die anschließend
innerhalb eines Temperaturbereichs von 1000 °C bis 1250 °C zu Schichten der Abmessung
45 mm × 45 mm
und der Länge
400 mm heißgewalzt
wurden. Dann wurden diese innerhalb eines Temperaturbereichs von 900 °C bis 1100 °C zu Blechen
der quadratischen Abmessung 15 mm × 15 mm kaltgewalzt.
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Die
Proben der Beispiele 1 bis 6 der Erfindung in Tabelle 1 wurden danach über einen
Zeitraum von 1 Stunde bei einer Temperatur von 1100 °C belassen
und dann durch Luftkühlung
abgekühlt,
oder wurden über einen
Zeitraum von 1 Stunde bei einer Temperatur von 800 °C belassen
und dann durch Luftkühlung
getempert.
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Andererseits
wurden die Proben der Vergleichsbeispiele 1 und 2 in Tabelle 1 einer
nachfolgenden gewöhnlichen
Wärmebehandlung
ausgesetzt. Zusammengefasst wurden sie über einen Zeitraum von 1 Stunde bei
einer Temperatur von 950 °C
belassen und dann durch Luftkühlung
abgekühlt,
oder wurden bei einer Temperatur von 750 °C belassen und dann durch Luftkühlung getempert.
Die Proben der Vergleichsbeispiele 1 und 2 hatten die chemische
Zusammensetzung von ASTM-A213-T91 beziehungsweise DIN-X20CrMoWV121.
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Teststücke dieser
8 Proben wurden geprüft
und auf Hochtemperatur-Kriechfestigkeit und Beständigkeit gegen Wasserdampf-Oxidation
hin untersucht.
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Hochtemperatur-Kriechfestigkeit
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Die
Teststücke
wurden dem Kriech-Bruch-Test unterworfen. Die Versuchsbedingungen
für diese
Austestung sind nachfolgend zusammengefasst:
Teststück: | Durchmesser
8,0 mm
Dicke 40 mm |
Versuchstemperatur: | (1)
650 °C,
(2) 700 °C |
Druckspannung: | (1)
140 MPa, (2) 120 MPa |
Versuchsergebnis: | Zeit
bis zum Kriech-Bruch |
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Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation
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Die
Teststücke
wurden auf Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation hin getestet. Die Versuchsbedingungen
für diese
Austestung sind nachfolgend zusammengefasst:
Versuchsatmosphäre: | Wasserdampfatmosphäre bei 700 °C |
Versuchsdauer: | 1000
Stunden |
Versuchsergebnis: | Dicke
der gebildeten Oxidschicht |
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Die
erhaltenen Versuchsergebnisse sind in Tabelle 2 zusammengefasst: TABELLE
2
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Wie
aus der Tabelle 2 entnommen werden kann, betrug die Zeitdauer bis
zum Kriech-Bruch
bei allen Teststücken
1 bis 6 gemäß der vorliegenden
Erfindung bei einer Temperatur von 650 °C und einer Druckspannung von
140 Mpa mehr als 3000 Stunden, und unter den Bedingungen einer Temperatur
von 700 °C
und einer Druckspannung von 120 Mpa betrug sie mehr als 100 Stunden.
In den erfindungsgemäßen Teststücken war die
Dicke des Oxidfilms, der sich bei der Wasserdampf-Oxidation bei
einer Temperatur von 700 °C über einen Zeitraum
von 1000 Stunden bildete, nicht höher als 77 μm.
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Umgekehrt
war die Kriech-Bruch-Festigkeit der Vergleichsbeispiele 1 und 2
weitaus schlechter als die der erfindungsgemäßen Beispiele, wie aus Tabelle
2 ersichtlich ist. Hinsichtlich der Beständigkeit gegen Wasserdampf-Oxidation
war die gebildete Oxidschicht beim Vergleichsbeispiel 1 etwa doppelt
so dick wie die der erfindungsgemäßen Beispiele. Dies bedeutet,
dass Vergleichsbeispiel 1 eine recht schlechte Beständigkeit
gegen Wasserdampf-Oxidation aufweist.
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Obige
Versuchsergebnisse bestätigen
die Aussage, dass die Beständigkeit
des erfindungsgemäßen ferritischen
wärmebeständigen Stahls
gegenüber
Wasserdampf-Oxidation sich bei hohen Temperaturen, auch oberhalb
von 630 °C,
nicht verschlechtert, und dass dieser darüber hinaus eine hohe Kriechfestigkeit
aufweist.